(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で
C：0.45〜0.65％
Si：0.10〜0.50％
Mn：1.00〜2.50％
Ni：0.10〜2.00％
Cr：3.50〜5.00％
Mo+0.5W：0.20〜8.00％
V：1.31〜2.00％
Co：0.01〜5.00％
残部Fe及び不可避的成分からなり、１１００〜１１６０℃保持からの焼入れにおいて、その焼入れ温度から３００℃までの平均冷却速度が６〜２０℃/ｍｉｎにおける変態開始最高温度が３５０℃以下であることを特徴とする高靭性高速度工具鋼。
【請求項２】
請求項１において、質量％で
P ：≦0.030％
Cu：≦1.0％
Al：≦0.5％
O :≦0.0050％
N :≦0.020％
であることを特徴とする高靭性高速度工具鋼。
【請求項３】
請求項１，２の何れかにおいて、質量％で
B ：0.0005〜0.0100％
を更に含有していることを特徴とする高靭性高速度工具鋼。
【請求項４】
請求項１〜３の何れかにおいて、質量％で
S ：≦0.050％
Se：≦0.050％
Te：≦0.050％
Pb：≦0.050％
Bi：≦0.050％
Ca：≦0.050％
の何れか１種又は２種以上を更に含有していることを特徴とする高靭性高速度工具鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
この発明はダイカスト用金型（金型の一部を構成する場合も含む。以下同）や鋳抜きピン等，熱間鍛造用金型やパンチ等，温間鍛造用金型やパンチ等，熱間圧延用ロールにおける仕上げロールやバックアップロール等，ガラス成型用に使用される金型，ロール，パンチ等に用いて好適な高速度工具鋼に関し、詳しくは高靭性を有する高速度工具鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
高速度工具鋼（ハイス）は、バイトやドリル，エンドミル等の切削工具の材料として用いられる他、その硬さを利用して金型の材料としても用いられているが、その適用は小サイズのものに限定されることが多い。
例えばダイカストや熱間鍛造を代表とする熱間加工用の金型の材料としては、被鍛材等によって金型が高温にさらされても金型硬さが低下し難い材料であることが望まれる。
ハイスはCoやMo，Wといった合金元素が多く添加されており、高温下で硬さが低下し難く、またCやCrといった元素を多く添加しているため、焼入れ焼戻しの熱処理での初期の硬さも高い。
但しハイスは硬さを出すことを優先した材料であり、また小サイズの工具を前提として（即ち焼入れ時の冷却速度の速いものを前提として）成分設計された材料であるため、これをサイズの大きな金型に適用したとき、焼入れの際の冷却時に材料全体がマルテンサイト変態せずに一部パーライト変態してしまう（ハイスではＣＣＴ線図でパーライト変態曲線が短時間側にある）。
【０００３】
パーライトはマトリックスと炭化物が分離した組織であるため、このようなパーライト変態を生じてしまうと本来の硬さが発現されず、従って金型へのハイスの適用は自ずと小サイズのものに限定される。
またハイスは炭化物が起点となって特性的に低衝撃特性，低疲労強度となる問題もある。
【０００４】
マトリックスハイスはこのような従来のハイスを改良した鋼種で、このものはＳＫＤ６１を代表とする汎用的な熱間工具鋼よりも金型硬さで高硬度が得られ、且つ従来のハイスよりも高靭性が得られ、金型の分野で優れた特性を持った材料である。
【０００５】
従来の通常のハイスは、上記のようにC，Cr，Mo，W等の炭化物形成元素を多量に添加し、それらをマトリックス中に固溶させることで硬さを確保するとともに、過剰分を炭化物として析出させて、その炭化物の晶出又は析出により耐摩耗性を高めているものであるが、マトリックスハイスは、炭化物形成元素の添加量をマトリックスに固溶することのできるほぼ限界の量とし、主として炭化物形成元素のマトリックスへの固溶により必要な硬さを確保する一方、過剰な炭化物形成元素が炭化物析出するのを抑えるように添加量を通常のハイスに比べて少なくした材料で、このマトリックスハイスは硬さの点では通常のハイスと同等の硬さが得られ、炭化物の晶出又は析出が無い分通常のハイスに比べて耐摩耗性の小さい材料である。
【０００６】
金型は切削工具ほどの耐摩耗性は必要とされず、またマトリックスハイスは炭化物が起点となって疲労強度を低下させる現象も抑制されるため、金型用の材料としてマトリックスハイスは通常のハイスに比べてより適したものである。
【０００７】
またこのマトリックスハイスは、ＣＣＴ線図においてパーライト変態曲線（パーライトノーズ）が、通常のハイスよりも長時間側にずれて位置するように成分設計された材料で、従って冷却速度がある程度遅くても所要の硬さを発現することができる。
【０００８】
但しこのマトリックスハイスは、焼入れ時の冷却速度によって特に衝撃値が大きく変化してしまう問題がある。
即ち金型のサイズが小さい場合には、焼入れ時の冷却速度が十分大きいために高い衝撃値が確保できるものの、金型のサイズが大きいときには十分な衝撃値が確保できず、このことが金型の割れに繋がる問題がある。
【０００９】
近年、金型の高寿命化のニーズが高く、マトリックスハイスのダイカスト金型や熱間鍛造型，温間鍛造型等への適用例が増加しているものの、上記の理由によって何れも小さな金型か金型部品への適用しかできていないのが実状である。
【００１０】
尚、本発明に対する先行技術として下記特許文献１に開示されたものがある。
この特許文献１に開示のものは合金工具鋼に関するもので、そこにはマトリックスハイスをベースとしてMoとWの比率（2Mo／Weq）を最適化することで、常温での強度を維持しつつ使用温度である７００℃での強度を確保するようになした点が開示されている。
【００１１】
但しこの特許文献１に開示のものは本発明とは技術的思想の異なるもので、Mnの実質的な添加量も本発明とは異なっており、また平均冷却速度６〜２０℃／ｍｉｎの下で変態開始最高温度を３５０℃以下にする点についての開示もなされていない。
他の先行技術として特許文献２，特許文献３，特許文献４，特許文献５，特許文献６に記載されたものがあるが、これらもまた本発明とは異なったものである。
【００１２】
【特許文献１】特開２００５−２０６９１３号公報
【特許文献２】特開２００４−２８５４４４号公報
【特許文献３】特開２００４−１６９１７７号公報
【特許文献４】特開２００３−２６８４９９号公報
【特許文献５】特開２００２−１４３９０９号公報
【特許文献６】特開２０００−３２８１９５号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
本発明は以上のような事情を背景とし、従来のマトリックスハイスの改良によってサイズの大きな金型であっても高靭性を付与することのできる高速度工具鋼を提供することを目的としてなされたものである。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
而して請求項１のものは、質量％でC：0.45〜0.65％，Si：0.10〜0.50％，Mn：1.00〜2.50％，Ni：0.10〜2.00％，Cr：3.50〜5.00％，Mo+0.5W：0.20〜8.00％，V：1.31〜2.00％，Co：0.01〜5.00％，残部Fe及び不可避的成分からなり、１１００〜１１６０℃保持からの焼入れにおいて、その焼入れ温度から３００℃までの平均冷却速度が６〜２０℃/ｍｉｎにおける変態開始最高温度が３５０℃以下であることを特徴とする。
【００１５】
請求項２のものは、請求項１において、質量％でP ：≦0.030％，Cu：≦1.0％，Al：≦0.5％， O :≦0.0050％，N :≦0.020％であることを特徴とする。
【００１６】
請求項３のものは、請求項１，２の何れかにおいて、質量％でB ：0.0005〜0.0100％を更に含有していることを特徴とする。
【００１７】
請求項４のものは、請求項１〜３の何れかにおいて、質量％でS ：≦0.050％， Se：≦0.050％，Te：≦0.050％， Pb：≦0.050％，Bi：≦0.050％， Ca：≦0.050％の何れか１種又は２種以上を更に含有していることを特徴とする。
【発明の作用・効果】
【００１９】
以上のように本発明は、マトリックスハイスにおいてMn，Niを多く添加し、且つ１１００〜１１６０℃保持からの焼入れで、その焼入れ温度から３００℃までの平均冷却速度が６〜２０℃／ｍｉｎ（分）の下で、変態開始最高温度が３５０℃以下となるように各添加元素の成分調整を行うことを骨子とするものである。ここで変態開始最高温度とはマルテンサイト変態開始温度(Ｍｓ)又はベイナイト変態開始温度(Ｂｓ)のうちの高い温度をいう。
【００２０】
本発明者は、マトリックスハイスを大サイズの金型に適用したときに、焼入れによって十分な靭性値が得られないことの原因を追究する中で、得られる衝撃値（靭性）が焼入れの際のマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）又はベイナイト開始温度（Ｂｓ）に依存する事実を突き止めた。
【００２１】
図１は本発明の高靭性高速度工具鋼を、従来の通常のマトリックスハイスとの比較において概念的に表したものである。
ここで図１は鋼を焼入れしたときの冷却速度と変態との関係を表したもので、図１（イ）が本発明の高靭性高速度工具鋼の変態特性を、図１（ロ）が従来のマトリックスハイスの変態特性を表している。
尚これらの図において横軸は冷却時間（分）を、縦軸は温度を表しており、また図中のＡ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆは材料の冷却速度を表している。
【００２２】
図１のＣＣＴ線図において、従来のマトリックスハイスの場合、金型サイズが小サイズであれば十分な冷却速度が得られ、この場合焼入れによって組織は良好にマルテンサイト変態する。
而して組織がマルテンサイト変態することによって硬さや衝撃値，疲労強度は本来の性能が得られる。
【００２３】
一方金型サイズが大サイズとなると、金型の割れ等を考慮して冷却速度は６〜２０℃／ｍｉｎ（分）程度の冷却速度となる。この場合変態はベイナイト変態となり、且つ変態開始温度は３５０℃超の高温度となる。
【００２４】
そして変態開始温度が３５０℃超の高温度となることによって、組織が結晶粒成長により粗大な組織となり、そのことが金型の衝撃値や疲労強度を低下させる要因であることを本発明者等は突き止めた。
尚、金型サイズが更に大サイズとなって、冷却速度がより一層遅くなった場合（例えば２℃／ｍｉｎ）、このときには冷却時にパーライト変態を伴うために本来の硬さが得られない。
【００２５】
そこで本発明者は、冷却速度が遅い場合でも変態開始温度を低くすることができれば靭性値を高め、また疲労強度を高め得るとの着眼のもとに、Mn，Niの添加量を多くしてベイナイト変態のノーズ位置を長時間側及び低温側に移行させ、このことによって図１（ロ）の従来のマトリックスハイスの場合と同様の冷却速度６〜２０℃／ｍｉｎの下でも変態開始温度を３５０℃以下となしたものである。
【００２６】
この場合冷却速度が６〜２０℃／ｍｉｎの下でも、変態開始温度が低くなることによって、焼入時に組織が粗大化せずに微細組織が得られ、そしてこのことによって高い衝撃値や疲労強度が得られることとなった。
但しMnやNiはＭｓとＢｓへの影響が大きく、添加し過ぎると残留オーステナイトが増加し、本来の硬さが得られなくなるため、適切な範囲に調整することが必要である。
【００２７】
尚、本発明において３００℃までの平均冷却速度が６〜２０℃／ｍｉｎの下で、変態開始最高温度が３５０℃以下、と規定しているのは次の理由による。
金型にはさまざまな種類があり、多種多様なサイズがある。小物では穴打抜き用のパンチや入れ子式のダイがあり、サイズはおよそφ１０〜３０ｍｍ程度である。これぐらいのサイズのものであれば、焼入れ後の冷却が油冷はもちろん空冷であっても、２０℃／ｍｉｎを超える冷却速度（金型中心部）が得られる。
【００２８】
一方、自動車のボディとなる鋼板の曲げや絞り加工用の金型では、小さいものでも幅５０×長さ５０ｍｍ程度、大きいものでは幅２００×長さ３００ｍｍ程度になる。
この程度のサイズになると油冷でなければ、２０℃／ｍｉｎを超える冷却速度が得られなくなる。
但しこのような冷却速度の下では、金型サイズが大きいために、冷却途中で金型表面と金型内部の温度差が大きくなり、その温度差を起因とした内部応力によって金型が割れてしまう。
【００２９】
そのため、金型サイズが大きい場合は、空冷や衝風冷却、真空炉によるガス加圧冷却といった冷却手法がとられ、意図的に油冷よりも徐冷することで金型の割れを防ぐことが行われる。
このときの冷却速度は、およそ６〜２０℃／ｍｉｎである。
この冷却速度では、一般的なマトリックスハイスは硬さが低下してしまったり、極端に衝撃値や疲労強度が低下してしまい、金型として使用中に大割れを起こす事が非常に多い。
【００３０】
本発明鋼はこの冷却速度域でも十分な硬さ、衝撃値、疲労強度を確保し得るものであり、金型サイズが大きくても、使用中に大割れを生ぜしめることなく使用できる金型を提供できる。
【００３１】
本発明において、請求項２の各成分は不可避的に含まれる不純物成分で、これら成分を請求項２に規定する上限値以下に規制することで、衝撃値（靭性）を高めることができる。
【００３２】
また請求項３に従ってBを所定量添加した場合、BがMnとNiと同様の効果を発揮して、衝撃値を高めることができる。
【００３３】
請求項４に規定する成分は何れも快削元素に属するもので、これらは切削性を良くすると同時に鋼即ち金型の衝撃値を低下させる成分でもある。
従って本願では請求項４に従いこれら成分を同項に規定する上限値以下に規制する。そしてこのことで衝撃値をより一層高めることができる。
【００３５】
次に本発明における各成分の限定理由を以下に詳述する。
C：0.45〜0.65％
Cは焼入れによって生じるマルテンサイト組織やベイナイト組織の硬さを高めるために必須の元素である。但し添加量が過剰になるとCr，Mo，W，Vといった炭化物形成元素と結合して、粗大な晶出炭化物の量や微細な析出炭化物の量が増加し、炭化物起因によって特性（衝撃値や疲労強度）が低下する。このため添加量を0.45％以上、0.65％以下とする必要がある。
【００３６】
Si：0.10〜0.50％
Siは脱酸元素として不可避的に含まれる。フェライト生成元素であることや熱処理硬さに影響を及ぼすため、所定の範囲に調整する事が必要である。脱酸の効果を得るためには0.10％以上の添加が必要である。一方0.50％を超えて含むと、焼入れ焼戻し硬さが大きく低下するため、0.50％以下に限定する。
【００３７】
Mn：1.00〜2.50％
Mnは焼入性を高め、組織を微細化するために必須の元素である。1.00％以上でなければＭｓやＢｓの低下、またはベイナイト変態のノーズ位置の長時間化の効果が得られず、高靭性が得られない。一方、2.50％を超えて添加すると残留オーステナイトが増加しすぎ、焼入焼戻し硬さが大きく低下してしまうため、2.50％以下に限定する。
【００３８】
Ni：0.10〜2.00％
Niは焼入性を高め、組織を微細化するために必須の元素である。但しNi元素は高価であり、製造コストの観点から添加量を定める。Mn添加だけでは組織の微細化効果が小さかった場合や、製造上の成分配合を考慮した場合などでは、NiをMnの代替として使用できる。マトリックスハイスの成分配合上、0.10％以上が不可避的に含まれる。一方多く添加し過ぎると、製造コストの増加や、残留オーステナイト増加による焼入焼戻し硬さの低下を招くため、Mnの代替として利用しても2.00％以下に限定する必要がある。
【００３９】
Cr：3.50〜5.00％
Crは材料中に固溶し、マルテンサイト組織やベイナイト組織の硬さを向上させるととともに、焼戻しによって微細な析出炭化物を生じるため、焼戻し温度に依存して硬さ向上の効果が得られる。焼入焼戻し硬さＨＲＣ５０を得るためには、3.50％以上の添加が必要である。一方添加しすぎれば晶出炭化物となり、材料中に固溶できないCrが増加し、硬さに寄与しなくなるのと同時に、晶出炭化物の増加が衝撃値や疲労強度を低下させる。このため5.00％以下に限定する。
【００４０】
Mo+0.5W：0.20〜8.00％
Mo，Wは材料中に固溶し、マルテンサイト組織やベイナイト組織の硬さを向上させるととともに、焼戻しによって微細な析出炭化物を生じるため、焼戻し温度に依存して硬さ向上の効果が得られる。焼入焼戻し硬さＨＲＣ５０を得るためには、0.20％以上の添加が必要である。一方添加しすぎれば晶出炭化物となり、材料中に固溶できないMo，Wが増加し、硬さに寄与しなくなるのと同時に、晶出炭化物の増加が衝撃値や疲労強度を低下させる。このため8.00％以下に限定する。Moに対しWは効果が同じであるが、同じ効果を得るためにはMoの２倍の量が必要である。
【００４１】
V：1.00〜2.00％
Vは焼戻しによって微細な析出炭化物を生じるため、焼戻し温度に依存して硬さ向上の効果が得られる。また晶出炭化物を形成する事により、焼入れ温度保持中での結晶粒粗大化防止に効果がある。結晶粒粗大化防止に効果が得られる程度に晶出炭化物を形成させるために1.00％以上の添加が必要である。一方添加しすぎれば不必要な晶出炭化物の増加を招き、衝撃値や疲労強度を低下させる。このため2.00％以下に限定する。
【００４２】
Co：0.01〜5.00％
Coは材料中に固溶し、熱処理硬さを向上させる。特に高温での硬さや、高温焼戻しでの硬さを向上させるのに有効である。その硬さ向上の効果を得るためには0.01％以上の添加が必要である。一方5.00％を超えて添加した場合、硬さ向上の効果は得られるが製造コストが高くなりすぎるため、5.00％を上限とする。
【００４３】
P ：≦0.030％，Cu：≦1.0％，Al：≦0.5％，O :≦0.0050％，N :≦0.020％
これらは鋼中に不可避的に含まれる成分である。これらが鋼中に多量に含まれると、靭性や切削加工性を低下させるため、上記の上限値以下とする必要がある。これらの元素は積極的に低減することで安定したより高い靭性を確保することが可能である。ただし積極的に低減することは、製造コストとの兼ねあいとなる。
【００４４】
B ：0.0005〜0.0100％
Bはマトリックス中に固溶し、焼入性を向上させる効果があり、MnやNiの代替として焼入性を向上させるために積極的に添加することができる。添加量が下限値以上であれば焼入性向上の効果が得られる。但し上限値を超えて添加しても焼入性向上の効果は飽和する。
【００４５】
S ：≦0.050％，Se：≦0.050％，Te：≦0.050％，Pb：≦0.050％，Bi：≦0.050％，Ca：≦0.050％
これらは非金属介在物を形成したり、粒界に存在したりすることによって切削性を高める元素である。但しこれらの元素は上限値を超えて添加すると衝撃値や疲労強度の低下を招く。一方で極端に少なくすることは製造コストの増加を招く。上限値以下であれば衝撃値や疲労強度への悪影響を排除できる。
【００４７】
１１００〜１１６０℃保持からの焼入れ
焼入れ温度が１１００℃未満だと、焼入れ温度保持中での元素の固溶量が少なくなり、焼入焼戻し硬さＨＲＣ５０以上が得られなくなる。一方１１６０℃を越えると結晶粒が粗大化し、衝撃値や疲労強度が大きく低下する。このため焼入れ温度は１１００〜１１６０℃に制限する必要がある。
【００４８】
焼入れ温度から３００℃までの平均冷却速度が６〜２０℃/ｍｉｎにおける変態開始最高温度が３５０℃以下
冷却速度に応じて変態開始最高温度は変化する。なお、２０℃/ｍｉｎを超える冷却速度域は、十分な冷却速度であるため、組織の粗大化はおこらない。３００℃までの平均冷却速度が６〜２０℃/ｍｉｎであるとき、変態開始最高温度が３５０℃を超えていると組織の粗大化が顕著となり、衝撃値の劣化が激しい。このため、この冷却速度範囲内では変態開始最高温度が３５０℃以下となるようにMnやNi等の成分を調整する。一方６℃/ｍｉｎよりも遅い冷却速度では、組織の一部がパーライト組織となり、硬さが大幅に低下するため、金型として使用できない。
【実施例】
【００４９】
表１に示す成分組成の６０ｋｇの鋼材を、高周波真空溶解炉で溶解した後造塊した。得られた鋼塊を熱間鍛造して一辺５０×４０ｍｍの角棒とした。このときの熱間鍛造は１２３０℃で５時間以上保持した後行った。
鍛造後空冷を行い、その後低温焼きなましを実施した後、表２に示す温度で焼入れを行った。この焼入れ時の冷却は表２に示す平均冷却速度にて行った。
焼入れ終了後、室温まで冷えたことを確認し焼戻しを行った。焼戻しは表２に示す温度で１時間保持した後、空冷することにより行った。またこの焼戻しを２回実施した。
得られた発明鋼及び比較鋼に対し、以下の試験及び評価を行った。
【００５０】
＜変態開始最高温度測定＞
表２に示す焼入れ温度と焼入れ温度から３００℃までの平均冷却速度で焼入れを行い、線膨張率の変化から変態開始最高温度を測定した。
【００５１】
＜硬さ測定＞
焼入れ焼戻し後の室温状態での硬さをロックウェル硬度計（Ｃスケール）で測定した。
【００５２】
＜高温保持硬さ測定＞
焼入れ焼戻しを行った後６２０℃で２０時間保持し、室温状態で硬さをロックウェル硬度計で測定した。
【００５３】
＜衝撃値測定＞
表２に示す焼入れ、焼戻し条件で焼入れ及び焼戻し処理を行った後、JIS Z 2202に規定された２ｍｍＵノッチのシャルピー衝撃試験片（３号試験片）を作製し、JIS Z 2242に従ってシャルピー衝撃試験を実施した。尚試験は室温で実施し、３本の試験片についての平均値をとって衝撃値とした。
【００５４】
＜疲労強度試験＞
表２に示す焼入れ、焼戻し条件で焼入れ焼戻しを行った後、JIS Z 2274に従って回転曲げ疲労試験を実施した。試験片は１号試験片とした。即ち平行部φ８ｍｍ、長さ２５ｍｍの回転曲げ疲労試験片を作製し、疲労試験を室温で実施した。
具体的には試験片の両端部を支持して中央部に荷重を負荷し、そして試験片を回転させて繰返数１０００万回で破断しない試験荷重を疲労強度として評価した。
【００５５】
結果が表２に併せて示してある。
【００５６】
【表１】
0005076683.tif 000002
【００５７】
【表２】
0005076683.tif 000003
【００５８】
これらの表において比較鋼１，３，１０，１１はMnが請求範囲の下限値を外れて低いことから焼入れ性が不十分で、そのため表２の平均冷却速度の下では変態開始最高温度が３５０℃超となってしまい、組織が粗大化して衝撃値も疲労強度も低いものとなっている。
【００５９】
また比較鋼２は、Ni量が本発明の上限値を超えて多く、更に比較鋼４は、Mn量とNi量が本発明の上限値を超えて過剰であり、そのため変態開始最高温度は３５０℃以下となるが、残留オーステナイト量が増えすぎ、硬さＨＲＣ５０以上を得る事ができない。そして硬さがＨＲＣ５０未満であるため、疲労強度が劣っている。
【００６０】
比較鋼５は、炭化物形成元素であるC量及びCr量が本発明の上限値を超えて過剰であり、また比較鋼７は、同じく炭化物形成元素であるMo+0.5Wが本発明の上限値を超えて過剰であり、更に比較鋼８は、V量が本発明の上限値を超えて過剰であることから、晶出炭化物が多量に形成された。そのため衝撃値，疲労強度とも晶出炭化物の影響により劣ったものとなっている。
【００６１】
比較鋼６は、C量が本発明の下限値よりも低いために、硬さがＨＲＣ５０以上を得られていない。そのため疲労強度が劣る。
比較鋼９は、Co量が本発明の下限値よりも低いために、高温保持硬さが極めて低下してしまう。高温保持硬さはＨＲＣ４０以上なければ金型として使用した場合摩耗が著しく、極めて短寿命となるため金型として使用できない。
これに対し本発明鋼は何れもそれら各特性において優れたものとなっている。
【００６２】
以上本発明の実施例を説明したが本発明はこの実施例に限定されず、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で種々の変更を加えて実施可能である。
【図面の簡単な説明】
【００６３】
【図１】本発明の高靭性高速度工具鋼を連続冷却変態線図により従来のマトリックスハイスとの比較において概念的に表した図である。
【図１】
0005076683.tif 000004