(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
冷間加工工具用の鋼材であって、
前記鋼材が、重量％で以下の化学組成：
炭素：２．０−４．３％
シリコン：０．１−２．０％
マンガン：０．１−２．０％
クロム：５．６−８．５％
ニッケル：最高１．０％
モリブデン：１．７−３％、但しＭｏは、全部又は一部がタングステンの量の２倍量によって置換でき、
ニオビゥム：最高２．０％
バナジゥム：６．５−１５％、但しＶはＮｂの２倍量によって最高２％Ｎｂ まで置換でき、
窒素：最高０．３％、及び
残部：鉄及び不可避的不純物、
を含む合金からなり；
但しここで、一方の炭素及び窒素と他方のバナジゥム及び存在しているニオビゥムの含量が、相互に均衡をとり合って前記元素の含量が図２の座標系の点Ａ、Ｂ”、Ｅ、Ｆ、Ｂ’、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ａ領域内に位置し、ここで前記各点のＶ＋２Ｎｂ／Ｃ＋Ｎ座標値は
Ａ：９／３．１
Ｂ’：９／２．６５
Ｂ”：９／２．８５
Ｂ：９／２．５
Ｅ：１５／４．３
Ｃ：６．５／２．０
Ｆ：１５／３．７５
Ｄ：６．５／２．４５
であり、
焼入れと焼戻しの後の室温における前記鋼材が、５５−６６ＨＲＣの硬度と、マルテンサイトを含むマトリックスと、該マトリックス中の１０−４０容積％のＭＸ型（式中Ｍはバナジゥム及び／又はニオビゥムであり、Ｘは炭素及び窒素である）の固い粒子とからなる微細構造と、を有し、
前記ＭＸ型の固い粒子の５０容積％以上が、３−２０μｍのサイズを有し、
前記硬度と微細構造が、前記固い粒子を形成するインゴットの製造と、該インゴットを９００−１１５０℃の間の温度に加熱し、この温度で１５分−２時間通し加熱し、更に室温に冷却後１５０−６５０℃の温度で１回又は数回焼戻しすること、によって得られたことを特徴とする、前記固い粒子を形成するための溶湯からのインゴットの製造を含む工程により製造された冷間加工工具用の鋼材。
【請求項２】
一方の炭素＋窒素の含有量と他方のバナジゥム及び存在しているニオビゥムの含有量が相互に均衡をとり合って前記元素の含量が図２の座標系のＡ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ａ領域内に位置し、ここで前記各点のＶ＋２Ｎｂ／Ｃ＋Ｎ座標値が
Ａ：９／３．１，Ｂ：９／２．５，Ｃ：６．５／２．０，Ｄ：６．５／２．４５
であり、さらに前記マトリックスが１０−２５容積％のＭＸ型の固い粒子を含むことを特徴とする、請求項１に記載の鋼材。
【請求項３】
一方の炭素＋窒素の含有量と他方のバナジゥム及び存在しているニオビゥムの含有量が相互に均衡をとり合って前記元素の含有量が図２の座標系のＡ、Ｂ’、Ｃ’、Ｄ、Ａ領域内に位置し、ここで前記各点のＶ＋２Ｎｂ／Ｃ＋Ｎ座標値が
Ａ：９／３．１，Ｂ’：９／２．６５，Ｃ’：６．５／２．１，Ｄ：６．５／２．４５
であることを特徴とする、請求項２に記載の鋼材。
【請求項４】
一方の炭素＋窒素の含有量と他方のバナジゥム及び存在しているニオビゥムの含有量が相互に均衡をとり合って前記元素の含有量が図２の座標系のＡ、Ｂ”、Ｃ”、Ｄ、Ａ領域内に位置し、ここで前記各点のＶ＋２Ｎｂ／Ｃ＋Ｎ座標値が
Ａ：９／３．１，Ｂ”：９／２．８５，Ｃ”：６．５／２．２５，Ｄ：６．５／２．４５
であることを特徴とする、請求項２に記載の鋼材。
【請求項５】
一方の炭素＋窒素の含有量と他方のバナジゥム及び存在しているニオビゥムの含有量が相互に均衡をとり合って前記元素の含有量が図２の座標系のＡ、Ｂ”、Ｃ'''、Ｄ’、Ａ領域内に位置し、ここで前記各点のＶ＋２Ｎｂ／Ｃ＋Ｎ座標値が
Ａ：９／３．１，Ｂ”：９／２．８５，Ｃ'''：７．５／２．５，Ｄ’：７．５／２．７
であることを特徴とする、請求項２に記載の鋼材。
【請求項６】
一方の炭素＋窒素の含有量と他方のバナジゥム及び存在しているニオビゥムの含有量が相互に均衡をとり合って前記元素の含有量が図２の座標系のＡ、Ｂ’、Ｃ’、Ｃ”、Ｃ'''、Ｄ’、Ａ領域内に位置し、ここで前記各点のＶ＋２Ｎｂ／Ｃ＋Ｎ座標値がＡ：９／３．１，Ｂ’：９／２．６５，Ｃ’：６．５／２．１，Ｃ”：６．５／２．２５，Ｃ'''：７．５／２．５，Ｄ’：７．５／２．７
であることを特徴とする、請求項２に記載の鋼材。
【請求項７】
一方の炭素＋窒素の含有量と他方のバナジゥム及び存在しているニオビゥムの含有量が相互に均衡をとり合って前記元素の含有量が図２の座標系のＢ”、Ｂ’、Ｃ’、Ｃ”、Ｂ”領域内に位置し、ここで前記各点のＶ＋２Ｎｂ／Ｃ＋Ｎ座標値が
Ｂ”：９／２．８５，Ｂ’：９／２．６５，Ｃ’：６．５／２．１，Ｃ”：６．５／２．２５
であることを特徴とする、請求項２に記載の鋼材。
【請求項８】
一方の炭素＋窒素の含有量と他方のバナジゥム及び存在しているニオビゥムの含有量が相互に均衡をとり合って前記元素の含有量が図２の座標系のＤ’、Ｃ'''、Ｃ”、Ｄ，Ｄ’領域内に位置し、ここで前記各点のＶ＋２Ｎｂ／Ｃ＋Ｎ座標値が
Ｄ’：７．５／２．７，Ｃ'''：７．５／２．５，Ｃ”：６．５／２．２５，Ｄ：６．５／２．４５
であることを特徴とする、請求項２に記載の鋼材。
【請求項９】
一方の炭素＋窒素の含有量と他方のバナジゥム及び存在しているニオビゥムの含有量が相互に均衡をとり合って前記元素の含有量が図２の座標系のＢ”、Ｅ、Ｆ、Ｂ’、Ｂ”領域内に位置し、ここで前記各点のＶ＋２Ｎｂ／Ｃ＋Ｎ座標値が
Ｂ”：９／２．８５，Ｅ：１５／４．３，Ｆ：１５／３．７５，Ｂ’：９／２．６５
であることを特徴とする、請求項２に記載の鋼材。
【請求項１０】
一方の炭素＋窒素の含有量と他方のバナジゥム及び存在しているニオビゥムの含有量が相互に均衡をとり合って前記元素の含有量が図２の座標系のＢ”、Ｅ”、Ｆ”、Ｂ’、Ｂ”領域内に位置し、ここで前記各点のＶ＋２Ｎｂ／Ｃ＋Ｎ座標値が
Ｂ”：９／２．８５，Ｅ”：１１／３．３５，Ｆ”：１１／３．０５，Ｂ’：９／２．６５
であることを特徴とする、請求項９に記載の鋼材。
【請求項１１】
一方の炭素＋窒素の含有量と他方のバナジゥム及び存在しているニオビゥムの含有量が相互に均衡をとり合って前記元素の含有量が図２の座標系のＥ”、Ｅ’、Ｆ’、Ｆ”、Ｅ”領域内に位置し、ここで前記各点のＶ＋２Ｎｂ／Ｃ＋Ｎ座標値が
Ｅ”：１１／３．３５，Ｅ’：１３／３．８３，Ｆ’：１３／３．４，Ｆ”：１１／３．０５
であることを特徴とする、請求項９に記載の鋼材。
【請求項１２】
一方の炭素＋窒素の含有量と他方のバナジゥム及び存在しているニオビゥムの含有量が相互に均衡をとり合って前記元素の含有量が図２の座標系のＥ’、Ｅ、Ｆ、Ｆ’、Ｅ’領域内に位置し、ここで前記各点のＶ＋２Ｎｂ／Ｃ＋Ｎ座標値が
Ｅ’：１３／３．８３，Ｅ：１５／４．３，Ｆ：１５／４．０，Ｆ’：１３／３．４
であることを特徴とする、請求項９に記載の鋼材。
【請求項１３】
鋼が少なくとも６％のクロムを含むことを特徴とする、請求項１ないし１２のいずれか１項に記載の鋼材。
【請求項１４】
鋼が少なくとも６．５％のクロムを含むことを特徴とする、請求項１ないし１２のいずれか１項に記載の鋼材。
【請求項１５】
鋼が８％未満のクロムを含むことを特徴とする、請求項１３または１４に記載の鋼材。
【請求項１６】
鋼が７．５％以下のクロムを含むことを特徴とする、請求項１３または１４に記載の鋼材。
【請求項１７】
鋼が２．１−２．８％のモリブデンを含むことを特徴とする、請求項１ないし１６のいずれか１項に記載の鋼材。
【請求項１８】
鋼が重量％で２．５５Ｃ，０．５−１．０Ｓｉ，０．２−１．０Ｍｎ，７．０Ｃｒ，８．０Ｖ，２．３Ｍｏを含むことを特徴とする、請求項１ないし８又は１３ないし１７のいずれか１項に記載の鋼材。
【請求項１９】
鋼が重量％で２．７Ｃ，０．５−１．０Ｓｉ，０．２−１．０Ｍｎ，７．０Ｃｒ，８．０Ｖ，２．３Ｍｏを含むことを特徴とする、請求項１ないし８又は１３ないし１７のいずれか１項に記載の鋼材。
【請求項２０】
鋼が重量％で２．４５Ｃ，０．５−１．０Ｓｉ，０．２−１．０Ｍｎ，７．０Ｃｒ，７．０Ｖ，２．３Ｍｏを含むことを特徴とする、請求項１ないし８又は１３ないし１７のいずれか１項に記載の鋼材。
【請求項２１】
鋼が重量％で３．０Ｃ，０．５−１．０Ｓｉ，０．２−１．０Ｍｎ，７．０Ｃｒ，１０Ｖ，２．３Ｍｏを含むことを特徴とする、請求項１又は請求項９ないし１２のいずれか１項に記載の鋼材。
【請求項２２】
鋼が重量％で３．５Ｃ，０．５−１．０Ｓｉ，０．２−１．０Ｍｎ，７．０Ｃｒ，１２Ｖ，２．３Ｍｏを含むことを特徴とする、請求項１又は請求項９ないし１２のいずれか１項に記載の鋼材。
【請求項２３】
鋼が重量％で３．９Ｃ，０．５−１．０Ｓｉ，０．２−１．０Ｍｎ，７．０Ｃｒ，１４Ｖ，２．３Ｍｏを含むことを特徴とする、請求項１又は請求項９ないし１２のいずれか１項に記載の鋼材。
【請求項２４】
前記ＭＸ型の固い粒子の５０容積％以上が、５−２０μｍのサイズを有することを特徴とする、請求項１ないし２３のいずれか１項に記載の鋼材。
【請求項２５】
前記前記固い粒子を形成するインゴットの製造が、オスプレイ法による請求項１〜２４のいずれかに記載の鋼材。
【請求項２６】
請求項１ないし２３のいずれか１項に記載の化学組成を有する合金の溶湯を最初に製造し、該溶湯を前記固い粒子を有するインゴットに成形し、このとき溶湯をゆっくりと固化させるため、その固化過程中、溶湯中に１０−４０容積％のＭＸ型（ただしＭはバナジゥム及び／又はニオビゥムであり、Ｘは炭素及び窒素である）の固い粒子が析出し、該固い粒子の５０容積％以上が３−２０μｍのサイズを有することを特徴とする鋼材の製造方法。
【請求項２７】
Ｍがバナジゥムである請求項２６に記載の鋼材の製造方法。
【請求項２８】
Ｘが炭素である請求項２６または２７に記載の鋼材の製造方法。
【請求項２９】
前記固い粒子の５０容積％以上が５−２０μｍのサイズを有する請求項２６〜２８のいずれかに記載の鋼材の製造方法。
【請求項３０】
請求項１ないし８又は請求項１３ないし２３のいずれか１項に記載の化学組成を有する合金の溶湯を先ず製造し、この溶湯を前記固い粒子を有するインゴットに成形し、このとき溶湯を徐々に固化させる結果、固化過程中に１０−２５容積％のＭＸ型の固い粒子が析出することを特徴とする、請求項２６に記載の鋼材の製造方法。
【請求項３１】
請求項１又は請求項９ないし１２、又は２２ないし２３のいずれか１項に記載の化学組成を有する合金の溶湯を先ず製造し、この溶湯を前記固い粒子を有するインゴットに成形し、このとき溶湯をゆっくりと固化させるのでその固化過程中溶湯中に２０−４０容積％のＭＸ型の固い粒子が析出することを特徴とする、請求項２５に記載の鋼材の製造方法。
【請求項３２】
前記固い粒子を有するインゴットの成形が、オスプレイ法による請求項２６〜３１のいずれかに記載の方法。
【請求項３３】
請求項１ないし２５のいずれか１項に記載の鋼材を、冷間加工工具の製造に使用することを特徴とする鋼材の使用方法。
【請求項３４】
請求項１ないし２５のいずれか１項に記載の鋼材を、過酷な研磨摩耗を受ける製品に使用することを特徴とする鋼材の使用方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
（技術分野）
本発明は、メルトからインゴット又は鋳造物の製造を含む、非−粉末冶金法で製造される新規な鋼材に関する。この鋼材は、鉄と炭素の他に実質的な合金元素としてクロム、バナジゥム及びモリブデンを含む合金からなり、該合金元素の量は、焼入れ及び焼戻し後の鋼が、第１に冷間加工工具用のみならず、さらにセラミック物質を形削り又は加工するための材料、例えばレンガ製造工業に使用する工具用材料などの、耐摩耗性及び比較的良好な靱性に高度の要求が生じている他の用途にも該材料を適したものにする硬度と微細構造を持つように選ばれバランスしている。本発明はまた、前記鋼材の使用、ならびに該材料の熱処理法を含む該材料の製造方法にも関する。
【０００２】
（発明の背景）
先ず、従来法で製造される、１０％を超えるクロムを含む工具鋼は、硬度と耐摩耗性に関する限り極めて高度の要求が生じている冷間加工工具用の材料として使用される。研磨冷間加工用途に今日使用されている、標準化鋼ＡＩＳＩ  Ｄ２、Ｄ６、及びＤ７は、この種の鋼の代表的な例である。これら公知の鋼の公称（呼び）組成を表１に示す。
【０００３】
【表１】
0004361686.tif 000002
【０００４】
すべてのレデブライト鋼（ledeburitic steel）と同様に、上述のタイプの鋼はオーステナイトの析出によって固化し、その後、残留液相領域中にＭ7Ｃ3−カーバイドが生成する。このことは、冷間加工鋼にとって極めて重要なある製品特性、すなわち良好な靭性とともに良好な耐研磨摩耗性に対する高度な要求を満足させられない材料を与えることになる。また、これらの従来法のレデブライト鋼は熱間加工性が悪いのが欠点となっている。
【０００５】
冷間加工鋼用の材料としては、粉末冶金法で製造される、高含量のバナジゥムを含有する工具鋼も使用される。商標名Ｖａｎａｄｉｓ  ４及びＶａｎａｄｉｓ  １０で公知のこれらの鋼はこのタイプの鋼の例である。これらの鋼の公称組成を表２に示す。
【０００６】
【表２】
0004361686.tif 000003
【０００７】
上記の粉末冶金法で製造した鋼は、極めて良好な耐摩耗性と靭性を併せ持つが、製造コストが高い。
【０００８】
（発明の開示）
本発明の目的は、溶湯（以下メルトという）の製造を通して従来の方法で製造できる鋼合金の新規な鋼材を提供することである。メルトから棒、板などの形に熱間加工できる鋳造インゴットにし、これらから、望ましい諸特性を併せ持つ最終製品を得るため熱処理できる、工具又は他の物品を製造することができる。従来法によるインゴット製造は、例えば電気スラグ精練（electro-slag refining，ＥＳＲ）、又は別法としてＯｓｐｒｅｙの名で知られている方法によるなどの、固化させる金属溶融液滴のインゴットの築造などの幾つか続く溶融冶金法の工程を通して完成することができる。
【０００９】
本発明材料の使用分野は、例えば鉱産業内での摩耗部分から板抜き（blanking）及び成形、冷間押出しツーリング（tooling）、粉末圧縮、強い引張りなどのための工具を製造する従来の冷間加工分野内の工具及び例えばレンガ製造工業でセラミック物質を成形又は加工するための工具又は機械部品に至るいずれをも含むことができる。これに関連して、ＡＩＳＩ  Ｄ２、Ｄ６又はＤ７タイプの慣用冷間加工鋼よりも良い耐摩耗性と靭性を併せ持つ材料を提供することが本発明の特別の目的である。
【００１０】
さらに本発明の目的は、鋳造工場及び圧延工場での生産量を向上でき、したがってその生産経済性も改善できる、従来のレデブライト冷間加工鋼よりも良好な熱間加工性を有する合金材料を提供することである。
【００１１】
さらにまた、良好な熱処理性を有する材料を提供することも本発明の目的である。したがって、１２００℃以下、好ましくは９００−１１５０℃、標準的には９５０−１１００℃のオーステナイト化温度から鋼を焼入れすることが可能でなければならず、これによりこの鋼は、良好な焼入れ性と熱処理時に良好な寸法安定性を持ち、そして２次焼入れによって５５−６６ＨＲＣ、好ましくは６０−６６ＨＲＣの硬度に達するようになる。
【００１２】
満足できる切削性と研磨性も別の望ましい特性である。これらとその他の目的は、前掲の特許請求の範囲の独立請求項に記載する事項を特徴とする本発明で達成できる。
【００１３】
図１は、本発明にしたがうバナジゥム、炭素及びモリブデン含量を有し、クロム含量を変化させた合金の典型的な構成図を示す。このダイアグラムは、異なる温度において平衡状態にある各相を示す。インゴット又は鋳造物をゆっくりと固化させると、合金は溶融相中でＭＸ−型の固い粒子の初析出によって固化する。ここでＭはＶ及び／又はＮｂであるが好ましくはＶであり、ＸはＣ及び／又はＮであるが好ましくはＣである。残っているメルトは比較的低含量の合金元素を有し、固化してオーステナイトとＭＸ（相平衡図のγ＋ＭＸ領域）を生成する。引続いて冷却中に、（γ＋ＭＸ＋Ｍ7Ｃ3）領域を稍速やかに通過し、この領域で少量のＭ7Ｃ3−型（Ｍは実質上クロムである）の炭化物が析出できる。
【００１４】
したがって本発明の材料にとって、温度１１００℃で平衡状態にあるその微細構造が、溶融相中にオーステナイト；
液相中に析出したＭＸ−型の固い粒子（ここでＭはＶ及び／又はＮｂであるが好ましくはＶであり、ＸはＣ及びＮである）、そしてさらに、恐らくは、通常ｍａｘ２％、好ましくはｍａｘ１容積％の少量の２次的に析出した固い粒子（第１にＭ7Ｃ3−カーバイド、ここでＭは実質的にクロムである）；からなるのが標準的である。
【００１５】
標準的には薄板状である慣用のレデブライト冷間加工鋼の固化した構造は、したがって、均一分布のＭＸ−型の固い成分（その５０容積％以上が３−２０μｍのサイズと標準的にやや円形又は細長の丸められた形を有する）と恐らくＭ7Ｃ3−カーバイドからなる少量の薄板状固化構造によって置換される。熱間加工後には、極めて均一で細かく分散したカーバイドの分布が得られ、これが、非−粉末冶金法で製造する慣用のレデブライト冷間加工鋼よりも本発明の鋼の方がより良い熱間加工性を実現する主な理由であると考えられる。
【００１６】
焼入れと焼戻しを含む熱処理に関連して、該材料は相ダイアグラムのγ＋ＭＸ−領域に加熱される。このとき、存在するすべてのＭ7Ｃ3−カーバイドが溶解して、オーステナイトと該オーステナイト中に分布したＭＸ−型の固い粒子からなる構造が再び得られる。大気温に急冷すると、このオーステナイトはマルテンサイトに変態する。γ＋ＭＸ＋Ｍ7Ｃ3−領域は比較的速やかに通過し、これがＭ7Ｃ3−カーバイドの生成を抑制する。それ故、本発明の鋼材にとって室温で以下のマトリックスからなる微細構造を有することも標準的である：
このマトリックスは、実質的にマルテンサイトと、このマトリックス中に１０−４０容積％；そして例えば冷間加工工具用鋼の本発明のある望ましい実施態様ではより好ましくは１０−２５容積％；さらに例えばレンガ製造工業内でのセラミック物質加工のための工具又は機械部品用などの本発明の他の望ましい実施態様では、最も好都合に２０−４０容積％；の液相中に初析出した前記ＭＸ−型のの固い粒子（標準的には丸められた形を有している）とからなっている。さらに、サブ−ミクロンサイズの２次的に析出した固い粒子も存在し得る。この２次的に析出した粒子のサイズが小さいため、非常に進歩した機器が利用しないとその化学成分と量を測定するのは困難である。しかしながら、そのような生成物がある程度存在し、その上実質的にＭＣ−カーバイド及びＭ7Ｃ3−カーバイドの形で存在することは予想できる。但し両式中、Ｍはそれぞれ実質上バナジゥムとクロムである。焼入れと焼戻し後、本発明の材料は５５−６６ＨＲＣの硬度を有し、前記の微細構造と硬度は、該材料を９００℃と１１５０℃の間の温度に加熱し、この温度で１５分−２時間の間材料を通し加熱し、材料を室温に冷却した後１５０−６５０℃の温度で１回又は数回焼戻しすることによって得られている。
【００１７】
個々の合金元素とそれらの相互作用に関する限り、以下が適用される。
【００１８】
前記材料が１０−４０容積％；そして例えば熱間加工工具用鋼の本発明のある望ましい実施態様では、より好ましくは１０−２５容積％；さらに例えばレンガ製造工業でのセラミック物質加工のための工具又は機械部品用などの本発明の他の望ましい実施態様ではより好ましくは２０−４０容積％の前記ＭＸ−型の固い粒子を含み、そしてマトリックスも固溶体中に０．６−０．８％の炭素を含むことができるように、バナジゥム、炭素、及び窒素は十分な量で存在させる。このとき、若干の炭素と窒素が前記２次的に析出した固い粒子（第１にＭ7Ｃ3−カーバイド）の形で結合できると云う事実も考慮する必要がある。ちなみに、窒素は通常前記初期又は２次の析出生成には殆んど寄与しない。と云うのは、窒素は鋼の製造からの不純物量又は微量元素量以上に鋼中に存在してはならず、すなわち最高（ｍａｘ）０．３％、通常はｍａｘ０．１％以下であるから。
【００１９】
バナジゥムは一部、ニオビゥムによってｍａｘ２％ニオビゥムまで置換することができるが、この態様は利用しないのが好ましい。前記固い粒子は、典型的には大部分がＭＣ−カーバイド、より詳しくは実質的にＶ4Ｃ3−カーバイドからなっている。該固い粒子は比較的大きく、その５０容積％以上がマトリックス中に最終的に分散して離れ離れになった粒子（３−２０μｍサイズ）として存在するものと判断される。これらの粒子は、典型的に多少丸まった形をしている。これらの条件が、鋼が良好な熱間加工性を具備するのに寄与する。さらに、前記ＭＸ−型の固い粒子の硬度が高いこととそのサイズの大きさも、材料が望ましい耐研磨摩耗性を具備するのに大きく貢献している。
【００２０】
バナジゥムの含有量は、６．５％以上、ｍａｘ１５％、好ましくはｍａｘ１３％とする。本発明の１つの態様では、バナジゥム含量はｍａｘ１１％である。本発明の他の態様によれば、バナジゥム含量は好ましくは７．５％以上、同時に最高バナジゥム含量は９％に達する。しかしながら、本発明のさらに他の態様では、好ましく選択したバナジゥム含量は６．５−７．５％の間にあるようにする。ここでバナジゥムに言及するときは、バナジゥムは、全部又は一部、ニオビゥムの２倍量によってｍａｘ２％ニオビゥムまで置換できることを思い出す必要がある。
【００２１】
炭素の含量は、焼戻したマルテンサイト中に１０−４０容積％の、そして前述の本発明のある態様によれば、より詳しくは１０−２５容積％又は２０−４０容積％の前記初期析出したＭＸ−型の固い粒子、及びさらに０．６−０．８％、好ましくは０．６４−０．６７５％の炭素が得られるように、バナジゥム及び存在しているニオビゥムの含量に適合させる必要がある。このときまた、第１にＭＣ−カーバイドとＭ7Ｃ3−カーバイドの２次析出がある程度起り得、該２次析出も若干量の炭素を消費すると云う事実を考慮する必要がある。
【００２２】
一方のバナジゥム及びニオビゥムと他方の炭素との間の関係に当てはまる条件を、炭素含量対（Ｖ＋２Ｎｂ）含量を表わす図２に具体的に示す。（Ｖ＋２Ｎｂ）の含量が横軸であり、炭素含量が縦軸を形成する図２の座標において、画いた図の各「隅の点」（corner-points）は表３に記載した各座標値を有する。
【００２３】
【表３】
0004361686.tif 000004
【００２４】
本発明の第１の態様によれば、バナジゥム、ニオビゥム、炭素＋窒素の含量を互いに適合させて、その座標値が「隅の点」Ａ、Ｂ”、Ｅ、Ｆ、Ｂ’、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ａによって規定される領域範囲内に位置するようにする。
【００２５】
本発明の第２の態様によれば、バナジゥム、ニオビゥム、及び（炭素＋窒素）の含量を互いに適合させ合ってその座標値が隅の点Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ａで規定される領域内に位置するようにする。
【００２６】
本発明の第３の態様では、バナジゥム、ニオビゥム、及び（炭素＋窒素）含量は、その座標値が図２の座標系の隅の点Ａ、Ｂ’、Ｃ’、Ｄ、Ａによって規定される領域内に位置するように、相互に適合させる。
【００２７】
本発明の第４の態様では、その座標値が、隅の点Ａ、Ｂ”、Ｃ”、Ｄ、Ａによって規定される領域範囲内にあるようにする。
【００２８】
本発明の第５の態様では、座標値が隅の点Ａ、Ｂ”、Ｃ'''、Ｄ’、Ａによって規定される領域範囲内に位置するようにする。
【００２９】
望ましい実施態様によれば、その座標値は好ましくは隅の点Ａ、Ｂ’、Ｃ’、Ｃ”、Ｃ'''、Ｄ’、Ａによって規定される領域範囲内にある。
【００３０】
他の望ましい実施態様では、座標値は好ましくは隅の点Ｂ”、Ｂ’、Ｃ’、Ｃ”、Ｂ”によって規定される領域範囲内に位置する。
【００３１】
さらに他の望ましい実施態様では、座標値は隅の点Ｄ’、Ｃ'''、Ｃ”、Ｄ、Ｄ’によって規定される領域範囲内にある。
【００３２】
上述の第２から第５の本発明の態様と前記の望ましい実施態様は、特に鋼の冷間加工工具への使用に関する。特に例えばレンガ工業内でセラミック物質を加工する工具又は機械部品用に鋼を使用することに関する第６の本発明の態様では、前記隅の点の座標値が図２の座標系で隅の点Ｅ、Ｆ、Ｂ’、Ｂ”、Ｅによって規定される領域範囲内に位置するように、バナジゥム、ニオビゥム及び（炭素＋窒素）の含量を相互に適合させる。
【００３３】
本発明の第７の態様によれば、座標値はより好ましくは隅の点Ｅ、Ｆ、Ｆ’、Ｅ’、Ｅによって規定される領域内に位置する。
【００３４】
本発明の第８の態様では、座標値は、隅の点Ｅ’、Ｆ’、Ｆ”、Ｅ”、Ｅ’によって規定される領域内、さらに本発明の他の態様では、Ｅ”、Ｆ”、Ｂ’、Ｂ”、Ｅ”によって規定される領域内にある必要がある。
【００３５】
クロムは、鋼に良好な焼入れ性、すなわち厚い鋼物体の場合にも通し焼入れできる性能を持たせるため、５．６％以上、好ましくは６％以上、好適には６．５％以上の量で存在させる。可能なクロム含量の上限は、メルトの固化中の凝析のため望ましくないＭ7Ｃ3カーバイドが生成する危険性によって決められる。それ故クロム含有量は８．５％を超えてはならず、好ましくは８％未満、好適にはｍａｘ７．５％以下とする。７％の量が標準的なクロム含量であり、この量は望ましい焼入れ性の点からみて比較的少い量である。
【００３６】
甚しい凝析の危険性がなくしかも材料に望ましい焼入れ性を持たせるため、鋼合金はまたモリブデンを１．７％以上、好ましくは１．７−３％、好適には２．１−２．８％を含む必要がある。標準的には、鋼は２．３％モリブデンを含む。モリブデンは、原則的に全部又は一部タングステンの２倍量によって置換することができる。しかしながら、鋼は不純物レベルを超える量のタングステンを含まないのが好ましい。
【００３７】
シリコンとマンガンは、工具鋼に通常の量で存在してよい。それ故、各々は０．１−２％、好ましくは０．２−１．０％の量で鋼中に存在する。残り（バランス）は鉄及び通常量の不純物と微量元素である。ここで微量元素とは、鋼の製造に関連して通常に加えられ残留元素として存在する、無害の元素のことを意味する。
【００３８】
以下は、本発明にしたがう鋼の考えられる、望ましい組成である：
２．５５Ｃ，  ０．５−１．０Ｓｉ，  ０．５−１．０Ｍｎ，  ７．０Ｃｒ，  ８．０Ｖ，  ２．３Ｍｏ，  バランス（残り）：鉄及び不可避の不純物と微量元素。
【００３９】
他の考えられる、望ましい組成は：  ２．７Ｃ，  ０．５−１．０Ｓｉ，  ０．５−１．０Ｍｎ，  ７．０Ｃｒ，  ８．０Ｖ，  ２．３Ｍｏ，  バランス：鉄及び不可避の不純物と微量元素，である。
【００４０】
さらに他の考えられる、望ましい組成は：  ２．４５Ｃ，  ０．５−１．０Ｓｉ，  ０．５−１．０Ｍｎ，  ７．５Ｃｒ，  ８．０Ｖ，  ２．３Ｍｏ，  バランス：鉄及び不可避の不純物と微量元素，である。
【００４１】
上述の本発明の鋼の考えられる望ましい組成は、特に冷間加工鋼用に適している。鋼をセラミック物質加工用の工具及び機械部品用に使用するのに考えられる望ましい組成は：  ３．５Ｃ，  ０．５−１．０Ｓｉ，  ０．５−１．０Ｍｎ，  ７．０Ｃｒ，  １２．０Ｖ，  ２．３Ｍｏ，  バランス：鉄及び不可避の不純物と微量元素，である。
【００４２】
前記の使用に考えられる望ましい他の組成は：  ３．９Ｃ，  ０．５−１．０Ｓｉ，  ０．５−１．０Ｍｎ，  ７．０Ｃｒ，  １４．０Ｖ，  ２．３Ｍｏ，  バランス：鉄及び不可避の不純物と微量元素，である。
【００４３】
前記の使用に考えられるさらに他の望ましい組成は：  ３．０Ｃ，  ０．５−１．０Ｓｉ，  ０．５−１．０Ｍｎ，  ７．０Ｃｒ，  １０．０Ｖ，  ２．３Ｍｏ，  バランス：鉄及び不可避の不純物と微量元素，である。
【００４４】
本発明の鋼材の製造に当っては、先ず本発明の特徴的な化学組成を有するメルトを製造する。このメルトをインゴット又は鋳造物に鋳造する。このとき、該メルトをゆっくりと固化させるので、固化過程の間にメルト中に１０−４０容積％、鋼の使用目的によっては好ましくは１０−２５容積％又は２０−４０容積％のＭＸ型の固い粒子（Ｍはバナジゥム及び／又はニオビゥムであって好ましくはバナジゥムであり、Ｘは炭素及び窒素であって好ましくは実質上炭素である）が析出する。この固い粒子の少くとも５０容積％は３−２０μｍのサイズを有する。さらにこの材料を、鋼材の熱処理と関連して、できれば、望ましい製品の形に熱間加工及び／又は機械加工の後に、９００−１１５０℃の範囲内の温度に加熱する。この温度で平衡状態にある鋼合金の微細構造は、オーステナイトと前記ＭＸ型の固い粒子からなる。次いで該材料をこの温度に１５分−２時間の間保ち、この温度から材料を室温まで冷却する。このとき、鋼のオーステナイトマトリックスは、固溶体中に前記１次析出した固い粒子と炭素を含むマルテンサイトに移る。引続いてこの材料を１５０−６５０℃の温度で１回又は数回焼戻しする。
【００４５】
上記以外の本発明の特徴と態様及び本発明により達成できる利益と効果については、特許請求の範囲ならびに以下の実施した実験と計算の説明から明らかになるであろう。
【００４６】
（実施した実験の説明）
材料と実験の実施：
一溶解５０ｋｇの形で鋼番号１−９の９個の試験合金を製造した。その組成を表４に示す。表にはまた、若干の参考材料、すなわちＡＩＳＩ  Ｄ２（鋼番号１０）、ＡＩＳＩ  Ｄ６（鋼番号１１）、及び粉末冶金法で製造され、商標名ＶＡＮＡＤＩＳ  １０（鋼番号１２）及びＶＡＮＡＤＩＳ  ４（鋼番号１３）で公知の鋼の公称組成も示す。
【００４７】
【表４】
0004361686.tif 000005
【００４８】
ＡＩＳＩ  Ｄ２型の鋼（鋼番号１０）に対する標準的な慣例にしたがって、すべてのインゴットを６０×６０ｍｍのサイズに鍛造するよう努めた。そのあと、棒状の塊をバーミキュライト中で冷却した。ＡＩＳＩ  Ｄ２の通常の慣例にしたがって穏やかな焼なましを行った。
【００４９】
本文ならびに図中には多数の名称と略語が記載されており、それらは以下のように定義される：
ＨＢ＝ブリネル硬度
ＨＶ１０＝ヴィッカース１０ｋｇ硬度
ＨＲＣ＝ロックウェル硬度
ｔ8-5＝８００℃から５００℃に冷却するのに要する秒数で表わした冷却速度
ＴA＝焼戻し温度  ℃
ｈ＝時間
ＭＣ＝ＭＣカーバイド，Ｍは実質上バナジゥム
Ｍ7Ｃ3＝Ｍ7Ｃ3カーバイド，Ｍは実質上クロム
Ｍ7Ｃ3（lamella-eutectic change）＝オーステナイト中でのＭ7Ｃ3カーバイドの共晶析出；該カーバイドは実質上薄板状
Ｍs＝マルテンサイトの最初の生成温度
Ａc1＝オーステナイトへの最初の変態温度
Ａc3＝オーステナイトへの最終の変態温度
以下の試験を行った：
１．穏やかな焼なまし後の硬度（ＨＢ）
２．焼入れ及び焼戻し後の鋳造及び鍛造状態の微細構造
３．１０００，１０５０及び１１００℃／３０分／空気でオーステナイト化したあとの硬度（ＨＲＣ）
４．２００，３００，４００，５００，５２５，５５０，６００及び６５０℃／２回×２時間で焼戻し後の硬度（ＨＲＣ）
５．ｔ8-5＝１２４１，２４８２及び４９６４秒の３つの冷却速度での焼入れ性
６．ＴA＝１０５０℃／３０分／空気及びＴA＝１０５０℃／３０分＋５００℃／２回×２時間後の残留オーステナイトの測定
７．室温での非−切欠き衝撃テスト。ＴA＝１０５０℃／３０分＋５２５℃／２回×２時間
８．摩耗テスト；ＴA＝１０５０℃／３０分＋５２５℃／２回×２時間
結果：
穏やかに焼なました状態の硬度
穏やかな焼なまし状態で調べた合金の硬度を表５に示す。
【００５０】
【表５】
0004361686.tif 000006
【００５１】
微細構造
鋳造（全部ではない）及び鍛造状態で焼入れ及び焼戻し後の微細構造を調べた。バナジゥムの含量が最も少い２つの合金（鋼番号１及び２）中では、カーバイドはその形が細長から丸い形まで変化する形状を持ち、凝析領域に列をなして配置されていた。その他の合金は、焼戻したマルテンサイト中に均一に分布した実質上円い形のＭＣカーバイド（容積で表わしてその大部分が５−２０μｍのサイズを有する）からなる特徴的な微細構造を持っていた。またかなりの部分のＭ7Ｃ3（共晶ラメラ：lamella eutecticum）も見受けられた。結果は、表６及び鋼番号８（ＴA＝１０５０℃／３０分＋５２５℃／２×２時間、６５．６ＨＲＣ）の焼戻し及び焼入れした状態（鋳造及び鍛造した）での微細構造を示す図２から明らかである。
【００５２】
【表６】
0004361686.tif 000007
【００５３】
硬度対オーステナイト化温度及び焼戻し温度
１０００−１１００℃の間の温度でオーステナイト化／３０分／２０℃に空気冷却後の硬度を図４に示す。図５には、１０００−１１００℃の温度でオーステナイト化／３０分／２０℃に空気冷却し、続いて５２５℃で２時間２回焼戻し後の硬度の変化を示す。図６は、試験合金について１０５０℃でオーステナイト化後の焼戻し曲線を示す。これらすべての図に参考として番号１０の鋼が含まれている。モリブデン及び／又はタングステンを含まない合金は番号１０の鋼（ＡＩＳＩ  Ｄ２）と同様の焼戻し耐性を有し、一方その他の合金は高速度鋼の焼戻し耐性と同様であった。硬度は、１０５０℃と１１００℃の間でオーステナイト化し、５００−５５０℃で焼戻し後、６０−６６ＨＲＣの間に変化した。
【００５４】
焼入れ性
鋼番号２、７及び１０の焼入れ性を、膨脹計で多数の異なる冷却速度と１０５０℃のオーステナイト化温度（３０分）から比較した（図７Ａ及び図７Ｂ）。番号２の鋼中にモリブデン及び／又はタングステンが存在しないことが、その焼入れ性が番号１０の鋼（ＡＩＳＩ  Ｄ２）のそれよりも著しく低下した結果をもたらした。しかしながら、番号７の鋼中に約３％のモリブデンを添加すると、番号１０の鋼の焼入れ性に匹敵するか又はより良い焼入れ性をもたらした。
幾つかの試験した合金についてＭs、Ａc1及びＡc3を表７に示す。
【００５５】
【表７】
0004361686.tif 000008
【００５６】
靭性
表８に掲げた鋼について衝撃エネルギーを室温で測定した。靭性はカーバイド含量及びバナジゥム含量が増加すると減少したが、Ｖを約９％含む番号５及び７の鋼に相当する合金含量を表わす点まで番号１０の鋼（ＡＩＳＩ  Ｄ２）の靭性と同レベルに維持された。これは、Ｖが６−９％含量範囲の本発明の鋼が、表８の番号１０のレデブライト鋼よりも良好な靭性を得ることを示す。
【００５７】
【表８】
0004361686.tif 000009
【００５８】
研磨摩耗耐性
研磨摩耗耐性をＳｌｉｐ  Ｎａｘｏｓ−ｄｉｓｃ，ＳＧＢ４６ＨＶＸに対して行った耐摩耗性テストによって評価した（表９参照）。
一般に、耐摩耗性は、カーバイドの粒子が大きくて量が多い程、硬度が高い程増加し、さらに、より固いＭＣカーバイドの生成のためのＶ／Ｎｂの添加によって向上する。表９において、低い値は高い耐摩耗性を表わし、高い値は耐摩耗性が低いことを表わす。
【００５９】
【表９】
0004361686.tif 000010
【図面の簡単な説明】
【図１】  本発明鋼の相ダイアグラム対クロム含量を示す。
【図２】  一方のバナジゥム及びニオビゥムと他方の炭素及び窒素との間の関係を示す。
【図３】  焼入れ及び焼戻した状態（鋳造及び鍛造）の本発明鋼の微細構造を示す。
【図４】  試験鋼の硬度に対するオーステナイト化温度の影響を示す。
【図５】  ５２５℃／２×２時間焼戻し後の試験鋼の硬度に対するオーステナイト化温度の影響を示す。
【図６】  試験合金の硬度に対する焼戻し温度の影響を示す。
【図７Ａ】  若干の試験材料についての硬度対８００−５００℃間の冷却時間を示す。
【図７Ｂ】  異なる直径と冷却剤に対する冷却時間を示す。
【図１】
0004361686.tif 000011
【図３】
0004361686.tif 000012
【図２】
0004361686.tif 000013
【図４】
0004361686.tif 000014
【図５】
0004361686.tif 000015
【図６】
0004361686.tif 000016
【図７Ａ】
0004361686.tif 000017
【図７Ｂ】
0004361686.tif 000018