(57)【要約】【課題】焼入れ時の冷却速度が相対的に遅い場合であっても、高い焼入れ性、高い靱性、及び大きな焼戻し軟化抵抗を維持することが可能な合金鋼を提供すること。【解決手段】Ｃ：0.40〜0.60mass%、Ｓｉ：0.02〜2.00mass%、Ｍｎ：0.50〜2.00mass%、Ｃｕ：1.00mass%以下、Ｎｉ：0.01〜2.00mass%、Ｃｒ：3.00〜6.00mass%、Ｍｏ：0.05〜6.00mass%、Ｗ：10.00mass%以下、Ｖ：0.10〜2.00mass%、Ｃｏ：5.00mass%以下を含み、残部が実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなり、さらに、前記不可避的不純物の中で、Ｐ≦0.050mass%、Ｓ≦0.020mass%、Ａｌ≦0.050mass%、Ｏ≦0.0100mass%、Ｎ≦0.0200mass%に制限し、かつ、3.00≦Ｗｅｑ≦10.00、Ｍｔ≧190、Ｍｔ２≧15、ＰＮ≦11である合金鋼。但し、Ｗｅｑ＝2Ｍｏ＋Ｗ。Ｍｔ＝300Ｃ＋15Ｍｎ＋Ｃｕ＋20Ｎｉ＋2Ｃｒ＋Ｍｏ＋0.5Ｗ＋0.2Ｖ。Ｍｔ２＝15Ｍｎ＋Ｃｕ＋20Ｎｉ。ＰＮ＝Ｃｒ＋3Ｍｎ＋2Ｎｉ＋Ｃｕ。【選択図】図４
2007308784.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
０．４０ｍａｓｓ％≦Ｃ≦０．６０ｍａｓｓ％、
０．０２ｍａｓｓ％≦Ｓｉ≦２．００ｍａｓｓ％、
０．５０ｍａｓｓ％≦Ｍｎ≦２．００ｍａｓｓ％、
Ｃｕ≦１．００ｍａｓｓ％、
０．０１ｍａｓｓ％≦Ｎｉ≦２．００ｍａｓｓ％、
３．００ｍａｓｓ％≦Ｃｒ≦６．００ｍａｓｓ％、
０．０５ｍａｓｓ％≦Ｍｏ≦６．００ｍａｓｓ％、
Ｗ≦１０．００ｍａｓｓ％、
０．１０ｍａｓｓ％≦Ｖ≦２．００ｍａｓｓ％、
Ｃｏ≦５．００ｍａｓｓ％、
を含み、残部が実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなり、
さらに、前記不可避的不純物の中で、
Ｐ≦０．０５０ｍａｓｓ％、
Ｓ≦０．０２０ｍａｓｓ％、
Ａｌ≦０．０５０ｍａｓｓ％、
Ｏ≦０．０１００ｍａｓｓ％、
Ｎ≦０．０２００ｍａｓｓ％
に制限し、かつ
３．００≦Ｗｅｑ≦１０．００、
Ｍｔ≧１９０、
Ｍｔ２≧１５、
ＰＮ≦１１
である合金鋼。
但し、Ｗｅｑ＝２Ｍｏ＋Ｗ。
Ｍｔ＝３００Ｃ＋１５Ｍｎ＋Ｃｕ＋２０Ｎｉ＋２Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．５Ｗ＋０．２Ｖ。
Ｍｔ２＝１５Ｍｎ＋Ｃｕ＋２０Ｎｉ。
ＰＮ＝Ｃｒ＋３Ｍｎ＋２Ｎｉ＋Ｃｕ。
【請求項２】
１９０≦Ｍｔ≦２４０、かつ、５≦ＰＮ≦１１である請求項１に記載の合金鋼。
【請求項３】
Ｎｂ≦０．０２ｍａｓｓ％、及び、
Ｂ≦０．００２０ｍａｓｓ％、
のいずれか１以上の元素をさらに含む請求項１又は２に記載の合金鋼。
【請求項４】
熱間、温間又は冷間で使用される塑性加工用金型材料として用いられる請求項１から３までのいずれかに記載の合金鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、合金鋼に関し、さらに詳しくは、熱間、温間又は冷間で使用される塑性加工用金型の材料として好適な合金鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
マトリックスハイスは、基地（マトリックス）がハイス（高速度工具鋼）と同等の成分を有し、ハイスよりも炭化物量を低減した材料であり、セミハイスとも呼ばれている。マトリックスハイスは、ハイスよりも炭化物の量が少ないので、ハイスに比べて靱性が高いという特徴がある。
従来、マトリックスハイスは、４Ｃｒをベースに開発され、ＭＨ８５（大同特殊鋼（株）製）、ＤＲＭ１（大同特殊鋼（株）製）、ＹＸＲ３３（日立金属（株）製）、ＹＸＲ３（日立金属（株）製）などが市場で使用されている。また、高硬度が要求される材料には、焼入れ性を向上させた５Ｃｒ系のマトリックスハイスも使用されている。一方、Ｃｒの添加量が多くなると焼戻し軟化抵抗が低下するので、軟化抵抗が必要な温熱間鍛造用工具を主用途とするマトリックスハイスや熱間工具鋼は、Ｃｒ量が３〜４．５ｍａｓｓ％程度に抑えられている（例えば、ＹＸＲ３３、ＤＨ７１など）。
【０００３】
しかしながら、使用条件が過酷になるに伴い、マトリックスハイスに対してさらに高い性能が要求されるようになっている。そのため、従来のマトリックスハイスを改良した材料に関し、種々の提案がなされている。
例えば、特許文献１には、Ｃ：０．４５〜０．６５ｗｔ％、Ｓｉ：０．１０〜１．０ｗｔ％、Ｍｎ：０．２０〜２．００ｗｔ％、Ｐ：０．０２ｗｔ％以下、Ｓ：０．０１５ｗｔ％以下、Ｃｕ：１．０ｗｔ％以下、Ｎｉ：１．０ｗｔ％以下、Ｃｒ：３．５〜５．０ｗｔ％、Ｍｏ：０．０〜３．０ｗｔ％、Ｗ：０．０〜１０．０ｗｔ％、Ｖ：１．０〜２．０ｗｔ％、Ａｌ：０．１０ｗｔ％以下、Ｏ：０．０１ｗｔ％以下、Ｎ：０．０２ｗｔ％以下を含み、残部が実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ、Ｗｅｑ：２．０〜１０．０、２Ｍｏ／Ｗｅｑ：０．６０以下、ΔＣ：−０．３〜０．０である合金鋼が開示されている。同文献には、ＭｏとＷの比（２Ｍｏ／Ｗｅｑ）を最適化すると、常温の強度を維持しつつ、高温での強度低下を抑制できる点、及び、ΔＣ量を最適化すると、高い硬度と高い靱性を両立させることができる点が記載されている。
【０００４】
また、特許文献２には、Ｃ：０．７〜０．９ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：２．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：５〜６ｍａｓｓ％、Ｍｏ：２．５〜３．５ｍａｓｓ％、Ｖ：１．８〜２．３ｍａｓｓ％を含むマトリックスハイス鋼からなるスリッタ刃が開示されている。同文献には、晶出する一次炭化物の内、Ｍ6Ｃ炭化物の割合をより小さくし、ＭＣ炭化物の割合をより大きくすると、マトリックスハイスの硬度及び耐摩耗性を補強できる点が記載されている。
【０００５】
【特許文献１】特開２００５−２０６９１３号公報
【特許文献２】特開２００４−３２３８７４号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
熱間・温間金型に使用されるマトリックスハイス系材料は、焼戻し軟化抵抗の確保が必要である。焼戻し軟化抵抗とは、Ｃ含有量が同じ炭素鋼と合金鋼とを同一条件で焼戻したときの硬さの差をいう。一般に、合金元素添加量が多くなるほど、軟化抵抗は大きくなる。焼戻し軟化抵抗の大きい鋼は、高温強度が高く、また一定の強度を得るのに高い温度で焼戻しが行われるので靱性も高いという特徴がある。
従来、マトリックスハイス系材料の軟化抵抗を確保するために、以下の対策が実施されている。
（１）  焼入れ温度での固溶Ｃ、Ｃｒ量の低減（軟化抵抗の確保）とＣｏの少量添加による焼戻し時の炭化物の粗大化防止。
（２）  Ｃｏなどの固溶強化元素の積極的利用。
【０００７】
しかしながら、従来の対策は、以下の問題点が顕在化してきた。すなわち、Ｃ量の低減によってＭｓ点が上昇した。その結果、焼入れ時のマルテンサイトラス・ベイナイトラスの成長が顕著となり、ベイナイト組織化した場合の靱性劣化が顕著となった。一方、ベイナイト焼入れ性の確保を目的にＣｒ添加量を増加させると、軟化抵抗を確保できない。そのため、特にマトリックスハイス系材料を大型材に適用する場合には、焼入れ時の冷却速度を極力速くするために、油令するしか方法が無く、熱処理の自由度が制限されていた。
【０００８】
本発明が解決しようとする課題は、焼入れ性が高く、靱性が高く、かつ、焼戻し軟化抵抗の大きい合金鋼を提供することにある。
また、本発明が解決しようとする他の課題は、焼入れ時の冷却速度が相対的に遅い場合であっても、高い焼入れ性、高い靱性、及び大きな焼戻し軟化抵抗を維持することが可能な合金鋼を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
上記課題を解決するために本発明に係る合金鋼は、
０．４０ｍａｓｓ％≦Ｃ≦０．６０ｍａｓｓ％、
０．０２ｍａｓｓ％≦Ｓｉ≦２．００ｍａｓｓ％、
０．５０ｍａｓｓ％≦Ｍｎ≦２．００ｍａｓｓ％、
Ｃｕ≦１．００ｍａｓｓ％、
０．０１ｍａｓｓ％≦Ｎｉ≦２．００ｍａｓｓ％、
３．００ｍａｓｓ％≦Ｃｒ≦６．００ｍａｓｓ％、
０．０５ｍａｓｓ％≦Ｍｏ≦６．００ｍａｓｓ％、
Ｗ≦１０．００ｍａｓｓ％、
０．１０ｍａｓｓ％≦Ｖ≦２．００ｍａｓｓ％、
Ｃｏ≦５．００ｍａｓｓ％、
を含み、残部が実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなり、
さらに、前記不可避的不純物の中で、
Ｐ≦０．０５０ｍａｓｓ％、
Ｓ≦０．０２０ｍａｓｓ％、
Ａｌ≦０．０５０ｍａｓｓ％、
Ｏ≦０．０１００ｍａｓｓ％、
Ｎ≦０．０２００ｍａｓｓ％
に制限し、かつ
３．００≦Ｗｅｑ≦１０．００、
Ｍｔ≧１９０、
Ｍｔ２≧１５、
ＰＮ≦１１
であることを要旨とする。
但し、Ｗｅｑ＝２Ｍｏ＋Ｗ。
Ｍｔ＝３００Ｃ＋１５Ｍｎ＋Ｃｕ＋２０Ｎｉ＋２Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．５Ｗ＋０．２Ｖ。
Ｍｔ２＝１５Ｍｎ＋Ｃｕ＋２０Ｎｉ。
ＰＮ＝Ｃｒ＋３Ｍｎ＋２Ｎｉ＋Ｃｕ。
【発明の効果】
【００１０】
本発明に係る合金鋼は、マトリックスハイスをベースとし、Ｍｓ点の指標となるＭｔを一定値以上にコントロールした事で、Ｍｓ点の上昇が抑えられ、マルテンサイトラス・ベイナイトラスの成長を抑制し、靱性の劣化をおさえることができる。また、炭化物を形成せずにＭｓ点を上昇させるＭｎ、Ｎｉ、Ｃｕを添加し、その添加量の指標Ｍｔ２を最適化したので、冷却速度の低下による衝撃値の低下を抑制することができる。さらに、球状化焼なましの難易度の指標となるＰＮを最適化したので、球状化焼鈍しを困難にさせることなく、焼入れ時の冷却速度が低下しても、所定の硬さ−靱性のバランスを維持することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１１】
以下に、本発明の一実施の形態について詳細に説明する。本発明に係る合金鋼は、以下のような元素を含み、残部が実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなる。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
【００１２】
（１）  ０．４０ｍａｓｓ％≦Ｃ≦０．６０ｍａｓｓ％。
Ｃは、硬さ、耐摩耗性を確保するために必要な元素である。焼入れ・焼戻し後の最高硬さ６０ＨＲＣ以上を確保するためには、Ｃは、０．４０ｍａｓｓ％以上の添加量を確保する必要がある。Ｃ添加量は、さらに好ましくは、０．４５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．５０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃを多量に添加すると、炭化物形成元素（Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ）と結合し、炭化物を形成する。そのため、焼入れ時に炭化物が多量に残留し、靱性低下を招く。従って、Ｃ添加量は、０．６０ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｃ添加量は、さらに好ましくは、０．５７ｍａｓｓ％以下である。
【００１３】
（２）  ０．０２ｍａｓｓ％≦Ｓｉ≦２．００ｍａｓｓ％。
Ｓｉは、脱酸元素として添加されるとともに、炭化物、マトリックス両者に固溶し、硬さ増大に寄与する。従って、最低限の添加量として、０．０２ｍａｓｓ％以上を添加する。
他方、Ｓｉを過剰に添加すると熱間加工性の低下や、靱性の低下を招く。従って、Ｓｉ添加量は、１．００ｗｔ％以下が好ましい。
【００１４】
（３）  ０．５０ｍａｓｓ％≦Ｍｎ≦２．００ｍａｓｓ％。
Ｍｎは、脱酸元素として必要な成分であり、また、焼入れ性及び硬さの確保のために必要な成分である。従って、最低限の添加量として、０．５０ｗｔ％を添加する。Ｍｎ添加量は、さらに好ましくは、０．７０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．９０ｍａｓｓ％以上である。
他方、Ｍｎを過剰に添加すると、熱間加工性が低下する。従って、Ｍｎ添加量は、２．００ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｍｎ添加量は、さらに好ましくは、１．８０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１．５０ｍａｓｓ％以下である。
【００１５】
（４）  Ｃｕ≦１．００ｍａｓｓ％。
Ｃｕは、多量に添加すると赤熱脆性を示し、熱間加工性を低下させる。従って、Ｃｕの添加量は、１．００ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｃｕ添加量は、さらに好ましくは、０．５０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．２５ｍａｓｓ％以下である。
【００１６】
（５）  ０．０１ｍａｓｓ％≦Ｎｉ≦２．００ｍａｓｓ％。
Ｎｉは、焼き入れ性の向上、及び基地の強化に有効である。このような効果を得るためには、Ｎｉ添加量は、０．０１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
但し、過度の添加は、加工性を低下させる。従って、Ｎｉの添加量は、２．００ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｎｉの添加量は、さらに好ましくは、１．００ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．５０ｍａｓｓ％以下である。
【００１７】
（６）  ３．００ｍａｓｓ％≦Ｃｒ≦６．００ｍａｓｓ％。
Ｃｒは、焼入れ時にマトリックスに固溶し、焼入れ性を確保する。焼入れ性を確保するために必要な最低限の添加量が３．００ｍａｓｓ％である。Ｃｒの添加量は、さらに好ましくは、３．５０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、４．００ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃｒを過度に添加すると、焼入れ温度においてＣｒ系炭化物が残留したり、あるいは、軟化抵抗を低下させる。従って、Ｃｒの添加量は、６．００ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｃｒの添加量は、さらに好ましくは、５．００ｍａｓｓ％以下である。
【００１８】
（７）  ０．０５ｍａｓｓ％≦Ｍｏ≦６．００ｍａｓｓ％。
Ｍｏは、炭化物を形成して基地の強化や耐摩耗性を向上させ、また、焼入れ性を確保する。強度、耐摩耗性、及び焼入れ性に優れた合金工具鋼を得るためには、Ｍｏの添加量は、０．０５ｍａｓｓ％以上が好ましい。
但し、過度の添加は、焼入れ時にＭｏが炭化物として残留し、靱性の低下を招く。従って、Ｍｏの添加量は、６．００ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｍｏの添加量は、さらに好ましくは、５．００ｍａｓｓ％以下である。
【００１９】
（８）  Ｗ≦１０．００ｍａｓｓ％。
Ｗは、炭化物を形成して基地の強化や耐摩耗性を向上させ、また、焼入れ性を確保する。本発明においては、Ｍｏが添加されるので、Ｗ無添加でも良いが、強度、耐摩耗性、及び焼入れ性に優れた合金工具鋼を得るためには、Ｗの添加量は、１．００ｍａｓｓ％以上が好ましい。
但し、過度の添加は、焼入れ時にＷが炭化物として残留し、靱性の低下を招く。従って、Ｗの添加量は、１０．００ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｗの添加量は、さらに好ましくは、８．００ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、６．００ｍａｓｓ％以下である。
なお、Ｗは、単独で添加してもよいが、ＷとＭｏは同等の効果をもたらすので、ＷとＭｏとを同時に添加してもよい。この場合、Ｗ当量（Ｗｅｑ）が所定の範囲となるように、ＷとＭｏの添加量を定めるのが好ましい。この点については、後述する。
【００２０】
（９）  ０．１０ｍａｓｓ％≦Ｖ≦２．００ｍａｓｓ％。
Ｖは、Ｃと結合し、安定なＭＣ型炭化物を形成する元素である。Ｖは、炭化物として焼入れ時にマトリックスに分散し、結晶粒の粗大化を防止する効果、及び焼入れ時にマトリックスに固溶し、焼戻し時に微細な焼戻し炭化物として析出し、焼戻し硬さを上昇させる効果がある。このような効果を得るためには、Ｖ添加量は、０．１０ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｖ添加量は、さらに好ましくは、０．５０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、１．００ｍａｓｓ％以上である。
一方、粗大な炭化物として晶出することによる靱性劣化を抑制するためには、Ｖの添加量は、２．００ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｖ添加量は、さらに好ましくは、１．８０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１．６０ｍａｓｓ％以下である。
【００２１】
（１０）  Ｃｏ≦５．００ｍａｓｓ％。
Ｃｏは、マトリックスに固溶し、強度向上に寄与する。また、Ｃｏは、炭化物の粗大化を防止し、軟化抵抗向上に寄与するので、積極的に添加するのが好ましい。Ｃｏは、必ずしも添加しなくてもよいが、スクラップより混入する可能性がある。炭化物の粗大化を防止し、軟化抵抗を向上させるためには、Ｃｏ添加量は、１．００ｍａｓｓ％以上が好ましい。
但し、Ｃｏは、添加元素としてその価格が高いので、過度の添加は、高コスト化を招く。また、Ｃｏを過度に添加すると、マトリックスの強化及び炭化物の粗大化防止の効果が無くなる。従って、Ｃｏの添加量は、５．００ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｃｏ添加量は、さらに好ましくは、３．００ｍａｓｓ％以下である。
【００２２】
また、本発明に係る合金鋼に含まれる不可避的不純物としては、以下のようなものがある。
（１１）  Ｐ≦０．０５０ｍａｓｓ％。
Ｐは、溶解原料中に不可避的に存在する。Ｐ量の上昇に伴い、粒界脆化をもたらす。従って、Ｐの添加量は、０．０５０ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｐの添加量は、さらに好ましくは、０．０２０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．０１０ｍａｓｓ％以下である。
【００２３】
（１２）  Ｓ≦０．０２０ｍａｓｓ％。
Ｓは、不可避的に溶解原料中に存在する。また、被削性を向上させるため、Ｍｎと同時に添加する方法も数多く適用されている。しかし、硫化物の形成量が増加すると、材料の靱性劣化が顕著になる。従って、Ｓの添加量は、０．０２０ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｓの添加量は、さらに好ましくは、０．０１０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．００５ｍａｓｓ％以下である。
【００２４】
（１３）  Ａｌ≦０．０５０ｍａｓｓ％。
Ａｌは、脱酸剤として使用されるため、不可避的に鋼中に含まれる。Ａｌの添加量が多すぎると、酸化物を形成して介在物となり、鋼の靱性を著しく低下させる。従って、Ａｌの添加量は、０．０５０ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ａｌ添加量は、さらに好ましくは、０．０２０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．０１０ｍａｓｓ％以下である。
【００２５】
（１４）  Ｏ≦０．０１００ｍａｓｓ％。
Ｏは、溶鋼中に含まれる元素で、不可避的に鋼中に含まれる。Ｏが高いと、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｇなどと反応し、酸化物系の介在物を生成させる。従って、Ｏの含有量は、０．０１００ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｏ含有量は、さらに好ましくは、０．００５０ｍａｓｓ％以下である。
【００２６】
（１５）  Ｎ≦０．０２００ｍａｓｓ％。
Ｎは、溶解中に溶鋼中に固溶し、不可避的に存在する。Ｎが高いと、窒化物が生成し、材料特性が劣化する。従って、Ｎの含有量は、０．０２００ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｎ含有量は、さらに好ましくは、０．０１５０ｍａｓｓ％以下である。
【００２７】
次に、成分バランスについて説明する。
（Ａ）  ３．００≦Ｗｅｑ≦１０．０。
Ｍｏ及びＷは、いずれもＭ６Ｃ型炭化物を形成する元素である。また、Ｗは、Ｍｏの約２倍の原子量であるので、Ｍ６Ｃ型炭化物の形成量は、その原子量の比率より、次の（１）式で表されるＷｅｑ（Ｗ当量）で表される。
Ｗｅｑ＝２Ｍｏ(ｍａｓｓ％)＋Ｗ(ｍａｓｓ％)    ・・・（１）
この値が小さいと、焼入れ時に固溶する炭化物量が不十分で、十分な２次硬化が得られない。従って、Ｗｅｑは、３．００以上が好ましい。Ｗｅｑは、さらに好ましくは、４．００以上である。
一方、Ｗ及び／又はＭｏの過度の添加は、炭化物形成量が増加し、靱性確保が困難となる。従って、Ｗｅｑは、炭化物残留が顕著となる１０．００以下が好ましい。Ｗｅｑは、さらに好ましくは、８．００以下である。
【００２８】
（Ｂ）  Ｍｔ≧１９０。
Ｍｔは、合金鋼のＭｓ点に対応するパラメータであり、次の（２）式で表される。なお、（２）式中の各元素の単位は、「ｍａｓｓ％」である。
Ｍｔ＝３００Ｃ＋１５Ｍｎ＋Ｃｕ＋２０Ｎｉ＋２Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．５Ｗ＋０．２Ｖ
・・・（２）
Ｍｔが小さすぎると、Ｍｓ点が上昇し、焼入れ時にマルテンサイトラス・ベイナイトラスの成長が顕著となる。そのため、ベイナイト組織化した場合に、靱性劣化が顕著となる。高い靱性を確保するためには、Ｍｔは、１９０以上が好ましい。
一方、Ｍｔが大きくなりすぎると、Ｍｓ点が室温以下となる。そのため、焼入れしても残留オーステナイトが多量に残留し、高い硬度が得られない。残留オーステナイト量を低減するためには、Ｍｔは、２４０以下が好ましい。
【００２９】
（Ｃ）  Ｍｔ２≧１５。
Ｍｔ２は、炭化物を形成しない元素（Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ）と合金鋼のＭｓ点との関係を示すパラメータであり、次の（３）式で表される。なお、（３）式中の各元素の単位は、「ｍａｓｓ％」である。
Ｍｔ２＝１５Ｍｎ＋Ｃｕ＋２０Ｎｉ      ・・・（３）
Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕは、いずれも、合金鋼のＭｓ点を下げる作用がある。しかも、これらの元素を意図的に添加しても、炭化物量は増加しない。そのため、焼入れ時の冷却速度（特に、低温域の冷却速度（下部冷却速度））が相対的に遅くなっても、衝撃値の低下が少ない。このような効果を得るためには、Ｍｔ２は、１５以上が好ましい。
【００３０】
（Ｄ）  ＰＮ≦１１。
ＰＮは、合金鋼の焼戻し性及び焼入れ性を表すパラメータであり、次の（４）式で表される。なお、（４）式中の各元素の単位は、「ｍａｓｓ％」である。
ＰＮ＝Ｃｒ＋３Ｍｎ＋２Ｎｉ＋Ｃｕ      ・・・（４）
Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕは、いずれも、Ｍｓ点を下げる作用がある。しかしながら、これらの元素を過剰に添加すると、Ｍｓ点が大きく低下し、焼入れを行っても所定の硬さを確保できない。また、これらの元素を多量に添加すると、球状化焼鈍しが困難となる。球状化焼鈍しが困難になると、靱性や被削性を低下させる。球状化焼鈍しを可能とするためには、ＰＮは、１１以下が好ましい。ＰＮは、さらに好ましくは、１０以下である。
一方、これらの元素の添加量（特に、Ｃｒ）が少なくなりすぎると、焼入れ性が低下し、マルテンサイト組織を生成させるためには、冷却速度を相対的に大きくする必要がある。相対的に大きな材料であっても十分に焼入れするためには、ＰＮは、５以上が好ましい。ＰＮは、さらに好ましくは、６以上である。
【００３１】
図１に、Ｍｔ、Ｍｔ２及びＰＮの関係を示す。図１に示すように、Ｍｔを１９０以上にすると、マルテンサイトラス・ベイナイトラスの成長が抑制され、靱性を向上させることができる。また、Ｍｔを１９０以上にすることに加えて、Ｍｔ２を１５以上にすると、下部冷却速度が相対的に遅くなっても、衝撃値の低下を抑制することができる。さらに、Ｍｔを２４０以下にすると、残留オーステナイト量が少なくなり、高硬度が得られる。
また、ＰＮを１１以下にすると、球状化焼鈍しが可能となる。さらに、ＰＮを５以上にすると、焼入れ性が向上し、大型材であっても、充分に焼入れすることができる。
【００３２】
本発明に係る合金鋼は、上述した各種の元素に加えて、以下のいずれか１以上の添加元素をさらに含んでいても良い。
（１６）  Ｎｂ≦０．０２ｍａｓｓ％。
Ｎｂは、Ｖと同様に、Ｃと結合して安定なＭＣ炭化物を形成する元素である。Ｎｂを中心とする炭化物は、Ｖを中心とするＭＣ炭化物より安定で、焼入れ時にマトリックスへほとんど固溶しない。そのため、焼入れ時の結晶粒の粗大化を防止するのに有効であり、必要に応じて添加することができる。但し、Ｎｂを過度に添加すると、粗大な炭化物が生成し、靱性を低下させる。従って、Ｎｂの添加量は、０．０２ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｎｂ添加量は、さらに好ましくは、０．０１ｍａｓｓ％以下である。
【００３３】
（１７）  Ｂ≦０．００２０ｍａｓｓ％。
Ｂは、結晶粒界の強度を増し、衝撃値の向上、熱間での靱性確保に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。但し、Ｂの過度の添加は、粒界近傍のＢ濃化域を形成し、１２００℃以下で溶融相が出現し、熱間加工性を低下させる。従って、Ｂの添加量は、０．００２０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
【００３４】
本発明に係る合金鋼は、焼入れ・焼戻しを行った後、そのまま用いても良いが、焼入れ・焼戻し後の合金鋼に対して表面処理を行っても良い。表面処理方法は特に限定されるものではなく、種々の方法を用いることができる。表面処理方法としては、具体的には、浸炭処理、窒化処理、浸炭窒化処理、ＣＶＤ処理、ＰＶＤ処理、ＴＤ処理等が挙げられる。
【００３５】
本発明に係る合金鋼は、通常のマトリックスハイスと同様の手順に従って熱処理して使用される。すなわち、所定の組成を有する原料を溶解・鋳造後、所定の鍛錬比で鍛伸する。次いで、所定の温度で焼入れ及び焼戻しを行う。この場合、鍛錬比、焼入れ温度、焼戻し温度等は、合金鋼の組成、用途、要求特性等に応じて最適な条件を選択すればよい。
【００３６】
次に、本発明に係る合金鋼の作用について説明する。
既存のマトリックスハイス系材料は、焼入れ性改善をＣｒ添加により実施していた。そのため、Ｃｒ量を増加させると焼入れ性は向上するが、焼戻し軟化抵抗が低下し、十分な硬さが得られない。
一方、Ｃ、Ｃｒ量を低減すると、軟化抵抗を確保することができる。しかしながら、Ｃ量を低減させると、Ｍｓ点が上昇する。その結果、特に大型材において下部冷却速度が低下すると、マルテンサイト組織やベイナイト組織が粗大化し、衝撃値の低下が顕著となる。
【００３７】
これに対し、本発明に係る合金鋼は、各種添加元素の組成を最適化することに加えて、Ｗｅｑ、Ｍｔ、Ｍｔ２及びＰＮを最適化したので、焼入れ性に優れ、高い靱性も得られる。また、実際の製品を熱処理する場合、一般に、冷却速度は一定にはならず、５００℃以下の低温域では冷却速度が低下する。その結果、製品が大型化するほど、靱性の低下が顕著となる。しかしながら、本発明に係る合金鋼は、下部冷却速度が低下した場合であっても、衝撃値の低下が少ない。これは、以下の理由による。
（１）  Ｗｅｑを最適化することによって、十分な２次硬化と靱性確保とを両立できる。
（２）  Ｍｔを最適化することによって、変態温度が低下する。その結果、下部冷却速度が低下した場合であっても、マルテンサイト組織やベイナイト組織の粗大化が抑制される。
（３）  炭化物を形成しないＭｎ、Ｎｉ、Ｃｕを積極的に添加する（すなわち、Ｍｔ２を最適化する）ことによって、軟化抵抗を確保しながら、変態温度を低下させることが可能となる。その結果、下部冷却速度の低下による衝撃値低下を抑制できる。
（４）  Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕの添加量をある一定の範囲に抑制する（すなわち、ＰＮを最適化する）ことによって、焼入れ性の確保と焼鈍し性の確保とを両立できる。
【実施例１】
【００３８】
（実施例１〜３６、比較例Ａ〜Ｖ）
［１．  試料の作製］
表１及び表２に、本発明に係る合金鋼（実施例１〜３６）の成分を示す。また、表３に、比較例Ａ〜Ｖ、並びに、従来のハイス系鋼種（ＳＫＨ５１）及び熱間ダイス鋼系鋼種（ＳＫＤ６１）の成分を示す。
【００３９】
【表１】
2007308784.tif 000003
【００４０】
【表２】
2007308784.tif 000004
【００４１】
【表３】
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【００４２】
表１、２に示す開発鋼、並びに、表３に示す各種比較鋼について、１５０ｋｇの真空誘導炉において溶解、鋳造後、ソーキング処理（１２５０℃×１０ｈｒ以上）を実施した。次いで、鋳塊を鍛錬比８Ｓで鍛伸した。次に、９００℃で３時間保持後、６００℃まで１５℃／ｈｒの冷却速度で冷却し、球状化焼なまし処理を行った。さらに、各鋼種ごとに最適な温度で焼入れ及び焼戻しを行った。
焼入れは、図２の上図に示すように、中間温度（８５０℃）で１０分間保持した後、焼入れ温度（１０００〜１１４０℃）で１０分間保持し、所定の冷却速度で冷却することにより行った。焼入れは、
（１）  ５００℃までを平均冷却速度１００℃／ｍｉｎで冷却し、５００℃以下を平均冷却速度４０℃／ｍｉｎで冷却する方法（以下、これを「急冷」という）、
（２）  ５００℃までを平均冷却速度１００℃／ｍｉｎで冷却し、５００℃以下を平均冷却速度１０℃／ｍｉｎで冷却する方法（以下、これを「徐冷」という）、
の２種類について行った。
また、焼戻しは、図２の下図に示すように、５６０℃で１時間保持し、空冷する操作を２回繰り返すことにより行った。
【００４３】
［２．  評価］
得られた開発鋼及び比較鋼について、ＳＡ硬さ（ＨＲＢ）、並びに、焼入れ・焼戻し後の硬さ（ＨＲＣ）及び１０Ｒシャルピー衝撃値（以下、単に「衝撃値」という）を測定した。さらに、得られた衝撃値から、急冷時の衝撃値に対する徐冷時の衝撃値の比率（以下、単に「比率」という）を算出した。表４及び表５に、それぞれ、開発鋼及び比較鋼について測定された硬さ、衝撃値及び比率を示す。なお、表４、５には、それぞれ、Ｗｅｑ、Ｍｔ、Ｍｔ２、及びＰＮの値も併せて示した。
【００４４】
比較鋼は、比較鋼Ｊ、Ｋ、Ｌを除き、いずれも比率が６０％未満であった。これは、Ｍｔ２が１５未満であるために、相対的にＭｓ点が上昇し、徐冷時に組織が粗大化したためである。比較鋼Ｊ、Ｋ、Ｌは、比率が６０％以上であったが、これは、急冷時の衝撃値自体が低い低衝撃値材であるためである。比較鋼Ｊ、Ｋ、Ｌの衝撃値が低いのは、いずれもＰＮ値が１１を超えており、球状化焼鈍しが困難であったためである。
【００４５】
これに対し、開発鋼は、Ｗｅｑ、Ｍｔ、Ｍｔ２及びＰＮのすべてが最適化されているので、比率は、いずれも６０％以上であった。急冷時の衝撃値は、相対的に高く、組成を最適化することによって、急冷時の衝撃値は、６０Ｊ／ｃｍ２以上、８０Ｊ／ｃｍ２以上、あるいは、１００Ｊ／ｃｍ２以上となった。また、組成を最適化することによって、徐冷時の衝撃値は、５０Ｊ／ｃｍ２以上、７０Ｊ／ｃｍ２以上、あるいは、９０Ｊ／ｃｍ２以上となった。
【００４６】
【表４】
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【００４７】
【表５】
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【００４８】
図３に、焼入れ焼戻し後の硬さと１０Ｒシャルピー衝撃値の関係を示す。図３より、開発鋼は、急冷時と徐冷時の硬さ及び１０Ｒシャルピー衝撃値の差が小さいのに対し、比較鋼は、急冷時と徐冷時の差が大きいことがわかる。開発鋼において急冷時と徐冷時の差が小さいのは、炭化物を形成しないＭｎ、Ｎｉ、Ｃｕを積極的に添加することによって、変態温度が低下し、下部冷却速度の低下による衝撃値の低下が抑制されたため、及び、ＰＮ値を最適化することによって、炭化物を生成させることなく焼入れ性が改善されたためである。
また、図４に、Ｍｔ２／Ｍｔ比と衝撃値の比率（＝徐冷時の衝撃値／急冷時の衝撃値（％））の関係を示す。図４より、開発鋼は、いずれも衝撃値の比率が高いことがわかる。これは、Ｍｔ２／Ｍｔ比が高いため、すなわち、変態温度の低下を主として炭化物を形成しないＭｎ、Ｎｉ、Ｃｕの積極添加によって行っているためである。
【００４９】
以上、本発明の実施の形態について詳細に説明したが、本発明は上記実施の形態に何ら限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲内で種々の改変が可能である。
【産業上の利用可能性】
【００５０】
本発明に係る合金鋼は、ダイス、パンチ、コンロッド用金型などの熱間塑性加工用金型、温間塑性加工用金型、冷間塑性加工用金型等の各種工具用の材料として用いることができる。
【図面の簡単な説明】
【００５１】
【図１】合金鋼の特性とＭｔ、Ｍｔ２及びＰＮとの関係を示す図である。
【図２】実施例で用いた焼入れ（上図）及び焼戻し（下図）の熱処理パターンである。
【図３】硬さと１０Ｒシャルピー衝撃値との関係を示す図である。
【図４】Ｍｔ２／Ｍｔ比と衝撃値の比率（＝徐冷時の衝撃値／急冷時の衝撃値）との関係を示す図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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