質量パーセントで、0.40~0.60のC、1.0未満のSi、0.030未満のP、2.5~4.5のCr、0.5~0.7のMo、0.10~1.0のV、1.0未満のMn、最大1.0のAl、残部がFe及び不可避の有害物からから本質的になる合金組成を特徴とする押出工具用鋼。質量パーセントで、0.40~0.60のC、0.50未満のSi、0.030未満のP、3.0~4.2のCr、0.55~0.65のMo、0.30~0.8のV、0.8未満のMn、最大0.80のAl、残部がFe及び不可避の有害物から本質的になる合金組成を特徴とする押出工具用鋼。質量パーセントで、0.45~0.55のC、0.5未満のSi、0.030未満のP、3.5~4.2のCr、0.55~0.65のMo、0.30~0.50のV、0.50未満のMn、最大0.60のAl、残部がFe及び不可避の有害物から本質的になる合金組成を特徴とする押出工具用鋼。Al量が0.10質量パーセントに制限されることを特徴とする請求項1から請求項3までのいずれか1項に記載された押出工具用鋼。アルミニウム量が0.05質量パーセント以下であることを特徴とする請求項1から請求項3までのいずれか1項に記載された押出工具用鋼。コバルト量及びニッケル量が1.0質量パーセント未満であることを特徴とする請求項1から請求項5までのいずれか1項に記載された押出工具用鋼。リン量及び硫黄量が、0.030質量パーセント未満であることを特徴とする請求項1から請求項6までのいずれか1項に記載された押出工具用鋼。リン量が0.010質量パーセント未満であることを特徴とする請求項1から請求項7までのいずれか1項に記載された押出工具用鋼。Moが、1Mo=2Wの比でWと置換されていることを特徴とする請求項1から請求項8までのいずれか1項に記載された押出工具用鋼。Vが、1V=2Nb又は1Tiの比でNb又はTiに置換されていることを特徴とする請求項1から請求項9までのいずれか1項に記載された押出工具用鋼。30~60HRCの硬さを得るために急冷及び焼戻しを行ない、その後窒化熱処理を施して0.50mmの最大厚さに対して800~1500HVの表面硬さを得た後に使用するための鋼であることを特徴とする請求項1から請求項10までのいずれか1項に記載された押出工具用鋼。固体材料及び液体材料を室温又は最大1300°Cの温度で成形するための鋳型、ダイ及び一般的な使用工具に適用されることを特徴とする請求項1から請求項11までのいずれか1項に記載された押出工具用鋼。鉄合金又は非鉄合金の鍛造、押出又は鋳造の用途において金属を300~1300°Cの温度で成形するための工具に適用されることを特徴とする請求項1から請求項11までのいずれか1項に記載された押出工具用鋼。非鉄合金、とりわけアルミニウム合金の熱間押出工具、及び固体形状又はパイプの押出ダイに適用されることを特徴とする請求項1から請求項11までのいずれか1項に記載された押出工具用鋼。ビレットの鋳造並びに熱間成形及び冷間成形を含むプロセスのために製造されること、又は融解の総体的構成とともに使用されもすることを特徴とする請求項1から請求項14までのいずれか1項に記載された押出工具用鋼。粉末冶金、粉体射出又は溶射による成形のプロセス等の液体金属の断片化を含むプロセスのために製造されることを特徴とする請求項1から請求項14までのいずれか1項に記載された押出工具用鋼。このシナリオを考えると、鋼H13の性能と同等の性能を有し、鋼H13のコストよりもコストが低く、工具寿命に対して正の効果を効率的に有する工具鋼の必要性が明らかである。これは、問題の鋼が、鋼H13と同等の焼戻し耐性及び600°Cでの焼戻し典型的な熱処理条件後の硬さを有するが、合金元素の含有量がより低く、窒化後の適切な硬さを有する場合にのみ可能である。さらに、使用される材料は、高い焼入性を有するが、高Mn量に関連する問題があってはならない。こうすれば押出ダイよりも大きい工具に適用することが可能である。そのために、本発明の鋼は全てのこれらの必要性を満たす。コスト削減/品質損失ゼロの目標を達成するため、熱間強度に関係する主要な元素Cr及びMoの効果を別々に検討した。重要な発見とは別に、この検討は、これらの元素の含有量の変化が必要な熱間強度を促進するのに十分でないことも示した。このようにして、C量を、靭性に影響を与えないレベルに至るまで、特にP量及びSi量を低減させながら増大させることができた。最後に、Crの低減、したがって窒化後の硬さの低下の可能性を補償するために、Alの効果を使用した。この研究は、窒化層がさまざまな熱間成形工具、特に押出及び熱間鍛造工具に耐摩耗性を付与するために不可欠であるので、この点にも注目した。したがって、上記の条件を満足させるため、本発明の鋼は、質量百分率で、以下の合金組成を有する。0.40~0.60のC、好ましくは0.45~0.55のC、典型的には0.50のC2.5~4.5のCr、好ましくは3.0~4.2のCr、典型的には3.8のCr0.30~0.90のMo、好ましくは0.50~0.70のMo、典型的には0.60のMo。Wとのその化学的類似性を考えて、Moは2W:1Moの質量比でWと置き換えられていてもよい。0.1~1.0のV、好ましくは0.3~0.8のV、典型的には0.4のV。Vは1Nb:0.5Vの質量比に従ってNbと部分的又は完全に置き換えられていてもよい。最大1.0のSi、好ましくは最大0.50のSi、典型的には0.30のSi、最大1.0のMn、好ましくは最大0.80のMn、典型的には最大0.50のMn。下記のように、Alは、窒化後の硬さに関して有利であるために本発明の合金中に同時に添加することができるが、靭性及び鋼製造プロセスの複雑さに関して負の効果も与える。したがって、Al量は、質量百分率で以下のように添加されなければならない。最大1.0のAl、好ましくは最大0.80のAl、典型的には最大0.60のAl。Alの効果が対象とされない組成物に対しては、この元素は0.10に、典型的は0.05未満に制限される残留不純物として処理されるべきである。この組成は、Fe鉄及び鋼製造プロセスに不可避の金属又は非金属の有害物からなる残部を特徴とすべきである。ここで非金属の有害物としては、質量百分率で次の元素が挙げられるが、それらに限定されない。最大0.030のP、好ましくは最大0.015のP、典型的には最大0.010のP。最大0.10のS、好ましくは最大0.030のS、典型的には最大0.008のS。最大1.5のNi又はCo、好ましくは1.0までのNi又はCo、典型的には0.5未満のNi及びCo。次に出願人は、新しい材料の組成物の仕様の比について説明する。掲げられている百分率は、質量パーセントを指す。C:炭素は、低温条件下でのマルテンサイト焼入れに主として関与する。然しながら、合金元素と共に、炭素は、高温焼入れに対しても重要な二次焼入れにおいても役割を果たす。これらの場合、C量は600°C未満の温度での硬さにとってより重要である。このとき、硬さがマルテンサイト硬さ又はセメンタイト若しくはCr炭化物の形成に依然として依存する。その上、炭素は、重要な焼入性促進元素であり、コストを増大させない。硬さを45HRC以上まで増大させることが同様に重要と考えられ、少なくとも0.40、好ましくは0.45を超える炭素含有量が推奨される。他方で、C量が非常に多いと、急冷の際に粒形の炭化物が過剰に析出特にMo量及びV量が高いときする。その上、二次炭化物の硬さ及び量が増大する。したがって靭性が通常損なわれる。C量は、最大0.60、好ましくは0.55未満に制限されるべきである。この制限は、残留オーステナイト量を低減させる役割も果たして、寸法不安定性及び脆化と関連する問題を防ぐ。Cr:クロムは、大きな工具での用途にとって重要である焼入性に有利に働くので、クロム量は2.5よりも多く、好ましくは3.0を超えるべきである。然しながら、クロム量は制限されるべきである。本発明は、焼戻し耐性を改善するためにCr量を低減させる概念を組み込んでいる。この効果の機構は十分には理解されていないが、Mo及びVを溶解させ最初に形成される炭化物であるM7C3タイプである二次Cr炭化物の形成に関係する可能性がある。そのため、Cr量が低いほど、M7C3炭化物量は少なくなる。したがって、二次焼入れにとっても重要である微細炭化物M2C及びMCの形成に利用可能なMo及びVの量が多くなる。その最終結果は、Cr量がより低い鋼において焼戻し耐性が著しくより高くなることであり、したがって、従来技術概念の鋼と比較したとき、Mo量の低減を可能にする。Mo及びW:低濃度のMoは本発明において、コスト削減のためばかりでなく、Cr量及びC量と関連して、最高の二次硬さ及び鋼H13のものと同等或いはこれよりも大きい焼戻し耐性も促進するために採用される。そのために、本発明合金は、少なくとも0.30、好ましくは0.50を超えて含有しなければならない。一方で、Mo量が著しく高いと、急冷段階中の初晶炭化物の析出により靭性を害する可能性があり、本発明のコスト削減の目標と反対方向で合金コストを著しく増大させる可能性がある。そのために、Mo量は0.90、好ましくは0.70未満に制限されるべきである。タングステン及びモリブデンは、本発明の工具鋼において類似した効果を生じさせて、M2C又はM6Cの二次炭化物を形成する。したがって、それらは2つの元素間の原子量の差を正規化するW2Moの和によって与えられるタングステン当量関係Weqにより両方一緒に特定することができる。V:バナジウムは、MC二次炭化物の形成にとって主として重要である。それらは非常に薄いので、これらの炭化物は転位線の移動を阻止して、機械的強度を増大させる。Vは、粒の成長を改善して、オーステナイト化温度1000°Cを超えるを高くすることをも可能にする。そのような効果のために、Vは、0.1超、好ましくは0.3超でなければならない。しかし、Vの度合いが過度に高いと、可溶化が困難な一次炭化物を発生させ、したがって靭性を低減させ、さらには、コストの著しい増大を促進する可能性がある。そのため、V量は、1.0未満、好ましくは0.6未満であるべきである。Si:ケイ素は、二次焼入れ及び靭性に対して強い効果を及ぼす。Si濃度が低いと、二次炭化物がより良好に分布するので靭性が改善する。そのため、本発明の材料のSi量は、1.0未満、典型的には0.5未満でなければならない。Mn:Mn量が高いと、さまざまな度合いの硬さの縞を発生させる激しいミクロ偏析が促進されるために、さらに残留オーステナイト量を増大させるために望ましくないと考えられる。そのため、Mnは本発明においては有害な元素とみなされる。したがって、Mn量は、1.0に制限され、好ましくは0.8未満、典型的には0.50未満に制限されるべきである。Al:窒化層のより大きい硬さを促進するために、合金のAl量は高くできる。しかしながら、Al量はこれらの条件下で靭性の低下をもたらすので1.0に制限されるべきである。したがって、0.40~0.60のAl量が、この目的にとって興味のある含有量であり得る。しかしながら、窒化層の硬ささが鋼H13のものよりわずかに低いが、高い靭性が要求される用途に対して、本発明の合金のAl量は、0.1未満、典型的には0.05未満であることができる。残留元素:Ni及びCo等の他の元素は、鋼製造の脱酸素プロセスと関連するか又は製造プロセスに特有の有害物とみなされるべきである。そのため、Ni量及びCo量は、1.5、好ましくは1.0未満に制限されるべきである。介在物の形成に関して、硫黄は、介在物が作業中に割れを引き起こし得るので制御されるべきである。そのため、S量は、0.050未満、好ましくは0.020未満に留まるべきである。さらに、靭性が高くなるために、Pのような脆化元素は避けるべきであり、P<0.030、好ましくはP<0.015、典型的にはP<0.010であることが望ましい。実際に、Cr量が低いと、電気アーク炉鋼製造プロセスにおけるP量を低減させるためにも役立ち、こうして所望されるコスト削減理念に矛盾しない結論に導く。上記の合金は、粉末冶金、溶射成形又は連続鋳造法等の従来の又は特別なプロセスにより、線材、棒材、鋼線、薄板及び鋼帯等の圧延製品又は鍛造製品として製造することができる。実施された実験は以下に説明されており、次の添付図が参照されている。実施例1モリブデン、クロム及び炭素の効果この研究のために、実験用VIM炉で同じ溶解で異なる組成の約200gの試料を集めた。下の表1に示されているようにCr量、Mo量及びC量を変化させて3つの鋼を製造した詳細:付属書類1。鋼H11は、既にV量の半分を有するので、これらの合金のベースとなった。材料は、特別な熱処理1010°Cでのオーステナイト化、油溶体化および810°Cでの過剰焼き鈍しの後に常に特性評価した。このプロセスにおいて、出願人は、1020°Cでの焼き鈍し及び400~650°Cの焼戻しを使用した。典型的な工業用組成物の鋼H13をベースとして使用した。600°Cでの焼戻し後の硬さが図1に示されている。Mo量及びCr量の低減の効果が示され、C量を高くした効果も示されている。Mo量に関しては、Mo濃度が低いと、焼戻し後の硬さはより低くなる。しかしながら、Cr量が低下すると、焼戻し後の硬さは上昇する。Cr量が低いと、M7C3の量が低減し、これが次いでMoを溶解させる可能性がある。したがって、高含有量の遊離Moが、低Cr含有量の合金中には存在すべきであり、このことは焼戻しに対するより強い応答を説明している。この重要なCrの効果にもかかわらず、その量を低減させるだけでは必要な硬さ約45HRCを促進するためには十分でない。場合によると、必要な硬さは、より低い温度で焼戻しすることによって得ることができる。しかしながら、この実践は、理想的な焼戻し温度は適切な焼戻し耐性を提供するために作業温度よりも50~80°C高くあるべきであるので、熱間加工に対して実現可能でないことがある。したがって、押出及び鋳造アルミニウムを含む熱間加工に対して、典型的な焼戻し温度は600°Cであるべきである。表1一つの元素が変化する同じ溶解からの試料に用いた化学組成。下の表のCr及びMoの欄の星印は、このベースを使用するいくつかの組成物が、その溶鋼のベース組成を保ったまま、この元素の含有量を増大させて、同じ溶解から製造されたことを示している。600°Cでの焼戻し後の硬さを増大させるために、出願人はC量を増大させた。図1に示されているようにその結果は効果的であり、H13よりもさらに大きな硬さが得られた。この場合、Cの効果は、二次炭化物の形成の増大に関係し、これはより低いCr量と関連したとき、より低いMo量鋼H13の半分の合金においてさえ、この研究を開始するために必要な硬さを提供する。より高いC量の合金において、類似のCrの効果を観察することができる。焼戻し後の硬さ以外に、硬さの損失も、問題の合金が受ける高温に対する適切な応答を促進するための主要な要因である。図2に示されている結果は、これに関する重要なMoの効果図2Aを実証しており、Cr量の低減も、硬さの損失を低減させる興味深い選択肢であるこれは曲線をより高い硬さレベルに再プロットすることを意味する図2B参照ことも実証している。C量がより高い合金図2Cにおいてはこの効果はさらに大きい。したがって、低Cr/高Cの組合せが興味深く思われる。他方で、Cr量は、焼入性が低減しないように過度に低くすることはできない。この効果は、図3の曲線で検討され、図4で鋼H13と比較された。定量的に、0.3及び0.1°C/秒後に達した硬さは、635HV及び521HVを有する鋼H13に相当する図4。それに対して、3Crの合金は、同じ条件下で595HV及び464HVに相当する図3A。4Crの合金に対しては、これはH13以上の硬さ、即ち、0.3及び0.1°C/秒の速度に対して696HV及び523HVに達する図3B。そのため、4Crに近いCr量は、より興味深いように思われる。この値よりも著しく低い、即ち、3以下のCrでは、ベイナイト量及び焼戻し後の硬さが用途を妨げる可能性がある。したがって、3.8のCr量が、全てのその他の試験、パイロット規模のビレットの製造及び機械的特性の評価のために選択された。実施例2Al量の効果合金の対象を確定した後、4つの鋼材50kgの鋳造ビレット、140mmの平均断面を製造し、65mm×165mmの寸法の鋼板表2に鍛造した。次に材料を実施例1に記載したのと同じプロセスに従って焼き鈍し、それらの特性を以下に論じるようにして評価した。この結果は、図1及び図2に示されている最初の結果を図5に示されているように裏付けた。したがって、新しい合金は、鋼H13と比較した場合、600°Cでの硬さに関しては類似の結果に達することができ図5A、又は、焼戻し耐性に関してはさらに良好な結果に達することができる図5B。表2本発明の合金に対して製造された実験用の50kgビレットPI及び鋼H13もう1つの重要な点が、靭性に関して図6において比較することができる。本発明合金の靭性は、Al量が低い場合、鋼H13のものと同等である。これは、合金PI1の低いSi量及びP量が、鋼H13に関係してC量が増大する際に起こる可能性が高い靭性の損失を補償することを実証している。図6は、靭性がAl量に反比例することも示している。Al量は、図7に示されているように、窒化後の硬さの著しい増大に関与している。したがって、窒化層の高い硬さが靭性よりも関係性があると考えられる用途例えば、固体形状の押出しに対して、合金PI2は、200Jを超える靭性及び窒化層の著しく高い硬さ殆んど1400HVを有するため興味深いものになる。合金PI3は、窒化層に関して増大を示していないが、靭性ははるかに低い。一方で、パイプ押出ダイ等の高度に割れの影響を受け易い用途において、靭性は主要な特性と考えられ得る。これらの場合に対して、合金PI1は、より適切であると思われ、押出工具に対する典型的な仕様である表面で1000HV超に達する鋼H13のものと類似の窒化後の硬さも示す。その上、図5で既に示したように、合金PI1は、改善された熱間強度特性も示す。このように、熱間加工用途に必要な特性を踏まえて、本発明の合金は、鋼H13のものと同等又はこれより良好な結果を示している。そのような結果は、非鉄合金、例えばAl合金の押出ダイ、又は熱間鍛造ダイに対してかなりの関連性がある。合金PI1は、改善された焼戻し耐性を有するが、鋼H13と同等の窒化後の硬さ及び靭性を有し、一方合金PI2は、より低い靭性を有するが、鋼H13よりも著しく高い焼戻し耐性及び窒化後の硬さを有する。合金は、用途に対して必要な最も決定的特性に基づいて選択されるべきである。然しながら、全ての場合において、著しいコスト削減を本発明の合金の低いMo量及びV量により得ることができる。