押出用工具鋼
本発明は、従来のＨ１３鋼と比較してコストが低く、高い焼戻し耐性を有し、化学組成が（重量パーセントで）、０．４〜０．６の炭素、１未満のケイ素、０．０３未満のリン、２．５〜４．５のクロム、タングステンによって２Ｗ対１Ｍｏの比で置換されていてもよい０．５〜０．７のモリブデン、０．１〜１のバナジウム、１未満のマンガン、残部が実質的にＦｅ及び不可避の不純物である押出工具用鋼に関する。窒化後の高い表面硬さを促進する選択肢として、本発明の鋼は、最大１．０のアルミニウム量を有することができるが、高い靭性のためにはアルミニウム量は０．１０未満に保たれなければならない。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、さまざまな熱間成形工具及びダイ、とりわけアルミニウム合金又はその他の非鉄金属の押出用の熱間成形工具及びダイへの使用を意図する鋼に関するものである。この材料は、押出プロセスのために当初設計されているが、成形されるべき金属が６００℃を超える温度に耐えるその他の熱間成形プロセスにおいても採用することができる。もっとも、この鋼は、より低い温度で或いは周囲温度でのプロセスにおいても採用することができる。問題の鋼の組成は、鋼が熱間加工工具鋼として分類されることができ、主な特徴は、モリブデン及びバナジウム等の高コストの合金元素が低いが、焼戻抵抗（又は硬さ低下に対する抵抗性）が従来技術概念の従来鋼よりも大きいことである。本発明の鋼の代替例は、窒化後の硬さを増大させるために提供されており、従来鋼のものよりもさらに高い性能レベルをもたらすことができると同時に、より単純な化学組成によってコストを低く保つことができる。この効果は、合金を注意深く設計すること、並びに元素、即ち、炭素、クロム、モリブデン及びアルミニウムの最適範囲を設定することによって可能である。
【背景技術】
【０００２】
熱間加工工具という用語は、多数の熱間成形工程に適用されるものであり、産業界で採用され、その焦点は機械用途の部品、とりわけ自動車部品の製造に置かれている。最もよく知られている熱間成形プロセスは鋼の鍛造及び非鉄合金の押出又は鋳造である。高温、典型的には５００／６００℃超で実施されるその他の用途も熱間加工として分類できる。これらの用途において、鋳型、金型、穴あけ器、インサート及びその他の成形デバイスは、熱間加工工具という総称によって分類される。これらの工具は、通常、採用されるプロセスの高温に及び機械的応力に耐える特別な特性を必要とする鋼からできている。
【０００３】
熱間加工鋼のそれらの主要な特性のうちで、以下のもの、即ち、高温焼戻し後の耐性、焼戻し耐性と呼ばれる硬さ低下に対する耐性、靭性、焼入性並びに熱伝導性及び比熱等の物理的特性が際立っている。
【０００４】
非鉄合金、とりわけアルミニウム合金に使用される押出ダイは、本発明の鋼を適用するための主な熱間加工の対象である。これらの典型的なダイは、ブラジル及び外国の両方における工具鋼市場の重要な位置を占めている。この用途において、鋼は、ＡＢＮＴ Ｈ１３（表１参照）のような鋼に基づいて、その他の用途、例えばダイキャスト鋳造法のものよりも厳しくない品質要件によってであるが製造コストの低さに重点を置いて十分に標準化されている。
【０００５】
合金、とりわけＭｏ及びＶのコスト増により、この部門は著しく損なわれたために、低コストの代替品を切望している。低合金鋼、例えばＤＩＮ １．２７１４（表１に示されている化学組成）などが採用されている。然しながら、熱間強度の低減及び窒化後の硬さの低さによる耐磨耗性が低いことによって、それらの使用が妨げられている。
【０００６】
米国特許出願公開第２００９／０１９１０８６号等の最近の開発の焦点は、Ｃｒ量、Ｍｏ量及びＶ量低減による合金元素の低減に置かれた。然しながら、Ｃｒ量を低減させることにより負の効果が生じる。第１に、合金組成は、焼戻し後に高い硬さ（６００℃での焼戻し後少なくとも４５ＨＲＣ）を達成するのに十分ではない。第２に、低減されたＣｒ量は、窒化後の硬さがより低くなることもあり、これは押出用途における窒化（実質的に全ての押出ダイが現在は窒化される）によって生じる明らかな利得を考慮するとこれらの用途には適切でない。
【０００７】
表１ 従来技術概念の鋼の典型的な化学組成。Ｍｏ、Ｖ、Ｃｏは最もコストが高く、工具鋼の最終コストに密接に関係しているので、Ｍｏ＋Ｖ＋Ｃｏの合計を示している。成分は質量百分率であり残部はＦｅである。全ての押出用途についてＷ量は低く、通常は０．１％未満である。
【表１】
【０００８】
米国特許出願公開第２００９／０１９１０８６号の発明の第３の問題は、Ｃｒ量及びＭｏ量の低減の結果として焼入性が低下するために金型コアの硬さがより低くなる可能性に関係している。これを避けるため、米国特許出願公開第２００９／０１９１０８６号の発明合金はＭｎ量をより高くするが、これにより、焼入性が高くなり、偏析の問題（帯形成）の発生する可能性及び過剰なオーステナイト残留がもたらされる。両方の効果とも、最終的な硬さ及び靭性、したがって工具の寿命を損なう可能性がある。最後の側面についても高Ｍｎ量に関して述べることができる。即ち、この鋼からのスクラップは、従来の低Ｍｎ量の熱間加工鋼の製造にほとんど組み込むことができない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】米国特許出願公開第２００９／０１９１０８６号明細書
【００１０】
全てのこれら欠点を考えると、米国特許出願公開第２００９／０１９１０８６号は、コスト削減解決策ではあるが特性が劣ると著者らは考える。この特許文献中で、著者らは予想される効率損失が、鋼Ｈ１３のものよりも約２０〜３０％低いと定量している。ダイに関連する機械加工及び熱処理コストを考慮すると、この効率損失は極めて重大であると考えられる。したがって、取替えを補償するために材料のコストを３０％超削減する必要がある。例えば、最終のダイコストの６０％のみが使用される工具鋼と関連していることを考えると、新しい材料のコストが従来の材料コストの半分である場合に３０％低い寿命のみが可能である。原料のコストがピークであった２００５年から２００８年までは、これは当てはまる（しかし、必要なコストの差が高すぎるので、これが起こるのは依然として困難である）。然しながら、現在のシナリオにおいては、このコスト削減は鋼Ｈ１３に対して、Ｍｏ量及びＣｒ量の低減だけを考えると、ほとんど達成することができない。こうして、米国特許出願公開第２００９／０１９１０８６号の発明合金の効率損失に関連するコストの削減は、この用途に対しては非現実的と今や思われる。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
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℃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。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
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。
【００１３】
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。
【００１４】
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Ｃ
２．５〜４．５のＣｒ、好ましくは３．０〜４．２のＣｒ、典型的には３．８のＣｒ
０．３０〜０．９０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。
【００１５】
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。
【００１６】
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。
【００１７】
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。
【００１８】
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℃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。
【００１９】
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。
【００２０】
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Ｗ＋２Ｍｏ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。
【００２１】
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℃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。
【００２２】
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。
【００２３】
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。
【００２４】
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。
【００２５】
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。
【００２６】
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。
【００２７】
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。
【図面の簡単な説明】
【００２８】
【図１Ａ】Ｍｏ量の６００℃での焼戻し後の硬さに対する効果を示す図。
【図１Ｂ】０．６０％のＭｏ、通常のＣ量におけるＣｒ量の効果を示す図。
【図１Ｃ】０．６０％のＭｏ、より高いＣ量におけるＣｒ量の効果を示す図。図１Ａ、１Ｂ及び１Ｃの水平の破線は、用途にとって望ましい最小硬さを示している。
【図２Ａ】図１と同様に、モリブデンの焼戻し耐性に対する効果を示す図。
【図２Ｂ】クロムの焼戻し耐性に対する効果を示す図。
【図２Ｃ】クロムの焼戻し耐性に対する効果を示す図。高温における硬さが高ければ高いほど合金の焼戻し耐性は大きい。全ての場合（図２Ａ〜２Ｃ）に、合金は最初に６００℃で焼き鈍しされた。
【図３Ａ】０．５０％のＣ、３．００％のＣｒ組成に対するＣＣＴ曲線。定量的焼入性の結果は、形成された相（パーライト及びベイナイト）の数から、最も重要には速度に対して得られた最終硬さから得ることができる。組成物は、比較のために３％及び４％のＣｒ量を踏まえて、表１、ベース３にまとめられている
【図３Ｂ】０．５０％のＣ、４．００％のＣｒ組成に対するＣＣＴ曲線。
【図４】従来技術概念のＨ１３鋼のＣＣＴ曲線を示す図。データは、本発明の鋼の結果と比較することができる。図３に示されている相の数及び硬さに関する同じデータは、さまざまな冷却速度について評価され得る。
【図５Ａ】本発明の最終組成を有する合金ＰＩ１〜ＰＩ３の焼戻し後の硬さの比較。
【図５Ｂ】本発明の最終組成を有する合金ＰＩ１〜ＰＩ３の６００℃での硬さの損失対時間（焼戻し耐性の文章に言及されている）の比較。
【図６】２つのタイプの横折り試験片：ノッチなし（ＮＡＤＣＡによる７ｍｍ×１００ｍｍの断面）又は１０ｍｍ×１０ｍｍの断面及びＶノッチを有するシャルピーＶについて行なった衝撃靭性試験の結果を比較している図。図５ａのパラメーターに従って硬さ４５ＨＲＣまで処理された全ての材料。
【図７】合金ＰＩ１、ＰＩ２及びＰＩ３対鋼Ｈ１３の窒化層の硬さプロファイルを示す図。プラズマ窒化プロセスを鋼Ｈ１３に対して行なった。窒化前に、全ての試料合金は、４５ＨＲＣに達するように急冷及び焼戻しされた。
【発明を実施するための形態】
【００２９】
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℃でのオーステナイト化、油溶体化および８１０℃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℃での焼き鈍し及び４００〜６５０℃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。
【００３０】
６００℃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。
【００３１】
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℃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℃であるべきである。
【００３２】
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。
【表２】
【００３３】
６００℃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。
【００３４】
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。
【００３５】
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℃／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、３％Ｃｒの合金は、同じ条件下で５９５ＨＶ及び４６４ＨＶに相当する（図３Ａ）。４％Ｃｒ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℃／秒の速度に対して６９６ＨＶ及び５２３ＨＶに達する（図３Ｂ）。そのため、４％Ｃｒ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。
【００３６】
実施例２ Ａｌ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。
【００３７】
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℃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）。
【００３８】
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
【表３】
【００３９】
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。
【００４０】
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。
【００４１】
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。
【００４２】
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。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、さまざまな熱間成形工具及びダイ、とりわけアルミニウム合金又はその他の非鉄金属の押出用の熱間成形工具及びダイへの使用を意図する鋼に関するものである。この材料は、押出プロセスのために当初設計されているが、成形されるべき金属が６００℃を超える温度に耐えるその他の熱間成形プロセスにおいても採用することができる。もっとも、この鋼は、より低い温度で或いは周囲温度でのプロセスにおいても採用することができる。問題の鋼の組成は、鋼が熱間加工工具鋼として分類されることができ、主な特徴は、モリブデン及びバナジウム等の高コストの合金元素が低いが、焼戻抵抗（又は硬さ低下に対する抵抗性）が従来技術概念の従来鋼よりも大きいことである。本発明の鋼の代替例は、窒化後の硬さを増大させるために提供されており、従来鋼のものよりもさらに高い性能レベルをもたらすことができると同時に、より単純な化学組成によってコストを低く保つことができる。この効果は、合金を注意深く設計すること、並びに元素、即ち、炭素、クロム、モリブデン及びアルミニウムの最適範囲を設定することによって可能である。
【背景技術】
【０００２】
熱間加工工具という用語は、多数の熱間成形工程に適用されるものであり、産業界で採用され、その焦点は機械用途の部品、とりわけ自動車部品の製造に置かれている。最もよく知られている熱間成形プロセスは鋼の鍛造及び非鉄合金の押出又は鋳造である。高温、典型的には５００／６００℃超で実施されるその他の用途も熱間加工として分類できる。これらの用途において、鋳型、金型、穴あけ器、インサート及びその他の成形デバイスは、熱間加工工具という総称によって分類される。これらの工具は、通常、採用されるプロセスの高温に及び機械的応力に耐える特別な特性を必要とする鋼からできている。
【０００３】
熱間加工鋼のそれらの主要な特性のうちで、以下のもの、即ち、高温焼戻し後の耐性、焼戻し耐性と呼ばれる硬さ低下に対する耐性、靭性、焼入性並びに熱伝導性及び比熱等の物理的特性が際立っている。
【０００４】
非鉄合金、とりわけアルミニウム合金に使用される押出ダイは、本発明の鋼を適用するための主な熱間加工の対象である。これらの典型的なダイは、ブラジル及び外国の両方における工具鋼市場の重要な位置を占めている。この用途において、鋼は、ＡＢＮＴ Ｈ１３（表１参照）のような鋼に基づいて、その他の用途、例えばダイキャスト鋳造法のものよりも厳しくない品質要件によってであるが製造コストの低さに重点を置いて十分に標準化されている。
【０００５】
合金、とりわけＭｏ及びＶのコスト増により、この部門は著しく損なわれたために、低コストの代替品を切望している。低合金鋼、例えばＤＩＮ １．２７１４（表１に示されている化学組成）などが採用されている。然しながら、熱間強度の低減及び窒化後の硬さの低さによる耐磨耗性が低いことによって、それらの使用が妨げられている。
【０００６】
米国特許出願公開第２００９／０１９１０８６号等の最近の開発の焦点は、Ｃｒ量、Ｍｏ量及びＶ量低減による合金元素の低減に置かれた。然しながら、Ｃｒ量を低減させることにより負の効果が生じる。第１に、合金組成は、焼戻し後に高い硬さ（６００℃での焼戻し後少なくとも４５ＨＲＣ）を達成するのに十分ではない。第２に、低減されたＣｒ量は、窒化後の硬さがより低くなることもあり、これは押出用途における窒化（実質的に全ての押出ダイが現在は窒化される）によって生じる明らかな利得を考慮するとこれらの用途には適切でない。
【０００７】
表１ 従来技術概念の鋼の典型的な化学組成。Ｍｏ、Ｖ、Ｃｏは最もコストが高く、工具鋼の最終コストに密接に関係しているので、Ｍｏ＋Ｖ＋Ｃｏの合計を示している。成分は質量百分率であり残部はＦｅである。全ての押出用途についてＷ量は低く、通常は０．１％未満である。
【表１】
【０００８】
米国特許出願公開第２００９／０１９１０８６号の発明の第３の問題は、Ｃｒ量及びＭｏ量の低減の結果として焼入性が低下するために金型コアの硬さがより低くなる可能性に関係している。これを避けるため、米国特許出願公開第２００９／０１９１０８６号の発明合金はＭｎ量をより高くするが、これにより、焼入性が高くなり、偏析の問題（帯形成）の発生する可能性及び過剰なオーステナイト残留がもたらされる。両方の効果とも、最終的な硬さ及び靭性、したがって工具の寿命を損なう可能性がある。最後の側面についても高Ｍｎ量に関して述べることができる。即ち、この鋼からのスクラップは、従来の低Ｍｎ量の熱間加工鋼の製造にほとんど組み込むことができない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】米国特許出願公開第２００９／０１９１０８６号明細書
【００１０】
全てのこれら欠点を考えると、米国特許出願公開第２００９／０１９１０８６号は、コスト削減解決策ではあるが特性が劣ると著者らは考える。この特許文献中で、著者らは予想される効率損失が、鋼Ｈ１３のものよりも約２０〜３０％低いと定量している。ダイに関連する機械加工及び熱処理コストを考慮すると、この効率損失は極めて重大であると考えられる。したがって、取替えを補償するために材料のコストを３０％超削減する必要がある。例えば、最終のダイコストの６０％のみが使用される工具鋼と関連していることを考えると、新しい材料のコストが従来の材料コストの半分である場合に３０％低い寿命のみが可能である。原料のコストがピークであった２００５年から２００８年までは、これは当てはまる（しかし、必要なコストの差が高すぎるので、これが起こるのは依然として困難である）。然しながら、現在のシナリオにおいては、このコスト削減は鋼Ｈ１３に対して、Ｍｏ量及びＣｒ量の低減だけを考えると、ほとんど達成することができない。こうして、米国特許出願公開第２００９／０１９１０８６号の発明合金の効率損失に関連するコストの削減は、この用途に対しては非現実的と今や思われる。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
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℃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。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
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。
【００１３】
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。
【００１４】
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Ｃ
２．５〜４．５のＣｒ、好ましくは３．０〜４．２のＣｒ、典型的には３．８のＣｒ
０．３０〜０．９０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。
【００１５】
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。
【００１６】
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。
【００１７】
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。
【００１８】
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℃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。
【００１９】
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。
【００２０】
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Ｗ＋２Ｍｏ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。
【００２１】
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℃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。
【００２２】
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。
【００２３】
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。
【００２４】
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。
【００２５】
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。
【００２６】
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。
【００２７】
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。
【図面の簡単な説明】
【００２８】
【図１Ａ】Ｍｏ量の６００℃での焼戻し後の硬さに対する効果を示す図。
【図１Ｂ】０．６０％のＭｏ、通常のＣ量におけるＣｒ量の効果を示す図。
【図１Ｃ】０．６０％のＭｏ、より高いＣ量におけるＣｒ量の効果を示す図。図１Ａ、１Ｂ及び１Ｃの水平の破線は、用途にとって望ましい最小硬さを示している。
【図２Ａ】図１と同様に、モリブデンの焼戻し耐性に対する効果を示す図。
【図２Ｂ】クロムの焼戻し耐性に対する効果を示す図。
【図２Ｃ】クロムの焼戻し耐性に対する効果を示す図。高温における硬さが高ければ高いほど合金の焼戻し耐性は大きい。全ての場合（図２Ａ〜２Ｃ）に、合金は最初に６００℃で焼き鈍しされた。
【図３Ａ】０．５０％のＣ、３．００％のＣｒ組成に対するＣＣＴ曲線。定量的焼入性の結果は、形成された相（パーライト及びベイナイト）の数から、最も重要には速度に対して得られた最終硬さから得ることができる。組成物は、比較のために３％及び４％のＣｒ量を踏まえて、表１、ベース３にまとめられている
【図３Ｂ】０．５０％のＣ、４．００％のＣｒ組成に対するＣＣＴ曲線。
【図４】従来技術概念のＨ１３鋼のＣＣＴ曲線を示す図。データは、本発明の鋼の結果と比較することができる。図３に示されている相の数及び硬さに関する同じデータは、さまざまな冷却速度について評価され得る。
【図５Ａ】本発明の最終組成を有する合金ＰＩ１〜ＰＩ３の焼戻し後の硬さの比較。
【図５Ｂ】本発明の最終組成を有する合金ＰＩ１〜ＰＩ３の６００℃での硬さの損失対時間（焼戻し耐性の文章に言及されている）の比較。
【図６】２つのタイプの横折り試験片：ノッチなし（ＮＡＤＣＡによる７ｍｍ×１００ｍｍの断面）又は１０ｍｍ×１０ｍｍの断面及びＶノッチを有するシャルピーＶについて行なった衝撃靭性試験の結果を比較している図。図５ａのパラメーターに従って硬さ４５ＨＲＣまで処理された全ての材料。
【図７】合金ＰＩ１、ＰＩ２及びＰＩ３対鋼Ｈ１３の窒化層の硬さプロファイルを示す図。プラズマ窒化プロセスを鋼Ｈ１３に対して行なった。窒化前に、全ての試料合金は、４５ＨＲＣに達するように急冷及び焼戻しされた。
【発明を実施するための形態】
【００２９】
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℃でのオーステナイト化、油溶体化および８１０℃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℃での焼き鈍し及び４００〜６５０℃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。
【００３０】
６００℃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。
【００３１】
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℃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℃であるべきである。
【００３２】
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。
【表２】
【００３３】
６００℃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。
【００３４】
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。
【００３５】
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℃／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、３％Ｃｒの合金は、同じ条件下で５９５ＨＶ及び４６４ＨＶに相当する（図３Ａ）。４％Ｃｒ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℃／秒の速度に対して６９６ＨＶ及び５２３ＨＶに達する（図３Ｂ）。そのため、４％Ｃｒ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。
【００３６】
実施例２ Ａｌ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。
【００３７】
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℃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）。
【００３８】
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
【表３】
【００３９】
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。
【００４０】
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。
【００４１】
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。
【００４２】
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。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
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。
【請求項２】
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。
【請求項３】
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。
【請求項４】
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。
【請求項５】
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。
【請求項６】
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。
【請求項７】
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。
【請求項８】
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。
【請求項９】
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。
【請求項１０】
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。
【請求項１１】
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。
【請求項１２】
固体材料及び液体材料を室温又は最大１３００℃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。
【請求項１３】
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℃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。
【請求項１４】
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。
【請求項１５】
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。
【請求項１６】
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。
【請求項１】
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。
【請求項２】
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。
【請求項３】
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。
【請求項４】
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。
【請求項５】
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。
【請求項６】
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。
【請求項７】
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。
【請求項８】
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。
【請求項９】
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。
【請求項１０】
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。
【請求項１１】
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。
【請求項１２】
固体材料及び液体材料を室温又は最大１３００℃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。
【請求項１３】
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℃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。
【請求項１４】
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。
【請求項１５】
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。
【請求項１６】
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。
【図１Ａ】
【図１Ｂ】
【図１Ｃ】
【図２Ａ】
【図２Ｂ】
【図２Ｃ】
【図３Ａ】
【図３Ｂ】
【図４】
【図５Ａ】
【図５Ｂ】
【図６】
【図７】
【図１Ｂ】
【図１Ｃ】
【図２Ａ】
【図２Ｂ】
【図２Ｃ】
【図３Ａ】
【図３Ｂ】
【図４】
【図５Ａ】
【図５Ｂ】
【図６】
【図７】
【公表番号】特表２０１３−５２１４１１（Ｐ２０１３−５２１４１１Ａ）
【公表日】平成２５年６月１０日（２０１３．６．１０）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１２−５５６３４７（Ｐ２０１２−５５６３４７）
【出願日】平成２３年３月４日（２０１１．３．４）
【国際出願番号】ＰＣＴ／ＢＲ２０１１／００００５９
【国際公開番号】ＷＯ２０１１／１０９８８１
【国際公開日】平成２３年９月１５日（２０１１．９．１５）
【出願人】（５０８３１７８２６）ビラレス メタルズ ソシエダッド アノニマ (6)
【Ｆターム（参考）】
【公表日】平成２５年６月１０日（２０１３．６．１０）
【国際特許分類】
【出願日】平成２３年３月４日（２０１１．３．４）
【国際出願番号】ＰＣＴ／ＢＲ２０１１／００００５９
【国際公開番号】ＷＯ２０１１／１０９８８１
【国際公開日】平成２３年９月１５日（２０１１．９．１５）
【出願人】（５０８３１７８２６）ビラレス メタルズ ソシエダッド アノニマ (6)
【Ｆターム（参考）】
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