JP2011517729A

JP2011517729A - 鋼、鋼ブランクの製造方法、およびこの鋼製の部品を製造する方法

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Publication number: JP2011517729A
Application number: JP2011500734A
Authority: JP
Inventors: スタファングンナーソン、; アンナメドヴェデヴァ、
Original assignee: Uddeholms AB
Current assignee: Uddeholms AB
Priority date: 2008-03-18
Filing date: 2009-03-17
Publication date: 2011-06-16
Anticipated expiration: 2029-03-17
Also published as: HK1148791A1; KR20100132529A; CA2716983A1; KR101612087B1; WO2009116933A9; EP2252717B1; TWI444484B; RU2010137812A; WO2009116933A1; SE0800627L; US8562761B2; JP5618978B2; US20110000587A1; PL2252717T3; CN101978088A; BRPI0909133A2; RU2496907C2; CA2716983C; IL207870A0; DK2252717T3

Abstract

本発明は、質量％で、Ｃを０．３〜０．５％、Ｓｉをトレースから最大１．５％、Ｍｎを０．２〜１．５％、Ｓを０．０１〜０．２％、Ｃｒを１．５〜４％、Ｎｉを１．５〜５％、Ｍｏを０．５〜２％（その少なくとも一部を２倍のＷと置換することができる）、Ｖを０．２〜１．５％、希土類金属をトレースから合計で最大０．２％含有し、残部が本質的に鉄、通常の量の微量元素および不純物のみである化学組成を特徴とする鋼に関する。本発明は、この鋼のブランクを製造する方法、ならびに切削工具本体または切削工具用保持具の製造方法にも関する。

Description

技術分野
本発明は、鋼、この鋼のブランク（blank）を製造する方法、およびこの鋼製の部品（component）を製造する方法に関する。まず第１に、この鋼は、優れた熱間加工性を必要とする用途で使用するためのものである。この鋼は、まず第１に切削工具本体（cutting tool bodies）のためのものであるが、切削工具の保持具（holders）のためのものでもある。この鋼はまた、使用温度が高いまたは比較的高い他の用途、例えば、熱間加工工具およびプラスチック成形用工具にも好適に使用することができる。熱間加工工具の例としては、鍛造プレスや鍛造型用の工具、ならびにダイカスト工具、押出成形ダイ、および特に軽金属および銅用のマンドレルが挙げられる。プラスチック成形用工具の例としては、プラスチック射出成形用金型およびプロフィール（profiles）製造用ダイが挙げられる。さらに、この材料は、標準室温以下で使用する用途、例えば材料の靭性に高い性能が要求されるトランスミッションシャフトおよび歯車などの高応力を受ける工業部品（engineering parts）、ならびに、チッピングに関してきわめて高い性能が要求される用途に適している。

発明の背景
切削工具本体という用語は、切削作業においてその上またはその中に有効工具部分が取り付けられる本体を意味する。典型的な切断工具本体はフライス削り（milling）本体およびドリル本体であり、これらは、高速度鋼、超硬合金（cemented carbide）、立方晶窒化硼素（ＣＢＮ）またはセラミックからなる有効切削要素を備えている。通常、こうした切削工具本体の材料は、当技術分野で指定された保持具鋼（the art designated holder steel）内の鋼である。多くのタイプの切削工具本体は非常に複雑な形状を有しており、多くの場合小さなねじ穴と長い小さなドリル穴がある。したがって、この材料は優れた機械加工性を有していなければならない。切削作業は絶えず増大している切削速度で行われる。これは、切断工具本体が非常に熱くなる可能性があることを意味する。したがって、材料は優れた熱間硬度および耐高温軟化性を有することが重要である。フライス削り本体などのある種の切削工具本体が受ける高い片振り荷重（pulsating load）に耐えるために、材料は、優れた靭性と疲労強度を含む優れた機械的性質を有していなければならない。疲労強度を改善するために、切削工具本体の表面に圧縮応力を導入することができる。したがって、材料は、印加された前記圧縮応力を高温で維持するための優れた能力を有していなければならない。すなわち、材料には緩和に対する優れた抵抗力がなければならない。ある種の切削工具本体は強靭焼入れされており（tough hardened）、一方切削要素が適用される表面は高周波焼入れされる。したがって、材料は高周波焼入れ可能なものとなろう。ろう付けされた（soldered）超硬合金チップを有するある種のドリル本体など、ある種の切削工具本体は、チップフルート（chip flute）内およびドリル本体上のチップ摩耗（chip wear）に対する抵抗力を上昇させるために、焼入れ後にＰＶＤでコーティングするかまたは窒化処理を行う。したがって、材料は、硬度の著しい低下なしに表面にＰＶＤコーティングまたは窒化処理を行うことができるものとなろう。

上述の特性に加えて、鋼は、好ましくは以下の特性のいずれかをさらに有するべきである：
・優れた耐焼戻し性（tempering resistance）；
・優れた延性；
・焼入れ後焼戻した状態でも優れた機械加工性；
・空気焼入れの可能性を有する優れた焼入れ性；
・優れた耐摩耗性、とりわけチップ摩耗、いわゆるアブレシブ摩耗に対する優れた耐摩耗性；
・チッピングに対する優れた抵抗力；
・熱処理中および高い使用温度での使用における優れた寸法安定性；
・優れた溶接性；
・硬度を上げるために窒化処理を行うことができること；
ならびに、
・鋼および保持工具の両方の製造業者に、ならびにエンドユーザーに優れた生産経済性を提供すること。

現在、低および中合金エンジニアリング鋼（low and medium alloyed engineering steel）が、主として切削工具本体の材料として用いられている。フライス削り本体用のより高合金の鋼がWO97/49838により公知である。切削工具用のいくつかの公知の保持具鋼の組成を下記の表に示す。表に挙げた元素（質量％で示した）以外には、鋼は、鉄ならびに不純物および微量元素（accessory elements）を含むだけである。

発明の開示
本発明は、切削工具本体の材料として用いることが非常に好適な鋼を提供する。この鋼は、切削工具製造業者および切削工具ユーザーによって提起される、絶えず高くなっている材料要求性能を満たしているように思われる。例えば、この鋼は、改善された機械加工性、耐摩耗性および焼入れ性を有することが分かった。この鋼の非常に優れた特性プロフィールのおかげで、この鋼を、熱間加工工具、プラスチック成形用工具、ならびに高応力を受ける工業部品に使用することも可能である。予備テストによれば、この鋼は、低温（すなわち室温から−４０〜−５０℃まで）で、優れた耐チッピング性が重要な用途においても好適に使用することができる。これは、まず第１にこの鋼が低温でも優れた靭性を保持することによるものである。本発明は、この鋼のブランクを製造する方法、ならびに切削工具本体または切削工具用保持具の製造方法にも関する。

この鋼の組成は添付の特許請求の範囲に示されている。以下に、個々の元素の重要性およびそれらの相互作用を説明する。鋼の化学組成の百分率はすべて質量％である。

炭素は、鋼が所望の硬度と耐性を得るように、最少含有量として０．２０％、好ましくは少なくとも０．２５％、好ましくは少なくとも０．２８％存在すべきである。炭素はまた、まず第１にＭＣ炭化物（ただし、Ｍはバナジウムである）を形成することによって優れた耐摩耗性に寄与する。鋼がさらにニオブ、チタンおよび／またはジルコニウムなどの他の強い炭化物形成元素を含む場合は、ＭＣ炭化物がこれらの元素も含むことができる。モリブデンおよびクロムも炭化物を形成する傾向があるが、本発明の鋼では、組成はＭＣ炭化物以外の炭化物の存在を回避するか少なくとも最小限にするように最適化されている。炭素含有量が高いと、鋼はあまりにも硬くかつ脆くなる。したがって、炭素含有量は０．５％を超えないであろう。好ましくは、炭素含有量は０．４０％までに限定され、さらに好ましくは、炭素含有量は０．３２％までに限定される。公称としては（nominally）、鋼はＣを０．３０％含む。

ケイ素は、鋼の中に固溶した形で存在して炭素活性（activity）を上げるように寄与し、このようにして鋼に所望の硬度をもたらす。したがって、ケイ素は、０．１０％から最大１．５％の含有量で存在するであろう。好ましくは、鋼は少なくとも０．３０％、さらに好ましくは少なくとも０．４０％のＳｉを含むべきである。より高い含有量では、二次焼入れがより低い温度へ移動すること（displacement）が観察された。したがって、優れた熱間加工特性を優先する場合は、鋼は、最大１．０％、より好ましくは最大０．８０％特に好ましくは最大０．６０％のＳｉを含むべきである。公称としては、鋼はＳｉを０．５０％含む。

鋼がカルシウムおよび酸素と合金化される場合、ケイ素は、ケイ素カルシウム酸化物（silicon calcium oxides）の形の結合状態で鋼の中に存在することもでき、鋼がさらにアルミニウムと合金化する場合は、さらによいことにケイ素カルシウムアルミニウム酸化物（silicon calcium aluminium oxides）として鋼の中に存在することもできる。これは、特に速い切削速度での材料の機械加工性の改善に有益に寄与する。機械加工性は、前記酸化物を硫黄で変性した（modified）場合もさらに改善することができる。硫黄はマンガンと共に硫化マンガンを形成し、これが酸化物をカプセル化して、より低い切削速度での鋼の切削作業において潤滑膜として働くことができる。

マンガンは鋼の焼入れ性の改善に寄与し、また、硫黄と共に硫化マンガンを形成することにより機械加工性の改善に寄与する。したがって、マンガンは、０．２０％の最少含有量で、好ましくは少なくとも０．６０％、より好ましくは少なくとも１．０％存在するであろう。より高い硫黄含有量では、マンガンは、鋼の赤熱脆性（red brittleness）を妨げる。鋼は、最大２．０％、好ましくは最大１．５％、さらにより好ましくは最大１．３％のＭｎを含むであろう。最適なマンガン含有量は１．２％である。

硫黄は、鋼の機械加工性の改善に寄与する。したがって、硫黄は、鋼に適切な機械加工性を与えるために、０．０１％の最小含有量で、より好ましくは少なくとも０．０１５％存在するであろう。より高い硫黄含有量では赤熱脆性のリスクがあり、それに対応してマンガン含有量を高くしてもこれを完全に補うことはできない。さらに、より高い含有量では、硫黄は鋼の疲労特性に負の効果を有する。したがって、鋼は、最大０．２％、好ましくは最大０．１５％さらに好ましくは最大０．１％のＳを含むであろう。適切な硫黄含有量は、Ｓ：０．０２５〜０．０３５％の範囲である。公称硫黄含有量は０．０３０％である。

優れた機械加工性を必要としない用途（例えば、高い応力にさらされる熱間加工鋼）では、硫黄含有量を可能な限り低くしておくことが望ましい。この場合、硫黄を意図的に添加することは行わない。これは、硫黄がトレース（trace）を超える含有量で存在しないであろうことを意味する。さらに、鋼が非常に大きな寸法で製造される場合は、不純物、とりわけ硫黄をさらに除去するために、エレクトロスラグ再溶解（ＥＳＲ）を行うことができる。

クロムは、鋼に優れた焼入れ性を付与するために、１．５％と４．０％の間の量で鋼中に存在するであろう。さらに、クロムは、炭素と共に炭化物を形成して、耐摩耗性を改善することができる。炭化物（まず第１にＭ₇Ｃ₃タイプのもの）は、鋼の高温焼戻しで本質的に二次析出した超顕微鏡的な（sub-microscopic）粒子として析出し、鋼が優れた耐焼戻し性を得るのに寄与する。好ましくは、鋼は、少なくとも１．９０％、さらにより好ましくは少なくとも２．２０％のＣｒを含む。より高いクロム含有量では、鋼の焼戻し抵抗性（temper resistance）と機械加工性が損なわれる。特に鋼が切削工具本体および他の熱間加工用途に用いられる場合、これは欠点である。この理由により、クロム含有量を、３．０％までに、より好ましくは２．５％までに限定するのが有利である。公称のクロム含有量はＣｒ：２．３０％である。

ニッケルは、固溶した形で鋼の中に存在し、鋼の機械加工性を改善し、鋼に優れた焼入れ性、靭性および熱間硬度を与える。切削工具本体に必要な焼入れ性を達成するためには、鋼は少なくとも１．５％のＮｉを含むであろう。焼入れ性にさらに高い要求がある場合は、ニッケル含有率を高くすることができる。Ｎｉ２．０％でいくらかの改善が達成されるが、ニッケル含有率を３．０％に上昇させると、非常に優れた焼入れ性が得られる。これにより、比較的大きな寸法のものを空気中で冷却することにより焼入れすることができるようになる。これは有利である。ニッケル含有率４．０％で試験することにより、鋼が非常に優れた焼入れ性を得ることが分かった。これは、φ１０００ｍｍまでの寸法のワークピースを非常にゆっくり冷却しているにもかかわらずパーライトまたはベイナイトのいかなるリスクもなしに、鋼が全体的にマルテンサイトのマトリックスを得ることを事実上意味するものである。ニッケルはオーステナイトを安定化する元素でもあり、焼入れし焼戻した状態における残留オーステナイトをなくすかその量を少なくとも最小限にするために、ニッケル含有率は、最大５．０％、好ましくは最大４．５％に限定する。コストのためには、鋼のニッケル含有率は、可能な限り限定すべきだが、目指す特性を損なわないようにすべきである。好ましい範囲はＮｉ：３．８０〜４．１０％である。公称のニッケル含有率は４．００％である。

モリブデンは最近非常に高価な合金化金属になった。また、市場に出ている多くの鋼はこのために製造コストがかなり高くなった。コストのために、多くの人々は最近モリブデンの使用を限定しようとしたが、鋼の焼入れ性に対するその非常に好ましい効果と耐焼戻し性したがって熱間硬度に対するその影響がこれまでこの限定を妨げてきた。非常に意外にも、本発明の鋼は、モリブデンの含有量が比較的低いにもかかわらず興味のある用途に好ましい特性プロフィールを得ることが分かった。最小のモリブデン含有量は０．５％まで低くできるが、鋼は少なくとも０．７％のＭｏを含むことが好ましい。

モリブデンは炭化物形成元素である。特定された範囲内での鋼組成の変化に応じて、２容量％までのモリブデンに富んだＭ₆Ｃタイプの一次炭化物を鋼のマトリックスに析出することができる。これらの炭化物は、焼入れに際して例えばＭＣ炭化物より多少固溶しにくく、鋼の特性プロフィールにはこれと同様な好ましい効果を持っていない。好ましい実施形態では、これらのＭ₆Ｃ炭化物の発生を最小限にすることが望ましい。機械加工性の要求から逸脱せずに、鋼には２．０％のＭｏ含有量が許容される。この含有量で非常に優れた耐摩耗性と熱間硬度が得られる。しかし、コストのためには、モリブデン含有量は１．０％を超えないべきであり、好ましい範囲はＭｏ：０．７５〜０．８５％である。公称としては、鋼は０．８０％のＭｏを含む。原則として、モリブデンは、少なくともある程度まで２倍量のタングステンで置換することができる。しかし、タングステンは非常に高価な合金金属であり、また屑金の取り扱いを複雑にする。

コバルトはタングステンと同じ理由で鋼の中に存在しないべきだが、最大１．０％、好ましくは最大０．２０％までの含有量を許容することができる。コバルトはマルテンサイトの硬度を上げることに寄与し熱間硬度を上げる。また、そのために、焼入れし焼戻した状態の機械加工性が損なわれることがある。ことによると、コバルトの硬度上昇効果は焼入れにおいてオーステナイト化温度を下げるために用いることができる。これは有利である可能性がある。

バナジウムは、鋼の耐焼戻し性と耐摩耗性に好ましい。何故ならば、バナジウムは炭素と共に、約３．５容量％まで、好ましくは最大２容量％の比較的丸い、均一に分散した一次析出ＭＣ炭化物を鋼のマトリックス中に形成するからである。したがって、バナジウムは、０．２０％の最少含有量で、好ましくは少なくとも０．６０％、より好ましくは少なくとも０．７０％存在するであろう。焼入れに際して、前記炭化物の固溶が起こり、選択されたオーステナイト化温度に応じて、本質的にすべての一次析出ＭＣ炭化物を固溶することができる。これは、この鋼の好ましい実施形態において目指すものである。その後の焼戻しにおいて、非常に小さな、バナジウムに富んだＭＣタイプのいわゆる二次炭化物が代わりに析出する。好ましい実施形態では、鋼は、焼戻しマルテンサイトを含むマトリックスを有し、これには、ＭＣタイプの一次炭化物が本質的になく、非常に小さい、均一に分散した二次析出ＭＣ炭化物が或る量発生していることを特徴とする。しかし、本発明の範囲内で、鋼は、焼入れし焼戻した状態で或る含有量の一次析出ＭＣ炭化物を許容してもよい。鋼の機械加工性を損なわないように、バナジウム含有量は、１．５０％を超えない、より好ましくは１．００％を超えない、特に好ましくは０．９０％を超えないべきである。公称としては、鋼は０．８０％のＶを含む。

ニオブは、固溶するのが難しい一次炭化物を形成するので、最大０．５％の含有量で存在するであろう。好ましくは、ニオブは、不純物含有量、すなわち最大０．０３０％を超える量で存在するべきではない。さらに、チタン、ジルコニウム、アルミニウムおよび他の強い炭化物形成元素は望ましくない不純物を構成し、したがって、不純物濃度を超える含有量では存在しないであろう。

優れた機械加工性が望ましい用途では、特に、速い切削速度での優れた機械加工性が望ましい用途では、ケイ素と共にケイ素カルシウム酸化物を形成するように、鋼が有効量の酸素およびカルシウムをさらに含んでいると有利である。したがって、鋼は、Ｏ：１０〜１００ｐｐｍ、好ましくはＯ：３０〜５０ｐｐｍ、およびＣａ：５〜７５ｐｐｍ、好ましくはＣａ：５〜５０ｐｐｍを含むべきである。鋼は、ケイ素カルシウムアルミニウム酸化物が形成されるように、さらにアルミニウム：０．００３〜０．０２０％と合金化されることが好ましい。これにより純粋なケイ素カルシウム酸化物よりさらに一層機械加工性が改善される。このケイ素カルシウムアルミニウム酸化物は、硫黄によって好都合に変性することができる。硫黄は、硫化マンガンの形で、より低い切削速度での機械加工性を改善することにも寄与する。

セリウム、ランタン他などの希土類金属を鋼に場合によって添加して、材料に、等方性、最適な機械加工性、優れた機械的性質、ならびに優れた熱間加工性および溶接性を与えることができる。希土類金属の合計含有量は、最大０．４％、好ましくは最大０．２％とすることができる。

銅は、鋼の硬度を上げることに寄与することができる元素である。しかし、銅は、少量でも鋼の熱間延性に負の影響を及ぼす。さらに、一旦銅を添加すると、鋼から銅を抜き取ることは不可能である。これにより、鋼を回収する可能性はきわめて低くなる。銅を許容できない鋼のタイプにおいて銅の含有量が上昇することを避けるために、屑金の取り扱いでは、銅を含む屑金を選別するようにすることが必要となる。この理由により、銅は、好ましくは屑金原料からの不可避不純物としてのみ鋼に存在するであろう。

本発明の範囲内で、本発明による鋼の可能な組成（この組成は、鋼に、優れた機械加工性を与えるようにもなっている）は、以下とすることができる：
Ｃ：０．３０、Ｓｉ：０．５０、Ｍｎ：１．２０、Ｐ：最大０．０２５、Ｓ：０．０３０、Ｃｒ：２．３、Ｎｉ：４．０、Ｍｏ：０．８、Ｗ：最大０．２０、Ｃｏ：最大０．２０、Ｖ：０．８、Ｔｉ：最大０．００５、Ｎｂ：最大０．０３０、Ｃｕ：最大０．２５、Ａｌ：０．０１０、Ｃａ：５〜５０ｐｐｍ、Ｏ：３０〜５０ｐｐｍ、残部鉄。

図面の簡単な説明
ここで、本発明を、同封された図面を参照して詳細に説明する：

鋼のミクロ構造を示す。硬度を焼戻し温度に関して示すグラフである。硬度を焼戻し温度に関して示す別のグラフである。様々な温度での衝撃靱性試験の結果を示すグラフである。様々な温度での疲労寿命を示す線図である。熱間硬度を示すグラフである。熱間硬度を示すグラフである。鋼に導入された残留圧縮応力を維持する鋼の能力を示すグラフである。穴あけ試験（drilling tests）の結果を示す。穴あけ試験の結果を示す。穴あけ試験の結果を示す。穴あけ試験の結果を示す。穴あけ試験の結果を示す。穴あけ試験の結果を示す。穴あけ試験の結果を示す。穴あけ試験の結果を示す。穴あけ試験の結果を示す。エンドミル削り試験（end milling tests）の結果を示す。エンドミル削り試験の結果を示す。エンドミル削り試験の結果を示す。エンドミル削り試験の結果を示す。エンドミル削り試験の結果を示す。エンドミル削り試験の結果を示す。エンドミル削り試験の結果を示す。エンドミル削り試験の結果を示す。エンドミル削り試験の結果を示す。ねじ切り試験（thread tests）の結果を示す。ねじ切り試験の結果を示す。ねじ切り試験の結果を示す。エンドミル削りの結果を示す。疲労強度に対する温度の影響の比較を示す。印加された圧縮応力に対する温度の影響の比較を示す。連続冷却変態曲線である。焼戻し抵抗性を示す線図である。焼戻し抵抗性を示す線図である。試験片の位置を示す。試験片の位置を示す。

行われた試験
初めに、いくつかのフライス本体（milling cutter bodies）が様々な製造業者から提供され、鋼の組成が分析された。さらに、フライス本体が表面処理されていたか（例えば、これらが表面コーティングされていたか、あるいはショットピーニングされていたか）、ならびにこれらが焼入れ焼戻されていたかを調べた。この調査により、すべてのフライス本体が既知の組成を有していることが分かった。フライス本体は、フライス本体としての従来の方法で製造されていた。この理由から、フライス本体はいかなる予期しない特性をも有しておらず、したがって、最近起きている、増大している特性上の要求を満たすものではないことが結論付けられた。

新たな、より高い特性要求（とりわけ、高い使用温度におけるより優れた機械加工性および強度特性）により適切に対応する鋼を開発するために、いくつかの試験合金を製造することにした。調査のための材料は、実験室規模および本格的規模の両方で製造された。これらの組成を表２に示した。示した組成の含有量は、製造したインゴットの様々な位置で測定した平均値である。表２では、いくつかの参照材料の組成も示している。これらは、Ｎｏ．１、Ｎｏ．３およびＮｏ．５と称され、市販されているものである。参照材料について示した含有量は公称の含有量である。アルミニウム、窒素、カルシウムおよび酸素の含有量は記入されていない。すべての材料について、表に示した不純物または微量元素と共に通常の量で存在する可能性がある不純物以外、残部は鉄である。

初めに６種の溶融物（melts）を実験室規模で製造した。これらは５０ｋｇの実験用インゴット（Ｑ９２７７〜Ｑ９２８７）に鋳造された。ここで、溶融物Ｑ９２８０〜Ｑ９２８７は本発明の例である。製造されたＱインゴットは、寸法６０×４０ｍｍの試験片に鍛造された。次いで、これを温度８５０℃で１０時間軟化焼鈍（soft-annealed）した後、炉内で１０℃／時間で６５０℃まで冷却し、その後空気中で室温まで放冷した。その後、これらを所望の硬度まで焼入れした。

Ｑ９２８７から出発して、６トンの溶融物を生産規模（鋼Ｎｏ．６）で製造した。その組成を表２に示す。製造方法は後で詳細に説明するが、手短かに言えば、製造は以下のように説明することができる：インゴットは従来の下つぎ鋳造（bottom casting）によって６トンの溶融物から製造された。インゴットは、φ２８ｍｍ、φ４５ｍｍおよび１２０×１２０ｍｍの寸法を有するバーに熱間圧延された。ほとんどのバーは軟化焼鈍した。次に、試験片とフライス本体を製造し、これらを焼入れし焼戻した。特に記述しなければ、高温焼戻しを意味する。

６トンの溶融物からのバーのいくつかは軟化焼鈍を行わなかった。熱間圧延工程後の冷却により材料に焼入れ組織が付与されたので、これらのバーはいかなる従来の焼入れ工程にもかけなかった。この材料は、行われた試験の以下の記述において鋼Ｎｏ．６ａと呼ぶ。テストバーがこれらの「直接焼入れ」バーから製造された。これらのテストバーは所望の硬度に焼戻した。

参照材料から試験片を製造した。これらのテストバーは、製造業者の指示に従って所望の硬度に焼入れし焼戻した。さらに、いくつかのフライス本体を用途（application）試験用に製造した。

ここで、行われた試験を参照して本発明を説明する。

ミクロ構造（microstructure）
焼入れし焼戻した状態の本発明の鋼の好ましい実施形態のミクロ構造（鋼Ｎｏ．６）を図１の写真に示す。鋼は、１０２０℃のオーステナイト化温度において３０分間焼入れし、温度６００℃において中間冷却（intermediate cooling）を伴って２時間、２回焼戻し（６００℃／２×２時間）、４５ＨＲＣの硬度を得た。この好ましい実施形態では、鋼は焼戻しマルテンサイト（１）からなるマトリックスを有し、残留オーステナイト、パーライトまたはベイナイトはない。鋼には残留オーステナイトが存在しないと言うとき、鋼は２容量％までの残留オーステナイトを含むことができることを理解するべきである。何故ならば、２容量％未満の含有量を確証する（establish）のは難しいからである。マトリックスは、比較的均一に分散した約２容量％までの含有量の炭化物を有し、この炭化物の約１容量％は一次析出ＭＣ炭化物およびＭ₆Ｃ炭化物（２）である。その炭化物の約１容量％は丸いまたは実質的に丸い形を有し、その最長部分の寸法は、最大５μｍ、好ましくは最大２μｍ、さらに好ましくは最大１μｍである。前記の実質的に丸い炭化物はほとんどＭＣ炭化物である。この場合、Ｍはバナジウムと若干のモリブデンである。Ｍ₆Ｃ炭化物の或る量の存在も認めることができる。ここで、Ｍは実質的にモリブデンである。一次炭化物に加えて、鋼はさらに約１容量％の二次析出ＭＣ、Ｍ₂Ｃ、および／またはＭ₃Ｃ炭化物（３）も含む。前記二次炭化物の大部分は丸いまたは実質的に丸い形を有しており、その最長部分の寸法は最大２０ｎｍである。さらにいくぶんより長い炭化物が認められることもあり、その最長部分の寸法は最大１００ｎｍである。前記炭化物は、クロム、バナジウム、モリブデン、ならびに鉄を含んでいる。鋼は、結晶粒界炭化物（grain boundary carbides）が存在しないという点でも特徴づけられる。結晶粒界炭化物がないことは機械加工性と靭性の改善に寄与する。

材料中の残留オーステナイトをなくすか、少なくともその量を最小限にすることが望ましい。図１から分かるように、鋼に、本発明の好ましい実施形態による組成を与えると、高温焼戻し後に残留オーステナイトの存在をなくすことが可能である。一方、鋼を低温で焼戻した場合、或る量の残留オーステナイトの存在（典型的には約３％）があり得る。さらに、焼入れ直後では残留オーステナイトの含有量はやや高く約４〜６％である。当分野の技術者であれば理解するように、残留オーステナイトの含有量は、さらにオーステナイト安定化元素（この鋼ではとりわけ炭素、マンガンおよびニッケル）とフェライト安定化元素（この鋼ではとりわけケイ素、クロムおよびモリブデン）とのバランスに応じて変化することもある。前記元素は、焼入れし焼戻した状態のオーステナイト含有量が最大１０％、好ましくは最大５％となるようにバランスさせるべきである。これにより、鋼は、とりわけ、適切な寸法安定性の必要条件を満たすであろう。

様々な寸法のミクロ構造を調べるために、膨張計試験を行った。すなわち、８００℃から５００℃まで様々な冷却速度でオーステナイト化された試験片を冷却した。鋼は９５０℃で３０分間オーステナイト化されたものである。膨張計試験により、本発明の鋼は、φ１ｍまでの寸法で、図１に記載されたものに対応したミクロ構造を得ることができることが分かった。これを支持するものとして連続冷却変態（ＣＣＴ）線図が提示される。図１８を参照されたい。この線図では、様々な冷却曲線を示す。これらの曲線のデータは以下のとおりである：

焼戻し応答性（Tempering Response）
製造したいくつかの試験合金の焼戻し応答性を調べ、その結果を図２〜図４に示した。図２は、製造された実験用インゴットＱ９２７７〜Ｑ９２８７を、３０分、オーステナイト化温度９６０℃から焼入れ、様々な焼戻し温度で２×２時間焼戻した後の硬度を示すグラフである。この図から、本発明の材料Ｑ９２８０〜Ｑ９２８７では二次硬化が約温度５５０℃であり、一方、参照材料Ｑ９２７７ではやや高い硬度が得られており、二次硬化はやや低い温度約５００℃で起こっていることが分かる。高温条件で用いた場合、炭化物の成長は、二次硬化がより高い温度で起こる材料の方が、二次硬化がより低い温度で起こる材料よりも遅い。これは、Ｑ９２７９と共に本発明の材料Ｑ９２８０〜Ｑ９２８７も、５５０℃を超える温度で比較的水平な焼戻し曲線を有しており、したがって他の材料より優れた焼戻し応答性を有するという事実に反映されている。

様々なオーステナイト化温度での鋼Ｎｏ．６および鋼Ｎｏ．６ａの焼戻し応答性を調べ、焼戻し後の鋼の硬度を図３に示した。明瞭な二次硬化が、焼戻し温度約５００〜５５０℃で測定された。この図から、鋼Ｎｏ．６ａでは最も高い硬度が得られており、一方、従来の方法で焼入れした鋼Ｎｏ．６ではやや低い硬度が得られていることが分かる。鋼Ｎｏ．６では温度約５５０℃で二次硬化が得られており、一方、鋼Ｎｏ．６ａでは温度約５００℃で二次硬化が得られていることに注目すべきである。さらに、鋼Ｎｏ．６ａでは、約５５０℃から６５０℃までの温度で鋼Ｎｏ．６と同じ焼戻し応答性が主として得られていることも注目すべきである。

耐焼戻し性
高温において時間が硬度に及ぼす影響を、図１９および図２０に比較して示した。本発明の鋼および参照鋼を、それぞれ５５０℃および６５０℃で焼戻した後に比較した。図１９では、６５０℃において、本発明の鋼が参照鋼より著しく優れた耐焼戻し性を有していることが分かる。同じ結果が図２０に示されている。ここには、様々な温度における、保持時間５０時間後の硬度に対する影響が示されている。本発明の鋼は、高い温度で長時間、参照鋼と比べてより良好にその硬度を維持することが分かる。本発明の鋼の耐焼戻し性は、それぞれ５００℃と６５０℃で５０時間熱処理した後で硬度低下が１５ＨＲＣ単位未満である。これは非常に優れている。５０時間は、切削工具本体の通常の耐用年数に相当する。

衝撃靱性
様々な温度および様々な硬度での鋼Ｎｏ．６の衝撃靱性を、シャルピーＶ試験（試験方法：ＡＳＴＭＥ３９９／ＤＩＮＥＮ１００４５）によって試験し、鋼Ｎｏ．１と比較した。試験片は様々な寸法のバーから取り出されたものである。この結果、材料の貫通加工率（degree of through working）は様々であった。一般に、貫通加工率がより高くなると、より高い衝撃強度が得られる。これらの結果を表３に示す。この表にはさらに、焼入れ焼戻し後の鋼の硬度、試験片を採取したバーの寸法、バー中の試験片の位置、試験片を試験した温度、および熱処理条件も示す。非軟化焼鈍材料について上に記載したように、鋼Ｎｏ．６の衝撃靱性を、熱間圧延された条件で、および熱間圧延された条件で焼戻し後にも調べた。

これらの試験から、鋼Ｎｏ．６が参照材料Ｎｏ．１より優れた衝撃靱性を有していることが分かった。さらに、この鋼では低温焼戻し、すなわち最高温度４５０〜４７５℃での焼戻し後の靭性が最も良く、同時に鋼の硬度も高温焼戻し後よりやや高いことが分かった。しかし、低温焼戻しでは同様な優れた耐摩耗性には到達しない。さらに、本発明の鋼は、室温より低い温度、少なくとも−４０℃までの温度で延性−脆性遷移温度を有していないことが分かった。これは、低温で優れた靭性が要求される場合にも、この鋼が好適であり得ることを示している。

等温疲労強度
保持時間２時間での様々な温度における鋼Ｎｏ．６の疲労強度を参照材料Ｎｏ．１およびＮｏ．３と比較した。この結果を図５に示す。これらの材料は焼入れし焼戻した状態で試験した。材料はすべて硬度４５ＨＲＣに焼入れおよび焼戻しした。その後、試験片のうちのいくつかをショットピーニングした。ショットピーニングは、材料の表面に圧縮応力を導入する方法である。ショットピーニングデータ：
鋼球：φ０．３５ｍｍ、
硬度：７００ＨＶ、
圧力：４バール（０．４ＭＰａ）
角度：９０°
時間：３６秒
距離：７５±５ｍｍ
回転：３７ｒｐｍ
これらの結果は、鋼Ｎｏ．６が２つの参照材料より優れた疲労強度を有していることを示す。鋼Ｎｏ．６は、４５０℃でのショットピーニング条件で優れた耐疲労性を有していた。この温度は、極端な場合にある種の切削工具本体が到達することがある使用温度である。

熱間硬度
鋼Ｎｏ．６の熱間硬度を参照材料と比較した。鋼は硬度４３０ＨＶに焼入れおよび焼戻ししたものである。例外は鋼Ｑ９２８７であり、その硬度４６０ＨＶであった。初めに、実験室規模で製造した試験合金を参照鋼Ｎｏ．１およびＮｏ．３と比較した。結果を図６ａに示す。試験合金Ｑ９２８０〜Ｑ９２８７は最高の熱間硬度を有していた。これは、硬度の低下が比較的遅いこと、および硬度のより著しい低下が参照材料よりも高い温度で起こることから分かる。

さらに、生産規模で製造した鋼Ｎｏ．６を参照材料と比較し、これを図６ｂに示した。ここでは、本発明の鋼が非常に優れた熱間硬度を有することがさらに明らかである。

耐応力緩和性（Stress relieving resistance）
疲労強度を改善するために、圧縮応力を材料の表面に導入することができる。この点に関して、表面という用語は、表面の材料、および表面そのものより下の残留応力のない深さまでの材料を指す。この深さは表面処理方法に左右される。高温で使用するには、材料が、導入された圧縮応力を維持する優れた能力を有していることが重要である。本発明の鋼の加熱後にこの導入された圧縮応力を維持する能力（耐緩和性）を調べ、参照材料と比較した。この結果を図７に示した。材料中の圧縮応力は上記のようにショットピーニングによって導入された。図７は、本発明の鋼（Ｑ９２８７、鋼Ｎｏ．６）が、印加された圧縮応力を維持する非常に優れた能力を有していることを示す。この鋼は３００〜４５０℃の温度範囲で特に優れている。この温度範囲で、耐緩和性は参照鋼よりもはるかに高い。本発明の鋼中の残留応力は、３５０℃ではおよそ８０％であり、４００℃ではおよそ７０％であり、４５０℃ではおよそ６０％である。これはどちらの参照材料よりも優れている。これらの温度での比較値は、鋼Ｑ９２７７ではおよそ６５％、５５％および５２％であり、鋼３ではおよそ５５％、４０％および２０％である。残留応力が比較的一様に低下することも好ましい。さらに、参照鋼とは対照的に、本発明の鋼は、６５０℃と７００℃との間の温度でその応力を維持することも分かる。例えば、鋼３は５４０℃を超えて残留応力を有しておらず、鋼Ｑ９２７７は６７０℃を超えて残留応力を有していない。

さらに、印加された圧縮応力が鋼Ｎｏ．６および参照材料の表面にどの程度深く浸透することができるか、ならびに、鋼がこの圧縮応力を維持する能力に温度がどのような効果を有するかを調べた。この結果を図１７に示した。この結果を比較すると、鋼Ｎｏ．６が、表面における最高の圧縮応力に到達すること、ならびに、圧縮応力はこの鋼の表面から最も深く浸透していることが分かる。鋼Ｎｏ．６はさらに耐緩和性も最も高い。６５０℃で熱処理した後、鋼６の最大圧縮応力はおよそ−４００ＭＰａであり、これと比べて鋼１はおよそ−７０ＭＰａである。鋼３は、高温で圧縮応力を維持する能力が最も小さい。５５０℃で熱処理した後、鋼３の最大残留圧縮応力はおよそ−１００ＭＰａである。この線図から、６５０℃で２時間熱処理した後、導入された圧縮応力の少なくとも４０％が表面（５０μｍの深さで測定した）に残っていることが分かる。

強度
引張試験によって、焼入れし焼戻した状態の鋼の降伏点および極限応力を調べ、参照材料と比較した。この結果を表４に示した。また、この表は、本発明の鋼が最高の延性を有していることを示す。これはとりわけ、降伏点と極限応力の差が最大であることで分かる。

本発明の鋼は、同等の硬度でやや低い降伏点を示す。これは、本発明の鋼が引張荷重で参照材料より容易に可塑化されることを意味する。したがって、鋼の耐圧縮性を調べた。これは、厳密に本用途については、引張試験の降伏点より鋼の強度のより適切な尺度である。圧縮試験によれば、本発明の鋼は参照材料より優れた耐圧縮性（Ｒｐ０．２）を有していることが分かった。これを表４に示した。

耐摩耗性
焼入れし焼戻した状態の鋼の耐摩耗性を、ピンオンディスク試験（pin on disk test）で、ＳｉＯ₂を研磨メディアとして用い、１２０秒、乾燥条件で調べた。この結果を表５に示した。Ｑ９２７７〜Ｑ９２８０の試験合金の中で、本発明の鋼Ｑ９２８０は２番目によい耐摩耗性を示している。本格規模で製造された鋼Ｎｏ．６では、鋼Ｎｏ．１よりもやや劣る摩耗ロスが測定された。これは、鋼Ｎｏ．６の硬度が低いという事実によって一部を説明することができるだろう。さらに、硬度４４ＨＲＣの鋼Ｎｏ．６が硬度４５ＨＲＣのＱ９２８０よりよい耐摩耗性を示すことも注目される。

機械加工性
機械加工性の包括的な試験を行った。とりわけ、様々な処理方法で、試験した鋼の摩耗が切削工具の刃に引き起こすものを測定することにより行った。これを以下に説明する。回転試験以外の試験はすべて様々な硬度で焼入れし焼戻した状態で行われた。初めに、試験合金Ｑ９２７７〜Ｑ９２８７で機械加工性を調べた。その後、鋼Ｎｏ．６の機械加工性を調べ、参照材料Ｎｏ．１とＮｏ．６とを比較した。

鋼（Ｑ９２７７〜Ｑ９２８７）の機械加工性を、破壊するまでのドリル穴の数を２つの切削速度で測定することにより調べた。表６から、鋼Ｑ９２８０とＱ９２８７ならびに鋼Ｎｏ．３とＮｏ．６がツイストドリル穴あけ加工（twist drilling）で非常に優れた機械加工性を示すことが分かる。本質的により高い硬度を有する鋼Ｑ９２８６は、参照材料Ｑ９２７７のレベルの機械加工性を有している。

図１５は、エンドミル削り試験の結果を示す。切刃の逃げ面摩耗（flank wear）を、フライスで削った長さに関して測定した。エンドミル削り（この場合、非常に小さなフライスを用いて行われた）では、チップフルートに材料が付着することも１つの問題の発現である。これは、しばらくするとフライスの破壊をもたらす。実験室規模で製造された鋼の中で、Ｑ９２８０が最高の結果を得た。この鋼は、破壊せずに逃げ面摩耗０．１５ｍｍの要求を満たした。切削長さは総計５０，０００ｍｍまでになった。生産規模で製造された鋼Ｎｏ．６も、破壊せずに逃げ面摩耗最大０．１５ｍｍの要求に到達し、そのミル削り長さ１１４，０００ｍｍは並外れて最高であった。他の鋼は逃げ面摩耗０．１５ｍｍに到達する前に破壊した。試験データ：
切削工具：超硬合金（solid cemented carbide）エンドミルカッター（end milling cutter）、φ５ｍｍ
切削速度：１００ｍ／分
送り：０．０５ｍｍ／歯
切込み歯丈：Ａｐ＝４ｍｍ、Ａｅ＝２ｍｍ
基準：Ｖｂｍａｘ＝０．１５ｍｍ
機械加工性を、硬度３００ＨＢに軟化焼鈍した状態の材料の回転試験で調べた。鋼Ｎｏ．６については１８８ｍ／分のＶ₃₀値が測定され、一方、鋼Ｎｏ．５では１６４ｍ／分の値が得られた。Ｖ₃₀値は、その回転により工具寿命が３０分になる切削速度である。本発明の好ましい実施形態によれば、鋼は、軟化焼鈍した状態で、Ｖ３０値が少なくとも１５０ｍ／分、好ましくは少なくとも１７０ｍ／分であろう。

鋼の機械加工性を、さらに切削工具本体の製造業者での穴あけ試験、フライス削り試験およびねじ切り試験によって調べた。これらの試験を図８ａ〜図８ｃから図１４ａ〜図１４ｃに示した。すべてにおいて、これらの試験は、本発明の鋼が製造業者の機械加工性改善の要求を満たすことを示した。

図８ａ〜図８ｃ、図９ａ〜図９ｃおよび図１０ａ〜図１０ｃは、鋼Ｎｏ．１、Ｎｏ．３およびＮｏ．６の機械加工性を調べたとき、或る数の穴をあけたドリルの切刃に発生する摩耗を示す。これらの試験では、鋼Ｎｏ．３は逃げ面摩耗の発生が最も少ないことが分かった。また、鋼Ｎｏ．１は、作業が最も難しく、４０ＨＲＣと４７ＨＲＣではチッピングにより比較的早く破壊してしまった。鋼Ｎｏ．６は、３０ＨＲＣと４０ＨＲＣで、ならびに４７ＨＲＣでの一つの穴あけ試験で、ドリル穴少なくとも１，０００および切刃の最大逃げ面摩耗０．１５ｍｍの要求を満たした。試験データ：
切削工具：超硬合金のドリル、３３ＨＲＣではφ４．３ｍｍ
超硬合金のドリル、４０ＨＲＣと４７ＨＲＣではφ４．６ｍｍ
切削速度：３３ＨＲＣでは１００ｍ／分、４０ＨＲＣと４７ＨＲＣでは５０ｍ／分
送り：３３ＨＲＣでは０．１８ｍｍ／回転、４０ＨＲＣと４７ＨＲＣでは０．１ｍｍ／回転
切込み歯丈：Ａｐ＝１３ｍｍ
基準：Ｖｂｍａｘ＝０．１５ｍｍ、ｃｈ≧０．１ｍｍ、ドリル破壊またはドリル穴１，０００
冷却：外部からカストロールエマルジョン７％（Emulsion Castrol 7% outside）
図１１ａ〜図１１ｃ、図１２ａ〜図１２ｃおよび図１３ａ〜図１３ｃに、運転時間５０分間のフライス削りでフライス削り工具（milling tool）の刃に発生した逃げ面摩耗を示した。ここでも、鋼Ｎｏ．３が最高の機械加工性を示した、一方、鋼Ｎｏ．６は鋼Ｎｏ．１とほぼ同じ機械加工性を示した。しかし、４７ＨＲＣで、鋼Ｎｏ．１は３７分でチッピングにより破壊を起こしたが、一方鋼Ｎｏ．６は２５分で刃の折損により破壊を起こしたという違いがある。試験データ：
切削工具：超硬合金エンドミルカッター、φ１０ｍｍ
切削速度：３３ＨＲＣでは１５０ｍ／分、４０ＨＲＣと４７ＨＲＣでは１００ｍ／分
送り：０．０７２ｍｍ／歯
切込み歯丈：Ａｐ＝６ｍｍ、Ａｅ＝３ｍｍ
−基準：Ｖｂｍａｘ＝０．１ｍｍ、ｃｈ≧０．１ｍｍ、フライス破壊または運転時間５０分
最大長さ１５０ｍｍを有する正方形のブランクを、下向き削りで、圧縮空気を切削領域に向けて当てながらフライス削りにかけた。

図１４ａ〜図１４ｃは、ねじ切り試験の結果を示す。ねじ切り特性は、機械加工性の中で間違いなく最も重要な特性の１つである。ここでも、これらの試験は、ねじ穴１，０００個で終了した。試験したすべての鋼は、硬度３３ＨＲＣでこれを達成した。これらの試験から、鋼Ｎｏ．６が硬度４０ＨＲＣで並外れて優れたねじ切り特性を有していることが確認された。４７ＨＲＣでは、鋼Ｎｏ．３とＮｏ．６はほぼ同等の特性が測定されたが、鋼Ｎｏ．１を４７ＨＲＣでねじ切りすることはほとんど不可能であった。試験データ：
切削工具：３３ＨＲＣには、蒸気焼戻しＰＷＺＰａｒａｄｕｒＩｎｏｘ２０５１３のねじ用タップ（thread tap）Ｍ５×０．８；
４０ＨＲＣと４７ＨＲＣには、コーティングしていないＰＷＺＰａｒａｄｕｒＮｉ１０２６−１９３１０のねじ用タップＭ５×０．５
切削速度：３３ＨＲＣでは１５ｍ／分、４０ＨＲＣと４７ＨＲＣでは４ｍ／分
回転送り：ピッチの９９％
ねじ面の高さ：Ａｐ＝７ｍｍの完全ねじ部
基準：ねじ用タップの破壊、または６．５ｍｍの完全ねじ部に到達するようにタップが摩耗したとき、またはタップが１，０００個の承認されたねじ山を作ったかどうか。
冷却：カストロールエマルジョン７％
用途試験を行った。この試験では、切削工具本体を本発明の鋼から製造した。切削工具本体の疲労特性を、運転中に発生する負荷サイクルをシミュレートすることにより調べた。繰返し荷重１７８０ＭＰａを、切削工具本体上のインサートポケット、すなわちインサートが取り付けられている場所に垂直に加えた。インサートポケットの先端（front edge）とその内部の支持側壁との間の角（疲労折損を引き起こす領域）の残留応力をＸ線回折で測定した。疲労試験の結果を図１６に示す。この試験は、使用状態をシミュレートするために、焼入れし焼戻した状態でショットピーニングした切削工具本体、ならびに、ショットピーニングした切削工具本体を５５０℃で２時間熱処理したもので行った。鋼Ｎｏ．１とＮｏ．３は焼入れし焼戻した状態のみでも試験した。この試験は、鋼Ｎｏ．６が鋼Ｎｏ．１と鋼Ｎｏ．３のどちらよりも優れた疲労特性を有していることを示す。

鋼の製造
本発明の化学組成を有する鋼の製造方法では、鋼溶融物（steel melt）が従来の溶融冶金製造技術によって製造される。この溶融物は、インゴット鋳造、好適には下継ぎ鋳造によってインゴットに鋳造される。粉体冶金製造、スプレイフォーミングまたはエレクトロスラグ再溶解は必要ないと思われる。これらは、不必要に高価な代替法でしかない。製造されたインゴットは、８００℃と１３００℃との間、好ましくは１１５０〜１２５０℃の温度で鍛造および／または熱間圧延により所望の寸法に熱間加工された後、２０〜２００℃、好ましくは２０〜１００℃の温度に空気中で放冷され、その間に鋼は焼入れされる。その後、中間冷却を伴う２回の焼戻しを２時間（２×２時間）行う。焼戻しは、１８０℃と４００℃との間、好ましくは１８０〜２５０℃の温度からの低温焼戻しとして、または５００℃と７００℃との間の温度からの高温焼戻しとして行われる。焼入れし焼戻した状態で、好ましい実施形態の鋼は、焼戻しマルテンサイトからなるマトリックスを有する。このマトリックスは、本質的に丸い、均一に分散した炭化物を約２容量％までの含有量で含み、このマトリックスには結晶粒界炭化物が本質的にない。低温焼戻しでは、典型的には約５０ＨＲＣの高硬度と優れた靭性を備えた鋼が得られる。したがって、耐チッピング性への要求が著しい室温における用途に鋼を用いる場合は、低温焼戻しが有利であるかもしれない。高温焼戻しでは、鋼の硬度が３４〜５０ＨＲＣの範囲内に制御される可能性がある。高温焼戻しにより、靭性は低いがとりわけ熱間硬度と耐摩耗性が改善された鋼も得られる。したがって、使用温度が高い用途に鋼を用いる場合は、高温焼戻しが好ましい。

別の製造方法では、熱間加工後に鋼を冷却している場合、鋼は軟化焼鈍される。軟化焼鈍は、温度６５０℃で１０時間かかる。その後、鋼を５００℃まで１０℃／時間の温度降下で炉内において冷却した後、室温まで空気中で放冷し、この間に鋼の硬度は約３００ＨＢになる。軟化焼鈍状態で、鋼は、過時効（overaged）マルテンサイトからなるマトリックスを有する。このマトリックスは、本質的に丸い、均一に分散した炭化物を約５容量％までの含有量で含み、このマトリックスには結晶粒界炭化物が本質的にない。軟化焼鈍状態で、鋼を、切削工具本体または切削工具用保持具に加工することができる。別法としては、初期の機械加工は行うが、最後の機械加工は焼入れおよび焼戻しの後で行う。３００ＨＢより高い硬度を所望する場合は、仕上げたワークピースを焼入れし焼戻すことができる。これはこの鋼の非常に優れた焼入れ性によって可能になる。この場合、オーステナイト化後に空気中で徐冷する。これは変形のリスクを最小限にする。鋼は、８５０℃と１０５０℃の間、好ましくは９００℃と１０２０℃の間のオーステナイト化温度から焼入れする。オーステナイト化温度を低く保持することが有利である。何故ならば、これが粒成長および材料中の残留オーステナイトの発生を妨げるからである。さらに、より低いオーステナイト化温度で、より細かい炭化物が得られる。焼入れの後、４５〜５０ＨＲＣの硬度が得られる。焼戻しは、上記のように所望の硬度まで行われ、この間に焼戻しマルテンサイトからなるマトリックスが得られる。このマトリックスには、結晶粒界炭化物が本質的になく、本質的に丸い、均一に分散した炭化物が約２容量％までの含有量で含まれている。

本発明のおかげで、優れた生産経済性で鋼を製造することができる。とりわけ、この鋼は熱間加工後の冷却で焼入れできるので、別個の焼入れ作業を必ずしも必要としない。鋼製の部品を製造する顧客にとっては、鋼の機械加工性と寸法安定性が優れていることにより、焼入れし焼戻した状態の鋼を機械加工することができる。これは、この鋼製の部品を製造する顧客は、焼入れおよび焼戻しのための装置に投資する必要がない、あるいはそのサービスを買う必要がないことを意味する。さらに、これにより部品製造のための時間が短縮される。

自分で材料を焼入れし焼戻ししたい顧客は軟化焼鈍状態の材料を注文することができる。この製品は、所望の形状に機械加工した後、オーステナイト化温度に過度に特定な要求をすることなくオーステナイト化することができる。これは、顧客が、この製品を他の材料から製造された製品と共に焼入れすることができることを意味し、オーステナイト化温度を他の材料の要求に適合させることができることを意味する。その後、材料は所望の硬度に焼戻される。所望により、ショットピーニングによって仕上げたワークピースの表面に圧縮応力を導入することができる。ある種の表面には、高周波焼入れ、窒化処理、またはＰＶＤコーティングすることができる。

まず第１に、この鋼は、切削工具本体に使用するために開発されたものである。製造の観点からの重要な経済的利点を、これらの切削工具本体のエンドユーザーに提供することができる。非常に優れた耐焼戻し性のおかげで、切削工具本体をより速い切削速度で、ただしこの切削工具本体をそれほど冷却する必要なしに用いることが可能である。これはまた、炭化物インサートの刃の熱疲労も低下させる。このように、切削工具の長寿命化および生産速度の上昇の両方のおかげで製造コストの低減が達成される。

この鋼は非常に優れた焼入れ性を有しているので、非常に大きな寸法のものを空冷することで完全無心焼入れ製品（completely through-hardened product）を得ることができる。これは、膨張計試験により立証されている。焼入れ性と、非常に優れた機械加工性、優れた耐摩耗性、優れた熱間硬度および優れた耐圧縮性とが組み合わされているので、この鋼は、熱間加工工具およびプラスチック成形用工具として使用するにも好適なものになっている。優れた研磨性（polishability）が要求される熱間加工工具またはプラスチック成形用工具にこの鋼を用いる場合は、エレクトロスラグ再溶解で製造方法を補って、材料中の起こり得る分離（segregations）を最小限にし、かつスラグ巻込みが本質的にない鋼を得ることが適切であろう。

Claims

質量％で、
Ｃを０．２〜０．５％、
Ｓｉを０．１０〜１．５％、
Ｍｎを０．２〜２．０％、
Ｓを最大０．２％、
Ｃｒを１．５〜４％、
Ｎｉを１．５〜５％、
Ｍｏを０．５〜２％、
Ｖを０．２〜１．５％、
希土類金属をトレースから合計で最大０．４％
含有し、
残部が本質的に鉄、通常の含有量の微量元素および不純物のみである化学組成を特徴とする鋼。
Ｃを少なくとも０．２５％、好ましくは少なくとも０．２８％含有することを特徴とする、請求項１に記載の鋼。
Ｃを最大０．４０％、好ましくは最大０．３２％含有することを特徴とする、請求項１に記載の鋼。
Ｓｉを少なくとも０．３％、好ましくは少なくとも０．４％含有することを特徴とする、請求項１に記載の鋼。
Ｓｉを最大１．０％、好ましくは最大０．８％、より好ましくは最大０．６％含有することを特徴とする、請求項１に記載の鋼。
Ｍｎを少なくとも０．６％、好ましくは少なくとも１．０％含有することを特徴とする、請求項１に記載の鋼。
Ｍｎを最大１．５％、好ましくは最大１．３％含有することを特徴とする、請求項１に記載の鋼。
Ｃｒを少なくとも１．９％、好ましくは少なくとも２．２％含有することを特徴とする、請求項１に記載の鋼。
Ｃｒを最大３．０％、好ましくは最大２．６％含有することを特徴とする、請求項１に記載の鋼。
Ｎｉを少なくとも２％、好ましくは少なくとも３％、より好ましくは少なくとも３．８％含有することを特徴とする、請求項１に記載の鋼。
Ｎｉを最大４．５％、好ましくは最大４．１％含有することを特徴とする、請求項１に記載の鋼。
Ｍｏを少なくとも０．７％、好ましくは少なくとも０．７５％含有することを特徴とする、請求項１に記載の鋼。
Ｍｏを最大１．０％、好ましくは最大０．８５％含有することを特徴とする、請求項１に記載の鋼。
Ｖを少なくとも０．６％、好ましくは少なくとも０．７％含有することを特徴とする、請求項１に記載の鋼。
Ｖを最大１．０％、好ましくは最大０．９％含有することを特徴とする、請求項１に記載の鋼。
Ｓを少なくとも０．０１０％、好ましくは少なくとも０．０１５％、より好ましくは少なくとも０．０２５％含有することを特徴とする、請求項１に記載の鋼。
Ｓｉを最大０．１５％、好ましくは最大０．１０％、より好ましくは最大０．０３５％含有することを特徴とする、請求項１に記載の鋼。
硫黄の含有量がトレース量を超えないことを特徴とする、請求項１に記載の鋼。
Ｃａを５〜７５ｐｐｍ、Ｏを１０〜１００ｐｐｍ、より好ましくはＣａを５〜５０ｐｐｍ、Ｏを３０〜５０ｐｐｍ、ならびにＡｌを０．００３〜０．０２０％含有することを特徴とする、請求項１に記載の鋼。
焼入れし焼戻した状態で、約２容量％までの含有量の均一に分散した炭化物とともに焼戻しマルテンサイトを含むマトリックスを有し、ここで約１容量％までの前記炭化物が一次析出したＭＣ−およびＭ₆Ｃ−炭化物であり、かつここで約１容量％までの前記炭化物が二次析出したＭＣ、Ｍ₂Ｃおよび／またはＭ₃Ｃ炭化物であり、前記マトリックスには結晶粒界炭化物が本質的にないことを特徴とする、請求項１に記載の鋼。
軟化焼鈍状態で、約５容量％までの含有量の本質的に丸い、均一に分散した炭化物とともに過時効マルテンサイトを含むマトリックスを有し、前記マトリックスには結晶粒界炭化物が本質的にないことを特徴とする、請求項１に記載の鋼。
−４０℃を超える温度で延性−脆性遷移温度を有していないことを特徴とする、請求項１に記載の鋼。
軟化焼鈍状態で、少なくとも１５０ｍ／分、好ましくは少なくとも１７０ｍ／分のＶ３０値を有していることを特徴とする、請求項１に記載の鋼。
それぞれ５００℃および６５０℃で５０時間熱処理した後に１５ＨＲＣ単位未満の硬度低下をもたらす耐焼戻し性を有することを特徴とする、請求項１に記載の鋼。
硬度７００ＨＶの鋼球を用いて圧力４バール（０．４ＭＰａ）でショットピーニングした後の表面の最大（maximum amplitude）圧縮応力が少なくとも８００ＭＰａであり、前記圧縮応力が少なくとも１００μｍの深さまで導入され、６５０℃で２時間熱処理した後の残留（residual amplitude）圧縮応力が少なくとも３００ＭＰａ、好ましくは少なくとも３５０ＭＰａであることを特徴とする、請求項１に記載の鋼。
４００℃で２時間熱処理した後に、導入された圧縮応力の少なくとも７０％が前記材料の表面に残り、６５０℃で２時間熱処理した後に、導入された圧縮応力の少なくとも４０％が前記材料の表面に残ることを特徴とする、請求項２５に記載の鋼。
鋼ブランクの製造方法であって、
・質量％で、
Ｃを０．２〜０．５％、
Ｓｉを０．１０〜１．５％、
Ｍｎを０．２〜２．０％、
Ｓを最大０．２％、
Ｃｒを１．５〜４％、
Ｎｉを１．５〜５％、
Ｍｏを０．５〜２％、
Ｖを０．２〜１．５％、
希土類金属をトレースから合計で最大０．４％含有し、残部が本質的に鉄、通常の量の微量元素および不純物のみである化学組成を有する鋼溶融物を製造するステップと；
・前記溶融物をインゴットに鋳造するステップと；
・前記インゴットを、８００〜１３００℃、好ましくは１１５０〜１２５０℃の温度で熱間加工して、約φ１０００ｍｍまでの寸法を有するブランクを得るステップと；
・前記ブランクを、２０〜２００℃、好ましくは２０〜１００℃の温度まで冷却して、ここで鋼の焼入れが得られるステップと；
・前記ブランクを、１８０〜４００℃の温度での低温焼戻しとして、または５００〜７００℃の温度での高温焼戻しとして、中間冷却を伴って２時間２回（２×２時間）焼戻しするステップと
を含み、
焼戻しマルテンサイトを含むマトリックスを有する鋼ブランクが得られ、前記マトリックスが、本質的に丸い、均一に分散した炭化物を約２容量％までの含有量で含み、前記マトリックスには結晶粒界炭化物が本質的にない
ことを特徴とする方法。
鋼ブランクの製造方法であって、
・質量％で、
Ｃを０．２〜０．５％、
Ｓｉを０．１０〜１．５％、
Ｍｎを０．２〜２．０％、
Ｓを最大０．２％、
Ｃｒを１．５〜４％、
Ｎｉを１．５〜５％、
Ｍｏを０．５〜２％、
Ｖを０．２〜１．５％、
希土類金属をトレースから合計で最大０．４％含有し、
残部が本質的に鉄、通常の量の微量元素および不純物のみである化学組成を有する鋼溶融物を製造するステップと；
・前記溶融物をインゴットに鋳造するステップと；
・前記インゴットを、８００〜１３００℃、好ましくは１１５０〜１２５０℃の温度で鍛造または圧延することにより熱間加工して、約φ１０００ｍｍまでの寸法を有するブランクを得るステップと；
・前記ブランクを、２０〜２００℃、好ましくは２０〜１００℃の温度まで冷却するステップと；
・前記ブランクを、約６５０℃の温度で１０時間軟化焼鈍するステップと；
・前記ブランクを、５００℃まで１０℃／時間の温度降下で炉内で冷却した後、室温まで空気中で放冷するステップと
を含み、
約５容量％までの含有量の本質的に丸い、均一に分散した炭化物とともに過時効マルテンサイトを含むマトリックスを有する鋼ブランクが得られ、前記マトリックスには結晶粒界炭化物が本質的にない
ことを特徴とする方法。
鋼ブランクを機械加工するステップを含む、切削工具本体または切削工具用保持具の製造方法であって、
前記鋼ブランクが、質量％で、
Ｃを０．２〜０．５％、
Ｓｉを０．１０〜１．５％、
Ｍｎを０．２〜２．０％、
Ｓを最大０．２％、
Ｃｒを１．５〜４％、
Ｎｉを１．５〜５％、
Ｍｏを０．５〜２％、
Ｖを０．２〜１．５％、
希土類金属をトレースから合計で最大０．４％含有し、残部が本質的に鉄、通常の量の微量元素および不純物のみである化学組成を有し、かつ前記鋼ブランクが、約２容量％までの量の本質的に丸い、均一に分散した炭化物を含む焼戻しマルテンサイトを含むマトリックスを有し、前記マトリックスには結晶粒界炭化物が本質的にないことを特徴とする方法。
切削工具本体または切削工具用保持具の製造方法であって、
・鋼ブランクを切削機械加工する（cutting machining）ステップであって、
前記鋼ブランクが、質量％で、
Ｃを０．２〜０．５％、
Ｓｉを０．１０〜１．５％、
Ｍｎを０．２〜２．０％、
Ｓを最大０．２％、
Ｃｒを１．５〜４％、
Ｎｉを１．５〜５％、
Ｍｏを０．５〜２％、
Ｖを０．２〜１．５％、
希土類金属をトレースから合計で最大０．４％含有し、残部が本質的に鉄、通常の量の微量元素および不純物のみである化学組成を有し、かつ前記鋼ブランクが、約５容量％までの含有量の本質的に丸い、均一に分散した炭化物とともに過時効マルテンサイトを含むマトリックスを有し、前記マトリックスには結晶粒界炭化物が本質的にないことを特徴とするステップと；
・前記機械加工された鋼ブランクを、８５０℃と１０５０℃との間、好ましくは９００℃と１０２０℃の間のオーステナイト化温度から焼入れるステップと；
・前記ブランクを、１８０〜４００℃の温度での低温焼戻しとして、または５００〜７００℃の温度での高温焼戻しとして、中間冷却を伴って２時間２回（２×２時間）焼戻しするステップと
を含む方法。