JP2014508218A - 高い熱拡散率および高い耐摩耗性の工具鋼 - Google Patents

Abstract

顕著な熱拡散率、硬度および耐摩耗性を有し、良好な焼入性も示す工具鋼ファミリーが開発された。また、高い熱伝導率にも拘わらず、高い合金レベルに起因して、周囲温度および高温（６００℃を上回る）においてその機械的強度および降伏強度は高い。その高い熱伝導率および良好な靱性のため、本発明の鋼は、熱疲労および熱衝撃に対する良好な耐性も有する。この鋼は、サイクル時間の低減が関心事となり、かつ高い硬度および／または耐摩耗性を要求する不連続な加工にとって理想的である（プラスチック射出成形、他の塑性加工、および、熱硬化性物質の硬化、シートの加熱成形等）。これらの工具鋼はまた、高い耐摩耗性、および、熱疲労に対する良好な耐性を要求する加工にとって適切である（鍛造、ホットスタンピング、軽合金射出等）。
【選択図】なし

Description

発明の分野
本発明は、非常に高い熱拡散率と、主に研磨に対する高い耐摩耗性とを有する工具鋼に関する。この工具鋼はまた、良好な焼入性を示す。

要旨
工具鋼はしばしば、相反すると考えられる異なる特性の組み合わせを要求される。典型的な例としては、降伏強度と靱性である。不連続な製造品からの熱除去がある多くの金属成形工業用途にとって、熱拡散率は極めて重要である。従来、工具鋼にとって、この特性は硬度および耐摩耗性とは相反すると考えられてきた。プラスチック射出、ホットスタンピング、鍛造、金属射出、複合材硬化および他の金属成形加工の際に、耐摩耗性と高いまたは非常に高い熱拡散率とがしばしば同時に要求される。これらの用途の多くのために、大きい断面の工具が必要とされ、そのため材料の焼入性もまた極めて重要である。熱拡散率（ａ）は、以下の通り、かさ密度（ρ）、比熱（ｃ_ｐ）および熱伝導率（λ）等の他の基本的な材料特性に関連している：
λ＝ρ・ｃ_ｐ・ａ
または、好ましい場合には
ａ＝λ／（ρ・ｃ_ｐ）

材料成形加工における摩耗は、時には浸食性やキャビテーション性のような他の摩耗機構も存在するが、主には研磨性および付着性である。研磨性摩耗を防止するために、硬質粒子が一般的に工具鋼に必要とされる。これらは、通常、炭化物、窒化物、ホウ化物、またはそれらの何らかの組み合わせのようなセラミック粒子である。このように、指定された硬質粒子の容積割合、硬度および形態が、所与の用途について材料の耐摩耗性を決定することになる。また、工具材料の使用硬度は、研磨性摩耗条件下における材料の耐久性を決定するに際して非常に重要である。硬質粒子の形態は、マトリックスへの該粒子の接着性と、工具材料のマトリックスから離れることなく防止され得る、研磨性の外来粒子のサイズとを決定する。付着性摩耗を防止するための最良の方法は、通常は工具材料上のセラミックコーティングの形態で、ＦＧＭ材料（機能傾斜材料、functionally graded materials）を使用することである。この場合、コーティング（これは通常、非常に脆い）のために良好な支持を提供することが非常に重要である。コーティングに良好な支持を提供するために、工具材料は、硬質でなければならず、かつ硬質粒子を有しなければならない。このように、いくつかの工業用途にとって、工具材料を、比較的高レベルの硬度において高い熱拡散率を有するものとし、かつ、二次炭化物、窒化物および／またはホウ化物の形態の硬質粒子を有し、そしてしばしば、一次硬質粒子（大きな研摩粒子に対抗する必要がある場合）も有するものとすることが望ましい。

温度勾配は、熱衝撃および熱疲労の原因である。多くの用途において、暴露時間が短いこと、または、温度勾配を惹起する源からのエネルギー量が限られていることに起因して、定常伝導状態は到達されない。工具材料の温度勾配の大きさはまた、その熱伝導率の関数である（ビオ数が十分に小さいあらゆるケースについて、反比例が当てはまる）。

従って、特定の熱流束密度の関数を伴う特定の用途において、優れた熱伝導率を有する材料は、さらされる表面負荷がより小さい。生じる温度勾配がより低いためである。熱膨張係数がより低く、かつヤング率がより低い場合に、同じことが当てはまる。

従来、熱疲労が不具合の主要な機構である多くの用途においては、多くの鋳造または軽合金押出の場合と同様に、伝導率および靱性（通常、破壊靱性およびＣＶＮ）を最大化することが望ましい。本発明の鋼は、耐摩耗性および拡散性をＣＶＮよりも優先させる。とはいえ、一部の用途にとってはそれも非常に重要と考えられ、従って、他の２つの特性を放棄することなく、それをも最大化しようと試みることが意図される。通常、工具鋼の硬度の増大は、靱性および熱拡散率の両方を低下させ、かつ耐摩耗性を増大させる。本発明の鋼では、より高いレベルの拡散率が所与の硬度レベルに対して、通常は良好な焼入性と共に、そして一部の場合には優れた靱性の妥協と共に、達成されている。

多くの用途のために、厚い工具が使用される。それは、熱処理を必要とするために十分な強度が要求される場合に特にそうである。この場合、良好な焼入性を有することにより、表面において、そして好ましくは核部分に至るまで、所望の硬度レベルを達成できるようにすることも非常に好都合である。焼入性は熱間加工鋼にとっても非常に興味深い。高い靱性を達成するためには、焼入れされたベイナイトを用いるよりも焼入れされたマルテンサイト構造を用いる方が遥かに容易だからである。そのため、焼入性が高くなればなる程、焼入れ冷却に必要とされる急激性が低くなる。急な冷却を達成することはより困難であるし、より高価でもある。また、製造される工具および構成部品の形状はしばしば複雑であるため、熱処理されている部品の破損、または深刻な変形に繋がり得る。

耐摩耗性および機械強度は、しばしば靱性に反比例する。そのため、両特性を同時に増大させることは容易でない。熱伝導性がこの場合に助けになる。耐摩耗性または機械強度を増大させるためにＣＶＮがたとえ低減されていても、熱伝導性が熱疲労耐性を大きく増大させることを可能とするからである。

必要ではないにせよ、熱間加工鋼について多くの他の所望の特性が存在する。これらは、工具の寿命に必ずしも影響しないが、製造コストに影響する。機械加工、溶接または修理全般の容易さ、コーティングに提供される支持体、コスト等である。

良好なレベルの靱性と共に、高い熱拡散率、耐摩耗性および焼入性を同時に得るという課題は、以下の組成の範囲内で、一定の規則の組成物および熱機械的処理を適用することにより解決できることを著者らは発見した：

残りは鉄および不可避の不純物からなり、
％Ｃｅｑ＝％Ｃ＋０.８６×％Ｎ＋１.２×％Ｂ
である。
本発明では、常に、
％Ｍｏ＋（１／２）・％Ｗ＞３.０
である。

高い硬度レベルおよび耐摩耗性に対して所望の高い熱拡散率を得るために必要とされる、該範囲内での合金の選択規則および熱機械的処理の一部が、発明の詳細な説明のセクションにおいて提示される。明らかに、全ての可能な組み合わせを詳細に説明することは不可能である。熱拡散率は、熱エネルギーのキャリアの可動性により制御されるが、それは残念ながら、唯一つの組成範囲および熱機械的処理には相関し得ない。

追加的な態様において、本発明は、熱間工具鋼の製造方法に関し、当該方法は、５９０℃を上回る温度での少なくとも１回の焼き戻しサイクルを有するマルテンサイト、ベイナイトまたはマルテンサイト−ベイナイト焼入れに鋼を供することにより、４７ＨＲｃを上回る硬度を有し、かつ９ｍｍ^２／ｓ以上の拡散率を特徴とする低散乱構造を有する鋼を得ることができることを特徴とする。別の実施形態では、５３ＨＲｃを上回る硬度を有し、かつ９ｍｍ^２／ｓ以上の拡散率を特徴とする低散乱構造を有する鋼を得ることができる。この方法の追加的な実施形態では、６６０℃を上回る温度での少なくとも１回の焼き戻しサイクルに鋼を供することにより、５０ＨＲｃ以上の硬度を有し、かつ６００℃において５.８ｍｍ^２／s以上の拡散率を特徴とする低散乱構造を有する鋼を得ることができる。

当該技術の現状
熱伝導率の高い工具鋼が開発されるまで（ＥＰ１８８７０９６Ａｌ）、工具鋼の熱伝導率を増大させる唯一の公知の方法は合金含有量を低く保つことであり、そしてその結果、特に高温において、不良な機械的特性を示した。６００℃以上での焼き戻しサイクル後に４２ＨＲｃを上回ることができる工具鋼は、それぞれ４２ＨＲｃおよび５２ＨＲｃを上回る硬度について、３０Ｗ／ｍＫの熱伝導率、ならびに８ｍｍ^２／ｓおよび６.５ｍｍ^２／ｓの熱拡散率に限定されると考えられていた。本発明の工具鋼は、５２ＨＲｃを上回る硬度に対して、８ｍｍ^２／sを上回り、しばしば１２ｍｍ^２／ｓを上回り、そして４２ＨＲｃを上回る硬度に対して１６ｍｍ^２／ｓさえも上回る熱拡散率を有し、更には、非常に良好な耐摩耗性および良好な焼入性を示す。熱拡散率は、最も妥当な熱的特性と考えられる。正確に測定することが容易であり、かつ、殆どの工具は、周期的なプロセスにおいて使用されるからである。そのため、熱拡散率は、工具の性能を評価するために熱伝導率よりも遥かに重要である。

本発明の工具鋼は、ＥＰ２２３６６３９Ａ１に記載される鋼よりも高い耐摩耗性および硬度を有する。一方、後者は、高い熱伝導率を有する本発明の工具鋼と比較して、パーライト領域においてより高い焼入性を示し、かつより高いＣＶＮを示す。従って、不具合の主要な機構が熱疲労であり、かつ摩耗が存在しない用途にとっては、ＥＰ２２３６６３９Ａ１の鋼を使用する方がよいが、耐摩耗性が重要な用途にとっては、本発明の工具鋼が大きな利点を有する。更には、本発明の鋼は、同水準の硬度に対して、より高い熱拡散率を示す。これは、ＥＰ２２３６６３９Ａ１では、マトリックス中の％Ｎｉの存在（これは、焼入性、靱性（ＣＶＮ）、およびより低い線形熱膨張係数に有利に働くが、熱拡散率には不利に働く。）に部分的に起因して、Ｍ_３Ｆｅ_３Ｃ（式中、Ｍは、Ｍｏおよび／またはＷに対応する。）のタイプの炭化物が、ほぼ排他的に使用されているという事実に大部分は起因する。本発明では、％Ｎｉがより低く、また、％Ｖの場合のように、より硬質な炭化物を形成する元素がＭｏおよび／またはＷ炭化物中に固溶される傾向がある場合でさえも、炭化物はしばしば、より硬質な炭化物に部分的に置換されている。

本発明の工具鋼は、ＷＯ２００４／０４６４０７Ａｌの工具鋼より遥かに高水準の熱拡散率を得ることができる。ＷＯ２００４／０４６４０７Ａｌの工具鋼では、高レベルの％Ｃｒが非常に厳しい制約を課すが、この制約は、提案した範囲内で選ばれた組成物、および、高水準のキャリアの可動性を達成するためのその後の熱機械的処理の間の小さいプロセスウインドウにおいては観察されない。

組成範囲の重なりを有し得る発明が他にあるが、本発明とは何ら関連しない。熱エネルギーのキャリアを分散する能力が高い元素が固溶体中に乏しく、かつ高水準の結晶性の正味の完全性を有する炭化物を有する結果、熱エネルギーのキャリア（主に電子およびフォノン）の分散性が非常に低いマトリックスを有する構造を達成するために必要とされる、前記の範囲内の組成物および／または熱機械的処理を選択するための規則が見られないからである。これは、ＪＰ０４１４７７０６に当てはまるかもしれない。該文献では、発明者らは、表面の酸化物コーティングの最適化を目的として、通常（約０.５％）より低いレベルの％Ｃｒを用いて、高温での何らかの特定の処理により、記載された酸化を可能としている。本発明では、％Ｃｒは、Ｗおよび／またはＭｏ炭化物中に溶ける傾向があり、熱エネルギーのキャリアの分散を引き起こすため、それらの存在もまた望ましくない。これは唯一の偶然の一致点であり、そしてまた、ＪＰ０４１４７７０６の場合、記載される実施例のいずれにおいても高い熱拡散率を生じていない。ＪＰ１１２２２６５０の場合は更により低い程度であり、該文献では、発明者らは、高速度鋼の場合のように、甚大な摩耗に抵抗するために多量の一次炭化物が存在するが、冷間コイニングを可能とするために例外的に低い％Ｃ含量を有することを求めている。

他のケースは、誤解を招くものであり得る。記載される用途について、非機能的な元素の基準レベルを特に記載していないか、または一般的なものであるからであり、これはしばしば、％Ｃｒ、％Ｓｉおよび％Ｍｎについて当てはまる。実際、鋼中で一部の元素について低レベルを達成することは困難である。例えば、想定上はＣｒを含まない鋼（名目上の組成において０％Ｃｒ）は（特にそれが合金鋼である場合）、何らかの理由で鋼が選択されたスクラップから作られる必要がある場合、恐らくは％Ｃｒ＞０.３を有する。著しく安価な、通常のスクラップが使用され得る場合、％Ｃｒ＞０.５が予期される。組成物について％Ｃｒが記載されていない場合、そのことは、その存在が重要と考えられていないことを意味し、それが存在しないことを意味しない。この場合、％Ｃｒの含有量は特別なスクラップの使用を強いるものではなく、それを必要とする他の要素がなければ、％Ｃｒ＞０.５が予期できる。よりいっそう重要なのはこの％Ｃｒの配置であり、特別な手段を採らなければ、大部分は炭化物中に溶けているであろう。

％Ｓｉの場合は若干異なる。ＥＳＲ等の精錬処理を通じてその含有量を低減できるからである。とはいえ、この場合、プロセスウインドウが狭いため、％Ｓｉを０.２未満に低減させ、それと同時に低レベルの含有物（特に酸化物）に達するのは技術的に非常に困難（かつ高価であり、従って特定の機能性を求める場合にのみ実行される）である。

高い熱伝導率を達成する可能性を持つ組成を有する多くの工具鋼があるが、それらは実際にはそれを達成しない。これは主に以下の２つの理由に起因する。

− 使用される熱機械的処理が、熱エネルギーのキャリアの可動性を最大化しようとするものではない。熱伝導率は、主要な望ましい特徴の１つとして適切に選択されないか、あるいは、以前に開発された材料について、ＥＰ１８８７０９６Ａｌの公開以前には、所望の水準の熱拡散率を達成するための方法に関する知識がなかったため、最終の微細構造中に存在する相は、通常、その用途にとって適切な機械的特性の何らかの妥協と共に、その用途にとって望ましい何らかの他の特性の最適化に従って選択される。そのため、組成物において、熱拡散率にとって非常に有害となる強化の機構がしばしば選択される。

− 溶融、二次冶金または再融解加工において、マイクロメートルスケールおよびナノメートルスケールを超えて何が生じているのかについて十分な注意が払われていないため、必ずしも存在する全ての相においてではないが、好ましくない原子スケールの配列が生じ、それが強力なキャリアの散乱に繋がる。これもまた、ＥＰ１８８７０９６Ａｌの公開以前には知識が欠如していたことに主に起因する。

本出願およびＥＰ１８８７０９６Ａｌに従って熱機械的処理の際に正しい戦略が採用された時に、それらの名目上の組成範囲にて高い熱拡散率を達成する可能性を有し得るが、高いまたは非常に高い熱拡散率を生じることができる組成物には至っていない、いくつかの工具鋼ファミリーがある。これは主に以下の理由に起因する。

− ％Ｃの比率と炭化物形成体の比率とのバランスがうまく取れていないため、金属マトリックス中の固溶体を最小化できず（特に％Ｃの比率）、また、熱エネルギーのキャリアの可動性を最大化しようとするために使用される熱機械的処理によっては適切に対処できないレベルがその後にもたらされる。

− ある重要な元素の名目上のレベルが、その実施形態における真の含有量の値からはかけ離れている。これは例えば、％Ｓｉおよび％Ｃｒについてしばしば当てはまる。％Ｃｒ＜１や（または、％Ｃｒについて言及すらしていないもの（これは、０％であるという誤った想定に繋がり得る。））、同様にしばしば見られる％Ｓｉ＜０.４のように上限のみの記載の場合は特にそうであるが、名目上の組成はあるレベルを記載できるが、結局は％Ｃｒ＞０.３および％Ｓｉ＞０.２５ということになる。これはまた、マトリックスの伝導率に対して強い影響を持つ全ての微量元素に当てはまり、そして、炭化物中での高い溶解度を有し、炭化物構造を歪める可能性が高いものについて、よりいっそう当てはまる。通常、％Ｎｉと、用途によっては％Ｍｎとを除いて、マトリックスを有する固溶体中、０.５％より高いレベルが望ましい元素はない。好ましくは、固溶体中でのこれらの個々のパーセンテージは、０.２％を超えるべきではない。用途の主な目的が熱伝導率を最大化することであれば、マトリックスを有する固溶体中のいかなる金属元素（明らかに、遷移金属を含む）も、％Ｎｉと、場合によっては％Ｃおよび％Ｍｎとを除いて、０.１％を超えるべきではなく、より良好には０.０５％を超えるべきではない。

発明の詳細な説明
良好な焼入性を伴う高い硬度水準に対して高い熱拡散率および耐摩耗性を有する工具鋼を取得するために、上記に特定した組成範囲内にて、該範囲内の組成物および使用すべき熱機械的処理の選択における数多くの規則および一般的考察（そのいくつかを以下に説明する）を考慮に入れる必要があることが観察された。熱拡散率は、存在する全てのキャリアの種類のために存在する相における散乱メカニズムの結果である。格子の完全性は重要な役割を果たすが、他の散乱メカニズムもまた関連する。この文書では、熱拡散率それ自体を、得られた構造の測定結果として使用する。同一の化学組成にて異なる構造を得ることができ、従ってまた、異なるレベルの熱拡散率を得ることができる。

本発明の工具鋼は、主にはそれらの高い熱拡散率および耐摩耗性において秀でている。耐摩耗性と靱性とは反比例する傾向にある。とはいえ、微細構造毎に、異なる関係性に達する。即ち、微細構造の関数として、所与の温度における同一の弾性限界および硬度に対して、異なるレベルの靱性に達することができ、そして特定の種類の材料については、耐摩耗性粒子の体積分率または形態が著しく変化しない限り、硬度は耐摩耗性と相関する傾向にある。このように、中程度の炭素含有量を有する殆どの工具鋼にとって、焼き戻したマルテンサイトの純粋な微細構造は、機械的特性の最良の妥協をもたらす唯一のものであることがよく知られている。このことは、熱処理のオーステナイト化の処理後の冷却の際に、安定したフェライト−パーライトまたは準安定ベイナイトといった、他の微細構造の形成を回避することが重要であることを意味する。従って速い冷却速度が必要とされ、また、より高い焼入性が要求される場合、これらのより安定した構造の形成の反応速度を遅延させるために何らかの合金元素を使用すべきである。可能な全ての選択肢から、熱拡散率に対する負の影響が小さいものを使用すべきである。

高温における耐摩耗性およびより高い弾性限界を取得し、そしてそれと同時に、高い熱伝導率を取得するための戦略は、Ｍ_３Ｆｅ_３Ｃ型の二次炭化物として、そして時には一次炭化物としてさえ、電子密度の高い炭化物を使用することである（より大きい熱伝導率のためには、ＭはＭｏまたはＷのみであるべきである）。高い電子密度を有しかつ良好な結晶完全性を伴って固まる傾向を有する他の炭化物型（Ｍｏ、Ｗ、Ｆｅ）が存在する。いくつかの元素（ＺｒおよびＨｆ、そしてより少ない程度では例えばＣｒと比較してＴａ）は、この種類の炭化物と溶ける時に、結晶構造に対して大きな歪みを与えず、電荷キャリアの分散が小さく、熱伝導率への影響も小さい。更には、これらの高い炭化物形成元素は、Ｃに対する高い親和性に起因して、別個のＭＣ型炭化物を形成する傾向がある。

実際、本発明においては、適度な量の％Ｖが使用され、かつ強い炭化物形成体（好ましくは、Ｚｒおよび／またはＨｆ）の存在とバランスが取れている場合、その効果は非常に肯定的であることが観察されている。強い炭化物形成元素と同時に使用された場合には特にそうであるが、実質的に一次炭化物を形成せず（明らかにＣｅｑおよび他の炭化物の存在に依存し、そしてより高い含有量のＣｅｑに対しては、一次炭化物の存在またはそれら中に大量に溶けることを回避するために、Ｖのパーセンテージを、最大で０.８および０.５または０.４にさえ減少させることが必要である。）、かつ（Ｆｅ、Ｍｏ、Ｗ）の炭化物中に殆ど溶けずに、０．９までの％Ｖの量であることができること、そしてまた、マトリックスからより多くの炭素を除去し、その結果として、全体的な熱拡散率に有益性がもたらされること（この場合、存在する％Ｃｅｑおよび％Ｖの量に応じて、０.１より大きい％Ｈｆ＋％Ｚｒ＋％Ｔａについて有益性は目覚ましく、それが０.４または０.６を上回る場合は非常に顕著となる。）が分かった。実際、この組み合わせは、Ｖのパーセンテージとして非常に望ましい。Ｚｒ、ＨｆおよびＴａのパーセンテージは、炭化物（Ｆｅ、Ｍｏ、Ｗ）のみを有する鋼と比較して耐摩耗性を有意に向上させる傾向にあるからである。同じことが％Ｎｂについても当てはまる。効果は、％Ｃｅｑのレベルに応じて、％Ｖ＝０.１で著明であり、％Ｖ＝０.３または０.５で目覚ましい。コーティングされていないシートのホットスタンピングにおいて等、大きな研摩粒子を用いる用途においてそうであるように、一次炭化物の存在を伴って極度の耐摩耗性を達成すべき場合、より多い量の％Ｖを使用でき、特に、強い炭化物形成元素により補填される場合には、良好な水準の熱拡散率を維持しながら、最大１.５％、または２％さえ可能である。この場合、％Ｖと組み合わせて高レベルの強い炭化物形成元素（％Ｖ＋％Ｎｂ＋％Ｈｆ＋％Ｚｒ）を有することが好都合であり得、重量パーセンテージで１.２を上回る、または２.０さえも上回る（良好な耐摩耗性が必要とされる用途にとっては、３.０さえも上回る；ただし、その場合、合金のコストが増大する）。この場合、いかなる強い炭化物形成元素（％Ｖ、％Ｎｂ、％Ｔａ、％Ｚｒ、％Ｈｆ）も、個々に３％を超えることは稀であろう。例外は％Ｖであり、その上限は、通常、４重量％（熱拡散率の喪失を代償として、耐摩耗性が優先される用途について）、または、非常に高い熱拡散率を必要とする用途については１.８％である。熱拡散率に対する負の影響のため、Ｎｂは、粒サイズを制御するためにのみ使用される傾向にあり、一次炭化物形成体として使用される場合、１.５％を上回ることは稀であろう。強い炭化物形成体の殆どが、炭化物中で結合されており、かつマトリックス中に溶けていないようにすることが望ましいため、後述するように％Ｃｅｑのレベルを細かく調整して、固溶体中の強い炭化物形成体の量および％Ｃｅｑの両方を最小化する必要がある。本発明の殆どの用途における一例として、％Ｃｅｑが０.３５未満の場合、％Ｖは１.７％未満に保つべきである。一般に、Ｆｅ、ＭｏおよびＷ炭化物（これらでは、明らかに、Ｃの一部分をＮまたはＢで置換できる）を主に有することが望ましく、これらの種類の炭化物のうち、通常６０％より多く、最適には８０％より多く、または９０％よりも多い。これらの種類の炭化物の他の金属元素の溶解（明らかに、炭化物の場合、金属元素は主に遷移元素である）が存在し得るが、高いフォノン伝導率を確実にするために、それは小さいことが望ましい。通常、主要なＦｅ、ＭｏおよびＷは別として、他のいずれの金属元素も、この種類の主に所望される炭化物について、炭化物の全金属元素の２０重量％を超えるべきでない。好ましくは１５％を超えるべきでなく、５％を超えないのがいっそうよい。これは、それらは、速い凝固反応速度についてさえ、極めて低い凝固欠陥密度を有する構造を形成する傾向があるからである（従って、キャリアの分散を引き起こす構造元素がより少ない）。

上述したように、独立した炭化物の形成は好ましいが、唯一の例外は、限られた量の強い炭化物形成元素の存在である。この場合、ベイナイトの形成は非常に速いが、ＭｏおよびＷは、安定した構造（パーライトおよびフェライト）の形成に、十分な障害をもたらす。いくつかの鋼において、スーパーベイナイト構造は、マルテンパー熱処理を適用することで形成できる。該処理は、合金元素の完全な可溶化と、より低いベイナイト形成の範囲内の特定温度までの急冷却（フェライトの形成を回避するため）と、１００％のベイナイト構造を取得するための長期的な温度維持とから構成される。大部分の鋼にとっては純粋なマルテンサイト構造が望ましいため、この系では、何らかのベイナイト変態遅延元素を加えなければならない。ＭｏおよびＷは、この点では非常に非効率だからである。一般に、この目的のために％Ｃｒが通常使用されるが、％Ｃｒは、この系にとって熱伝導率に対して極めて負の影響を有する。Ｍ_３Ｆｅ_３Ｃ炭化物中に溶解し、大きな歪みを引き起こすからである。そのため、強い炭化物形成元素および炭化物中で非溶性の元素を使用する方が遥かによい。最後に挙げたこれらの元素は、マトリックスの伝導率を低下させるので、負の影響が最小であるものを使用すべきである。従って、自然な候補としてはＮｉであるが、同時に他のものが使用できる（非常に低い濃度でのその効果に関して、％Ｂについて特に言及されるべきである）。本発明においては、Ｃに対する親和性が高い炭化物形成体が、耐摩耗性に対するそれらの正の効果のために使用される傾向にあるため、焼入れの間の安定構造への変態反応速度を遅延させる元素の必要かつ望ましい量は、より低い。通常、１重量％までの量、大きい断面のためには３.０％までが、十分な焼入性を得ると共に、伝導率を過度に損なわずに靱性を増大させるために寄与するのに十分であろう。より高い％Ｎｉ量は、より高い靱性および線形熱膨張係数の減少を与えるが、本発明の優先事項は、耐摩耗性を熱拡散率と組み合わせることであり、従って、一部の特別な用途のためにのみ、最大３.８％の高い％Ｎｉ含有量を使用する戦略が使用され得る。特に、％Ｍｎおよび／または％Ｓｉの含有量がわずかにより高い（通常、％Ｍｎは３％を超えない）か、または使用される材料の断面がより小さい場合に、より少量の％Ｎｉで所望の効果が既にもたらされるような用途がある。

単一の炭化物形成体（明らかに、Ｆｅと共に）として％Ｍｏを使用することは、熱伝導率を最大にする時に有利であるが、より高い熱膨張係数をもたらし、従って熱疲労耐性を低減させるという不都合がある。従って、ＭｏがＷの１.２〜３倍多いという関係性を有するが、Ｗが非存在ではないことが好ましい。例外は、熱伝導率のみが靱性と共に最大化されるが、熱疲労耐性は特にそうではないような用途である。ＭｏおよびＷの価格は非常に不安定であるため、焼入性および合金コストは、％Ｍｏ_ｅｑ（％Ｍｏ_ｅｑ＝％Ｍｏ＋（１／２）・％Ｗ）中の主な元素である％Ｗに関して優先度の変化をもたらすことがある。

高い含有量のＭｏ_ｅｑを高レベルのＣ_ｅｑと共に用いることができ、合金のコストの増大、低い靱性、非常に困難な溶接、大きな部品の複雑な焼入性、および限られた機械加工性をもたらす。しかし、良好な熱拡散率と共に非常に高い水準の耐摩耗性を達成できる。強調された欠点が決定要因とはならない用途にとっては、これらは関心のある合金となり得る。これは、一部の切断用途について当てはまり得る。ここで、通常０.５％を上回るレベルのＣ_ｅｑが使用され、しばしば、０.６％さえ超えるレベルのＣ_ｅｑが使用される。％Ｍｏ_ｅｑのレベルはしばしば５％を超え、頻繁には６％を超え、または９％さえも超える。また、Ｍｏ_ｅｑ／Ｃ_ｅｑの比率の限界は、本発明の残りの合金と比較して高レベルへとシフトする。１６より高い値が可能であり、１３より高い値があり得る。

本文書全体において、別段の記載がない限り、炭化物という用語は一次炭化物および二次炭化物のことをいう。

％Ｓｉおよび％Ｃｒがより制限される程、熱伝導率は高くなる。とはいえ、溶液はより高価になる（また、一部の用途にとって重要であり得ることから維持されることが望ましいであろういくつかの特性は、これらの元素を一定レベル以下に減少させると、悪化する恐れがある。例えば、％Ｃｒまたは％Ｓｉが低すぎる場合における、Ａｌ、Ｔｉ、Ｓｉ、および任意の他の脱酸素剤が不十分な量で使用された場合の酸化物含有物に起因する靱性、あるいは何らかの場合の耐腐食性）。従って、コストの増大、靱性の低下、耐摩耗性、または特定の用途についての他の関連する特性と、より高い熱伝導率の有益性との間でしばしば譲歩しなければならない。％Ｓｉおよび％Ｃｒのレベルが０.１％未満、いっそう好ましくは０.０５％未満の場合にのみ、最大の熱伝導率を得ることができる。熱拡散率を最大化するために、％Ｃ、％Ｍｏ、％Ｗ、％Ｖ、％Ｚｒ、％Ｈｆ、％Ｔａ、％Ｎｂ、そして場合によっては％Ｍｎおよび％Ｎｉを除き、他の元素のレベルもまた、可能な限り低くしなければならない（最大値０.１が当然ながらより安価であるが、０.０５未満は、大抵の用途にとって許容可能なコストにおいて技術的に可能である）。靱性が特に重要であるいくつかの用途については、より制約的でないレベルの％Ｓｉを用いなければならず（全ての鉄脱酸素元素の熱伝導率に対する悪影響が最小である）、そのため、含有物レベルが高くなり過ぎないように、ある程度の熱伝導率を断念しなければならない。使用される％Ｃ、％Ｍｏおよび％Ｗのレベルに応じて、特にパーライトのゾーンにおいて、十分な焼入性とすることができる。焼入れの間のベイナイトの形成を回避することが不可能である大きな構成部品の場合、靱性を非常に低くする粗いセメンタイト析出物（Ｆｅ_３Ｃ）の形成を防止するための元素（％Ａｌおよび％Ｓｉ等）を固溶体中で使用することは、興味深いことがある。通常０.４未満、例外的には約１％のレベル、非常に例外的には２％を上回り、そして％Ａ１については、最大値２.５％までとなる。所望の機械的特性を得るために使用される％Ｍｏ、％Ｗおよび％Ｃのレベルは、高い熱伝導率を達成するためにバランスをとることによって、マトリックス内において、固溶体中に最小量のこれらの元素が残るようにしなければならない。同じことが、一定のトライボロジー応答を得るために使用され得る、（％Ｖ、％Ｚｒ、％Ｈｆ、％Ｔａのような）残りの炭化物形成体にも当てはまる。

いくつかの用途のためには、何らかの環境抵抗が対象となり得るため、固溶体中にある程度の％Ｃｒまたは％Ｓｉを有することが望ましい（高温に対する耐酸化性）。熱拡散率に対する負の影響は、より強い炭化物形成元素を用いた炭素固定を通じて抑えることができる。後者がない場合、％Ｃｒは、２％を超えるべきでなく、好ましくは１.５％を超えるべきでない。とはいえ、Ｖ、％Ｎｂ、％Ｔａ、％Ｚｒおよび％Ｈｆの存在下、そして好ましくは最後の２つまたは３つの存在下において、良好な熱拡散率を維持しながら、３％に近いレベルのＣｒを達成することができ、Ｓｉの場合には１．４％でさえ達成することができる。実際、大抵の用途について、熱拡散率が高い必要がある場合には％Ｃｒ＜２.８％が要求される。適切な熱機械的処理（説明される通り、組成に依存する）により高い熱拡散率を達成できるために、多くの組成物は％Ｃｒ＜２.５％を必要とする。％Ｃｒがマトリックス内の固溶体中に主に残っている場合、このレベルでは、環境保護効果は、いくらか目立つだけである。最後に、％Ｃｒが、１.９％未満に留まるように制限されている場合、遥かに大きな範囲の組成物が、適切な熱機械的処理を適用された時に高い熱拡散率を達成できる。

高い耐摩耗性と同時に高い熱拡散率を達成できる、前記範囲内の組成物を記載するための最も単純な組成上の規則は、比率Ｒ＝Ｍｏ_ｅｑ／Ｃ_ｅｑ（式中、％Ｍｏ_ｅｑ＝％Ｍｏ＋（１／２）・％Ｗであり、かつ％Ｃ_ｅｑ＝％Ｃ＋０.８６×％Ｎ＋１.２×％Ｂである。）に基づくことができる。この規則は、十分に大きい含有量の％Ｃ_ｅｑ（通常、最小０．３２、好ましくは最小０．３５、最も正確には最小０.３８の％Ｃｅｑ）、および、％Ｍｏ_ｅｑ（通常、最小３．２、好ましくは最小３.４、最も正確には最小３.６の％Ｍｏｅｑ）についてのみ適用される。それはまた、より低い％Ｃｒの含有量、通常、％Ｃｒ＜２．５％、望ましくは％Ｃｒ＜１．９％についてのみ使用できる規則である。Ｒの最小値は、適用すべき規則についての％Ｍｏ_ｅｑの最小値を、本発明の最大％Ｃ_ｅｑである０．９で除する計算を行った時に生じる（例えば、最小Ｍｏｅｑ＝３．２について、最小のＲ値は３．５６となる）。Ｒの最大値は、低い％Ｃ_ｅｑ値に対して、恐らくは１１．５、好ましくは１０．８、最適には１０.５であることが観察された。この規則についての低い％Ｃｅｑ値は、０.３５％未満であり、場合によっては０.３６％未満であり、または０.３７％未満でさえある。Ｒの最大値は、高い％Ｃ_ｅｑ値に対して、恐らくは１６.８、好ましくは１６．０、最適には１５であることが観察された。この規則についての高い％Ｃ_ｅｑ値は、０.３８％を上回るものであり、場合によっては０．４０％を上回るものであり、０．４５％を上回るものでさえある。Ｒの最大値は、中間的な％Ｃ_ｅｑの値に対して、１４、好ましくは１３、最適には１２であることが観察された。

一般に、単に熱拡散率を最大化するためには（即ち、大きな重要性を持つ特性が他にない）、機械的要求に耐える、焼き戻したマルテンサイトまたはベイナイト微細構造を取得することが望まれる場合、（固溶体中の％Ｃを最小化するための）以下の合金規則に従うことが好都合である。％Ｃ（Ｈｆ、ＺｒまたはＴａ、更にはＮｂ等）との親和性が高い炭化物形成体を使用する場合、式を訂正しなければならない。％Ｃｒ＞０.２またはＭｏ_ｅｑ＞７の場合も修正されなければならない。
０.０２＜ｘＣ_ｅｑ−ｓｏｌＣ−ＡＣ・［（ｘＭｏ−ｓｏｌＭｏ）／（３・ＡＭｏ）＋（ｘＷ−ｓｏｌＷ）／（３・ＡＷ）＋（ｘＶ−ｓｏｌＶ）／ＡＶ］＞０.２６５
（式中、
ｘＣ_ｅｑ − 炭素の重量パーセント；
ｘＭｏ − モリブデンの重量パーセント；
ｘＷ − タングステンの重量パーセント；
ｘＶ − バナジウムの重量パーセント；
ＡＣ − 炭素の原子量（１２.０１０７ｕ）；
ＡＭｏ − モリブデンの原子量（９５.９４ｕ）；
ＡＷ − タングステンの原子量（１８３.８４ｕ）；
ＡＶ − バナジウムの原子量（５０.９４１５ｕ）；
ｓｏｌＣ − 固溶体中の炭素のパーセンテージ；
ｓｏｌＭｏ − 固溶体中のモリブデンのパーセンテージ；
ｓｏｌＷ − 固溶体中のタングステンのパーセンテージ；
ｓｏｌＶ − 固溶体中のバナジウムのパーセンテージ。）

いっそう高い熱伝導率のためには、
０．０４＜ｘＣ_ｅｑ−ｓｏｌＣ−ＡＣ・［（ｘＭｏ−ｓｏｌＭｏ）／（３・ＡＭｏ）＋（ｘＷ−ｓｏｌＷ）／（３・ＡＷ）＋（ｘＶ−ｓｏｌＶ）／ＡＶ]＞０.２２
を有することがいっそう望ましい。
そして、更に良好には、
０.０９＜ｘＣ_ｅｑ−ｓｏｌＣ−ＡＣ・[（ｘＭｏ−ｓｏｌＭｏ）／（３・ＡＭｏ）＋（ｘＷ−ｓｏｌＷ）／（３・ＡＷ）＋（ｘＶ−ｓｏｌＶ）／ＡＶ]＞０.１８
である。
他の％Ｃ avid 炭化物形成体の存在を補填するためには、各種類の％Ｃ avid 炭化物形成体について、追加の項を式に加えなければならない：
−ＡＣ×ｘＭ／（Ｒ×ＡＭ）
（式中、
ｘＭ − 炭化物形成体の重量パーセント；
ＡＣ − 炭素の原子量（１２.０１０７ｕ）；
Ｒ − 炭化物ユニットあたりの炭化物形成体ユニット数（例えば、炭化物型がＭＣであれば１、炭化物型がＭ_２３Ｃ_７であれば２３／７）
ＡＭ − 炭化物形成体の原子量。）

非金属部分（％Ｃ、％Ｂおよび％Ｎ）を含む強化セラミック粒子形成体が炭化物中に（代替的な窒化物、ホウ化物および中間物質として）組み込まれる場合、このバランスは並外れた熱伝導率を提供する。そのため、適切な熱処理を適用しなければならない。この熱処理は、大部分の元素が溶けるフェーズを有するであろう（十分に高い温度［通常、穏やかなＭｏ_ｅｑレベルに対しては約１０８０℃、中レベルのＭｏ_ｅｑに対しては１１２０℃、高レベルのＭｏ_ｅｑに対しては１２４０℃］までのオーステナイト化。例外的に、熱処理の歪みがその用途にとって非常に重要である場合は、より低いオーステナイト化温度を使用できる。）。急冷がそれに続き、その強度が所望の機械的特性により決定される。とはいえ、安定な構造は回避されるべきである。固溶体中に大量の％Ｃおよび炭化物形成体が存在するフェーズが暗示されるからである。準安定の微細構造はいっそう悪い。これらの準安定構造が緩和されれば炭化物形成体は所望の位置に配置されるとはいえ、炭素により引き起こされる微細構造の歪みがよりいっそう大きく、従って熱伝導率がより低いからである。この手順に従って焼き戻したマルテンサイトおよびベイナイトは、この場合について、所望の微細構造となるであろう。Ｍｏ、Ｗ、および、炭素に対する親和性がより高いＣｒ以外のあらゆる炭化物形成元素によるＦｅの可能な最大の炭化物置換が所望される。それ故、選択される焼き戻しの戦略は、最終的な熱伝導率に大きな影響を持つ。これは特に、最終の焼き戻し温度および最小の焼き戻し温度に関連する。４０ＨＲｃを超える硬度のためには、熱拡散率を最大化すべき場合、可能な最高の温度が最後の焼き戻しについて望ましく、このアプローチは、中間の焼き戻し戦略を設定するために用いられる。即ち、異なる順序の焼き戻しを用いて、同じ最終の硬度レベルを達成でき、唯一の目的が、あるレベルの硬度において熱拡散率を最大化することであれば、より高い最終の焼き戻し温度を用いるものが選択される。それ故、５０ＨＲｃを超える硬度が選択されたときでさえ、通常、異常に高い最終焼き戻し温度（しばしは６００℃を超える）が使用されることになる。本発明の鋼においては、４７ＨＲｃの硬度、更には５２ＨＲｃを超える硬度、そしてしばしば５３ＨＲｃを超える硬度を達成することが通常であり、またそれらの耐摩耗性により特に有利であるとみなされる実施形態では、５９０℃を超える一回の焼き戻しサイクルを用いてさえ、５４ＨＲｃを超える硬度、そしてしばしば５６ＨＲｃを超える硬度が可能であり、８ｍｍ^２／ｓより大きい、通常は９ｍｍ^２／ｓより大きい、または更には１０ｍｍ^２／ｓより大きい、そして特に首尾よく実施された時には、１１ｍｍ^２／ｓより大きい、更には１２ｍｍ^２／ｓより大きい、時には１２．５ｍｍ^２／ｓより大きい、熱拡散率を特徴とする低散乱構造が得られる。６００℃を超える、しばしば６４０℃を超える、そして時には６６０℃さえも超える最後の焼き戻しサイクルを用いて、４２ＨＲｃを超える、５０ＨＲｃさえも超える硬度が達成されると共に、１０ｍｍ^２／ｓより高い、または更には１２ｍｍ^２／ｓより高い、そして特に首尾よく実施された時には、１４ｍｍ^２／ｓより大きい、更には１５ｍｍ^２／ｓより大きい、時には１６ｍｍ^２／ｓより大きい、熱拡散率を特徴とする低散乱構造が得られる。それらの合金は、焼き戻し温度の低下と共に、よりいっそう高い硬度を与え得るが、意図される大抵の用途にとっては、高い耐焼戻し性が非常に望ましい。実施例において見ることができるように、高い炭素および高い合金を有し、高い硬質粒子の体積分率を生じる一部の非常に特定の実施形態では、８ｍｍ^２／sを超える、そして通常は９ｍｍ^２／sを超える熱拡散率を特徴とする低散乱構造と共に６０ＨＲｃを超える硬度が、本発明においては可能である。

本発明においてしばしば望ましい、高レベルの硬度および耐摩耗性を達成するために、かなり高レベルの硬質粒子の体積分率を用いる必要がある。硬質粒子（炭化物、窒化物、ホウ化物、およびそれらの混合物）の体積分率は、しばしば４％を超え、好ましくは５.５％を超え、そして一部の高い摩耗の用途のためには９％さえも超える。一次硬質粒子のサイズは、効果的な耐摩耗性を有しながらも靱性が過度に小さくならないために、非常に重要である。本発明者らは、予期された通り、硬質粒子の所与の体積分率について、硬質粒子のサイズが増大するにつれて、材料の全体的な弾性が減少することを観察した。もう少し驚くべきことに、硬質粒子のサイズが増大した時、粒子それ自体の破壊靱性が維持される場合には全体的な破壊靱性が増大することも観察した。研磨性摩耗耐性に関しては、臨界硬質粒子サイズの存在が観察され、それ未満では、硬質粒子は研磨剤に対して有効でない。この臨界サイズは、研磨剤のサイズおよび標準圧に依存する。研磨粒子のサイズが小さい（通常、２０ミクロン未満）いくつかの用途にとっては、一次硬質粒子を、１０ミクロン未満、または更には６ミクロン未満であるが、いずれの場合にも平均サイズが１ミクロン以上であるものとすることが望ましくあり得る。大きな研摩粒子が摩耗を引き起こす用途にとっては、大きな一次硬質粒子が望ましいであろう。従って、いくつかの用途にとっては、１２ミクロンを超える、しばしば２０ミクロンを超える、そしていくつかの特定の用途については４２ミクロンさえも超える何らかの一次硬質粒子とすることが望ましい。

機械的強度が耐摩耗性より重要であり、かつ靱性を損ない過ぎることなくそのような機械的強度を達成することが望ましい用途にとっては、小さい二次硬質粒子の体積分率は非常に重要である。本文書中、小さい二次硬質粒子は、最大相当径（硬質粒子における最大面を有する断面に相当する面を有する円の直径）が７.５ｎｍ未満のものである。そのため、そのような用途のためには、小さい二次硬質粒子の体積分率が０.５％を超えることが望ましい。熱間加工用途についての機械的特性の飽和はおよそ０.６％で起こると思われるが、いくぶん低い温度において高い塑性変形耐性を必要とするいくつかの用途にとっては、これらの０.６％より高い量、しばしば０.８％を超える量、そして０.９４％さえ超える量とすることが有利であることを発明者らは観察した。二次炭化物の形態（サイズを含む）および体積分率は熱処理により変化するため、ここで提示される値は、適切な熱処理により達成できる値を示している。

主には機械的強度の増大により、そして特には、かなりの高温まで維持される降伏強度の増大により、コバルトは、熱間工具鋼においてしばしば使用されてきた。こうした降伏強度の増大は固溶体を通じて達成されるため、靱性においてかなりの負の影響を持つ。この目的のために使用される一般的なＣｏの量は３％である。靱性における負の影響以外に、熱伝導率における負の影響もよく知られている。本発明の組成範囲内において、Ｃｏを使用し、降伏強度／靱性の関係性を向上できることを本発明者らは分かった。これは、Ｃｏは二次硬質粒子の核形成を促進することができ、従ってその大きさを小さく保つことができるためである。本発明のいくつかの組成物について、Ｃｏを加えた時に、熱拡散率が確かに室温において低下するが、適切な熱機械的処理を適用すれば、より高い温度（通常、４００℃を上回る）において実際に上昇し得ることも分かった。％Ｃｏが１.３％を上回り、好ましくは１.５％を上回り、そして最適には２.４％を上回る時に最良の結果が得られることを発明者らは分かった。また、％Ｃは、３.２％、好ましくは３.４％、そして最適には３.６％を超えるべきである。高温での熱伝導率がその用途にとって最も重要である場合、％Ｖが過度にならないように特に注意する必要があり、％Ｖは、２.８％未満、好ましくは２.３％未満、そして最適には１.７％未満に保たれるべきである。最後に、％Ｍｏｅｑは、通常３.３％、しばしば３.５％、そして４.０％さえ超えるべきである。かなり高いオーステナイト化温度および異常に高い焼き戻し温度を伴う熱処理が選択される必要があり、実際、６３０℃以上の少なくとも一回の焼き戻しサイクルにて５５ＨＲｃを超えるものがよく達成され、６６０℃以上において１回の焼き戻しサイクルを用いてさえ５０ＨＲｃを維持できる。今説明した組成規則と共に適切な熱機械的処理を実施して、高温での散乱を最小化する必要があり、最適化された構成は、６００℃もの高い測定温度において、５.８ｍｍ２／sを超える、しばしば６.１ｍｍ２／sを超える、そして６.５ｍｍ２／sさえも超える拡散率を提供することを特徴とする。

炭化物系Ｍｏ_ｘＷ_３-ｘＦｅ_３Ｃに主に留まる場合、本発明において％Ｗ、％Ｍｏおよび％Ｃの含有量のバランスをとるための好ましい方法の一つは、以下の合金規則に従うことによる：
％Ｃ_ｅｑ＝０.４＋（％Ｍｏ_{ｅｑ（ｒｅａｌ）}-４）×０.０４１７３
（式中、Ｍｏ_{ｅｑ（ｒｅａｌ）}＝％Ｍｏ＋（ＡＭｏ／ＡＷ）×％Ｗである。）
ＡＭｏ − モリブデンの原子量（９５.９４ｕ）；
ＡＷ − タングステンの原子量（１８３.８４ｕ）；
従って最終的には、Ｍｏ_{ｅｑ（ｒｅａｌ）}＝％Ｍｏ＋０.５２×％Ｗとなる。

該式をパラメーターＫ＝％Ｃ_ｅｑ／（０.４＋（％Ｍｏ_{ｅｑ（ｒｅａｌ）}-４）×０.０４１７３）に標準化した場合、本発明にとってこのパラメーターの望ましい値は以下の通りである。
炭素含有量が低い場合（即ち、％Ｃｅｑ＜０.３９、好ましくは％Ｃｅｑ＜０.３６、そして最適には％Ｃｅｑ＜０.３５）、パラメーターＫは、０.７５、好ましくは０.７６、より好ましくは０.８６、そして最適には０.８８を超えるべきであることが観察された。実際、非常に高い耐摩耗性を要求する用途に関するいくつかの実施形態のためには、Ｋは、通常、０.９２より高くなるだろう。既述の通り、炭素を炭化物に強力に結合させる元素を加えた場合、より高いコストの見返りとして、非常に良好な性能が得られるだろう。ここで、低い％Ｃｅｑを扱う場合には、％Ｈｆ、％Ｚｒ、％Ｔａおよび％Ｎｂを足した量が、０.０７％、好ましくは０.０９％、そして最適には０.１％を超えることが特に望ましい。一部の用途にとってＮｂは熱拡散率にかなりの悪影響を与え得ることを考えると、それは望ましくなく（％Ｎｂ＜０.０９）、そのため、和におけるＨｆ、ＺｒおよびＴａの含有量は、０.０１％、好ましくは０.０７％を超えるべきであり、非常に高い熱拡散率と共に高い耐摩耗性を要求し、かつ硬質炭化物の主要な形成体としてＺｒが選択される用途においては、０.１４％を超える、好ましくは０.２％を超える、そして０.４％さえも超える含有量が望ましいだろう。強い炭素結合体が存在する場合、本明細書に記載されるように、低い炭素含有量を有する合金について、Ｋの制約はおよそ３％〜５％緩和され得る。

一方、炭素含有量が低くない場合（即ち、％Ｃｅｑ＞＝０.３９、好ましくは％Ｃｅｑ＞＝０.３６、そして最適には％Ｃｅｑ＞＝０.３５）、パラメーターＫは、０.６、好ましくは０.７５、より好ましくは０.８４、そして最適には０.８７を超えるべきである。この場合、前段落に記載されるようにして、炭素（窒素またはホウ素）を炭化物（窒化物、ホウ化物、または混合物）に強力に結合させる元素が使用される場合、Ｋの制約は非常に激しく緩和され得、いくつかの用途にとっては除外されることもあり得る。

通常は最も厳格な様式で、他の全ての合金および熱処理規則を遵守すれば、非常に高いＫの値に対して、耐摩耗性と熱拡散率との良好な組み合わせを得ることができることを著者らは観察したが、当然ながら、Ｋが３を、好ましくは１.５を、そして最適には１.３を超えない時に、最良の結果が得られる。

選択された用途にとっての主な目的が、可能な最も高いレベルの硬度に対して熱拡散率を最大化することである場合、特に上述のように炭化物との溶解において、この合金規則を非常に低いレベルの％Ｃｒと共に適用した時に、特に興味深い実施形態となる。

直近の数段落に記載されるよりも遥かに高いレベルの％Ｍｏおよび％Ｗを使用した時に、かなり高い熱拡散率および耐摩耗性を達成できることもまた、著者らは観察した。所与の硬度レベルについての熱拡散率のレベルは、以前に記載した合金規則を適用した時のような高い値には最適化され得ない。何より、これはかなり高いコストとなるため、明らかに大抵の用途にとっては好ましい方法ではないが、何らかの非常に具体的な場合については有利であり得る。例えば、特別な酸化の色が望ましい場合、または、フェライト／パーライトの焼入性を伸ばすことが望まれ、そして遥かに効果的な他の元素の使用が推奨できない場合である。そのような場合、パラメーターＫはかなり低く選択される必要があり、実際、それは、０.８１未満、好ましくは０.７９未満、そして最適には０.７５未満とすべきである。これは、通常、０.３３を超える、０.３５さえ超える、そして時には０.４１を超える、十分に大きな％Ｃｅｑの値に対して起こる必要がある。

本発明の教示は、％Ｍｏｅｑ＞３.０％を有する合金について、記載した組成範囲に対して適用できる。より正確には、それを％Ｍｏｅｑ（ｒｅａｌ）の観点で記述でき、その場合、殆どの用途について、本教示は３.３％を上回る値で機能し、用途の点で更に汎用的には％Ｍｏｅｑ（ｒｅａｌ）＞３.６％の値で機能し、また％Ｍｏｅｑ（ｒｅａｌ）＞３.８％の場合に、該範囲内で高い熱拡散率および耐摩耗性を達成できる組成物の密度が著しく大きくなり、かつ殆どの用途をカバーする（１つの例外は、例えば、例外的に高い硬度または耐摩耗性を伴う用途である。）。同様に、％Ｃｅｑということでは、本発明の教示は、０.３１％より高い値で既に機能するが、％Ｃｅｑ＞０.３３％、そして更には％Ｃｅｑ＞０.３６％の場合に、該範囲内で高い熱拡散率および耐摩耗性を達成できる組成物の密度が著しく大きくなり、かつ殆どの用途をカバーする（１つの例外は、例えば、例外的に高い硬度または耐摩耗性を伴う用途である。）。

機械加工性を向上させるために、Ｓ、Ａｓ、Ｔｅ、Ｂｉ、または、Ｐｂ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｓｅ、Ｓｂ等でさえ、２％にさえなり得るＣｕを除き、１％の最大含有量で使用できる。対照的に、最も一般的な物質である硫黄は、機械加工性を増大させるために通常使用されるレベルにおいて、マトリックスの熱伝導率に対する軽度の負の影響を持つ。しかしながら、その存在は、Ｍｎとバランスを取られなければならない。これは、全てを球形の二硫化マンガンの形態（靱性への悪影響がより少ない）とし、そしてまた、熱伝導率が最大化される必要がある場合に、固溶体中に残留する２つの元素の量を可能な限り小さくする試みにおいてである。

機械的特性または環境劣化耐性の何らかの特定の組み合わせを探すために、他の焼き入れ機構を使用できる。所望の特性を最大化しながらも、熱伝導率に対する悪影響を可能な限り最小化しようと試みることが常に意図される。Ｃｕ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｉ等（Ｃｒのような、炭素への親和性がより低いいくつかの炭化物形成体を含む）を有する固溶体、および侵入型の固溶体（主に、Ｃ、ＮおよびＢ）。この目的のために、Ｎｉ_３Ｍｏ、ＮｉＡｌ、Ｎｉ_３Ｔｉのような金属間化合物形成（また、ＮｉおよびＭｏの金属間化合物形成。少量のＡｌおよびＴｉを加えることができるが、Ｔｉについては、Ｍ_３Ｆｅ_３Ｃ炭化物で溶けるため、特に注意しなければならず、最大で２％を使用すべきである。）による析出も使用できる。最後に、他の炭化物型も使用できるが、本文書全体にわたって説明している通り、炭化物形成体が非常に高い炭素との親和性を示さない限り、高レベルの熱伝導率を維持することは通常困難である。固溶体による硬化剤として、またはＮｉ金属間化合物析出の触媒として、Ｃｏを用いることができ、その含有量は、６％より高いことは稀である。これらの元素のいくつかはまた、Ｍ_３Ｆｅ_３Ｃ炭化物中または他の（Ｆｅ、Ｍｏ、Ｗ）炭化物中に溶けた時にそれほど有害でない。これは、特にＺｒおよびＨｆに当てはまり、より低い程度ではＴａに当てはまり、これらはまた、ＶおよびＮｂの溶解度を制限し得る。

重量パーセントで量を測定した場合、炭化物の原子量および形成された種類は、使用された元素の量が大きいか、または小さいかを決定する。そのため、例えば、２％Ｖは４％Ｗより遥かに大きい。他の存在する炭化物中に溶けない限り、ＶはＭＣ炭化物を形成する傾向がある。従って、炭化物ユニットを形成するためには、１ユニット量のＶのみが必要であり、原子量は５０.９４１５である。Ｗは、熱間加工鋼においてＭ_３Ｆｅ_３Ｃ炭化物を形成する傾向がある。そのため、炭化物ユニットを形成するためには３ユニットのＷが必要であり、原子量は１８３.８５である。従って、４％Ｗを用いてよりも５.４倍の炭化物ユニットが、２％Ｖを用いて形成され得る。

本発明の工具鋼は任意の冶金処理により製造でき、中でも最も一般的には、砂型鋳造、ロストワックス鋳造、連続鋳造、電気炉内での溶融、真空誘導溶解である。粉末冶金加工もまた、任意の種類の微粒子化と、最後にこれに引き続いての圧縮（いくつか挙げると、ＨＩＰ、ＣＩＰ、コールドプレスまたはホットプレス、焼結（液相を伴うまたは伴わない；焼結プロセスが生じる方法に依らない；材料全体で同時、層毎、または局所的であるのかに依らない）、レーザーキュジング（laser cusing）、溶射成形、溶射または熱コーティング、冷却スプレー）と共に使用できる。所望の形状を有する合金を直接得ることもできるし、あるいは、他の冶金加工により改良することもできる。ＶＤ、ＥＳＲ、ＡＯＤ、ＶＡＲのような任意の精錬冶金加工を適用できる。鍛造または圧延、ブロックの３次元鍛造でさえ、靱性を増大させるために頻繁に使用される。本発明の工具鋼は、バー、ワイヤまたは粉末（とりわけ、はんだまたは溶接合金として使用するため）の形態で得ることができる。低コストの合金鋼マトリックスでさえ製造可能であり、本発明の鋼から作られたロッドまたはワイヤ溶接することによりマトリックスの重要な部分に本発明の鋼を適用する。また、レーザー、プラズマまたは電子ビーム溶接を、本発明の鋼から作られた粉末またはワイヤを用いて行うことができる。本発明の鋼はまた、溶射技術を用いて、別の材料の表面の一部分に適用するためにも使用され得る。明らかに、本発明の鋼は、例えば別個の相として組み込まれる時に、複合材料の一部分として使用でき、あるいは、多相材料中の一つの相として得ることができる。また、他の相または粒子が組み込まれたマトリックスとして使用される場合、混合を行う方法はいずれであってもよい（例えば、機械攪拌、磨滅、異なる材料の２以上のホッパーを用いた投入等）。

高い熱機械的負荷および耐摩耗性の下における部品の製造のため、または、基本的に、摩耗および熱疲労のために不具合を起こしやすいあらゆる部品の製造、または、高い耐摩耗性の要件を有し、その高い熱伝導率を利用する部品の製造のために、本発明の工具鋼を使用できる。利点としては、より速い熱輸送、または、作業温度の低下である。例えば、燃焼機関（エンジンブロックのリング等）、リアクター（化学業界においても）、熱交換器、発電機、または、一般に、あらゆる電力処理機械の構成部品である。鍛造（開放型または密閉型）、押し出し、圧延、鋳造および金属チクソ形成用の型。その全ての形態における熱可塑性物質および熱硬化性物質の塑性加工用の型。一般に、あらゆるマトリックス、工具または部品が、耐摩耗性および熱疲労の増大から恩恵を受けることができる。また、大量のエネルギー放出を伴う（ステンレス鋼またはＴＲＩＰ鋼等）または高温で働く（シートの熱間切断、加熱成形）材料形成型または打ち抜き型のように、より良好な熱管理から恩恵を受ける型、工具、または部品。

更なる実施形態は従属請求項に記載されている。

いくつかの実施例は、異なる熱間加工用途のために本発明の鋼組成物をより高い精度で特定できる方法を示す。

実施例１
シートのスタンピングまたはプレス硬化用の型。この場合、可能な最大の熱拡散率が高い硬度において望まれる。所望される耐摩耗性は、シートのコーティングに依存する。

− Ｚｎ、ＡＩＳｉまたは他の無機コーティングでコーティングされたシート（特に後述の鋼が粉末冶金によって作成される場合、同じ組成は、熱可塑性物質の射出成形金型の製造のために最適化される。）。
この目的のために、本発明の文脈では以下の組成範囲を使用できる：
Ｃ_ｅｑ：０.３〜０.６ Ｃｒ＜３.０％（好ましくは、Ｃｒ＜０.１％）
Ｖ：０〜０.９％（好ましくは、０.３〜０.８％）
Ｓｉ：＜０.１５％（好ましくは％Ｓｉ＜０.１であるが、許容可能なレベルの酸化物含有物を伴う）
Ｍｎ：＜０.５％ Ｍｏ_ｅｑ：３.５〜５.５
（ここで、Ｍｏ_ｅｑ＝％Ｍｏ＋l／２％Ｗであり、かつ
Ｃ_ｅｑ＝％Ｃ＋０.８６×％Ｎ＋１.２×％Ｂである。）
残りの元素は出来るだけ低く保つべきであり、強い炭化物形成体（％Ｔａ、％Ｚｒ、％Ｈｆ）を除いて、いずれの場合も常に０．１５％未満とするべきである。
全ての値は重量パーセントで与えている。

以下の３つの実施例は、得ることができる特性を示す。

％Ｃと強く反応して炭化物（そして％Ｎおよび％Ｂも）を形成する元素を用いた時に、高度な最適化が得られる。いくつかの実施例は、得ることができる特性を示す。

− コーティングされておらず、従って、大きいものであり得る酸化鉄を有するシート：
この目的のために、本発明の文脈では以下の組成範囲を使用できる：
Ｃ_ｅｑ：０.４〜０.９ Ｃｒ＜３.０％（好ましくは、Ｃｒ＜０.１％）
Ｖ：０〜２.０％（好ましくは、０.４〜０.８％）
Ｓｉ：＜０.５％
Ｍｎ：＜１.０％ Ｍｏ_ｅｑ：３.５〜９
（ここで、Ｍｏ_ｅｑ＝％Ｍｏ＋１／２ ％Ｗ ｙ、
Ｃ_ｅｑ＝％Ｃ＋０.８６×％Ｎ＋１.２×％Ｂである。
残りの元素は出来るだけ低く保つべきであり、強い炭化物形成体（％Ｔａ、％Ｚｒ、％Ｈｆ）を除いて、いずれの場合も常に０．１５％未満とするべきである。全ての値は重量パーセントで示している。

以下の実施例は、得ることができる特性を示す。

実施例２
密閉型鍛造用。この場合、耐摩耗性と熱疲労とを同時に最適化する必要があり、従って、最大化されたＣＶＮも維持しながらの、最大の熱拡散率および耐摩耗性が望ましい（一次炭化物の存在）。熱衝撃または熱疲労にさらされる型または大型部品については、処理を完全にはマルテンサイト性とすることができない場合であっても、良好なＣＶＮを維持すべきである。その場合、ＳｉまたはＡｌを用いることで厚いセメンタイト（Ｆｅ_３Ｃ）の析出が妨げられるか、あるいは、％Ｎｉを用いることでフェライト−パータイトのゾーンにおける焼入性が向上し、線形熱膨張係数が低減される。この場合、以下の範囲の工具鋼を使用できる（存在する研摩粒子が非常に大きい用途を除いて、粉末冶金鋼）。本発明の鋼は、摩耗が主な不具合の機構である用途にとって特に魅力的である。
この目的のために、本発明の文脈では以下の種類の組成範囲を使用できる：
Ｃ_ｅｑ：０.３〜０.６ Ｃｒ＜０.１％（好ましくは、Ｃｒ＜０.０５％）
Ｓｉ：＜１.４％
Ａｌ：０〜２％
Ｍｎ：＜１.５％ Ｍｏ_ｅｑ：３.０〜７.０
（ここで、Ｍｏ_ｅｑ＝％Ｍｏ＋１／２ ％Ｗである。）
残りの元素は出来るだけ低く保つべきであり、強い炭化物形成体（％Ｔａ、％Ｚｒ、％Ｈｆ）を除いて、いずれの場合も常に０．１５％未満とするべきである。全ての値は重量パーセントで与えている。

５つの実施例は、得ることができる特性を示す。

実施例３
一部の密閉型鍛造用途は、高温での顕著な降伏強度、良好な靱性、特に破壊靱性およびＣＶＮ、そして出来る限り良好な耐摩耗性を必要とする。接触時間が長い場合、または鍛造された部品の温度が高い場合、高温での熱拡散率および良好な耐焼戻し性は最も重要である。この場合、％Ｃｏを正しく使用することが非常に重要である。この目的のために、本発明の文脈では以下の種類の組成範囲を使用できる：
Ｃ_ｅｑ：０.３２〜０.７
Ｖ：＜２.８％
Ｓｉ：＜１.４％
Ｍｎ：＜１.５％
Ｃｏ： １.３〜６％
Ｍｏ_ｅｑ：３.３〜７.０
（ここで、Ｍｏ_ｅｑ＝％Ｍｏ＋l／２ ％Ｗである。）
残りの元素は出来るだけ低く保つべきであり、強い炭化物形成体（％Ｔａ、％Ｚｒ、％Ｈｆ）を除いて、いずれの場合も常に０．１５％未満とするべきである。全ての値は重量パーセントで与えている。

５つの実施例は、得ることができる特性を示す。

実施例４
シートの熱間切断用。この場合、耐摩耗性は、良好な焼入性および靱性（この場合、破壊靱性）を伴って、最大化しなければならない。熱伝導性は、切断縁部における温度を出来るだけ低く保つために非常に重要である。この場合、溶接性の重要性はより低く、小さい挿入物がしばしば用いられるため、合金元素の含有量が高い組成物を使用できる。この目的のために、本発明の文脈では以下の組成範囲を使用できる：
Ｃ_ｅｑ：０.５〜０.９ Ｃｒ＜０.１％（好ましくは、Ｃｒ＜０.０５％）
Ｓｉ：＜０.１５％（好ましくは、Ｓｉ＜０.１％）
Ｖ：０〜２％（Ｍｏ_ｅｑ＞５の場合）、かつ、Ｖ：０〜４％（Ｍｏ_ｅｑ＜５の場合）
Ｍｏ_ｅｑ：５〜１０
（ここで、Ｍｏ_ｅｑ＝％Ｍｏ＋l／２ ％Ｗである。）
残りの元素は出来るだけ低く保つべきであり、強い炭化物形成体（％Ｔａ、％Ｚｒ、％Ｈｆ）を除いて、いずれの場合も常に０．１５％未満とするべきである。全ての値は重量パーセントで与えている。

３つの実施例は、得ることができる特性を示す。

Claims (26)

1. 鋼、特には熱間工具鋼であって、当該鋼は以下の組成（全てのパーセンテージは重量パーセントで表されている。）：
   

   

   残りは、鉄および不可避の不純物からなる
   （ここで、
   ％Ｃ_ｅｑ＝％Ｃ＋０.８６×％Ｎ＋１.２×％Ｂ
   である。）
   を有し、その特徴が、
   ％Ｍｏ＋（１／２）・％Ｗ＞３.０
   である、前記鋼。
2. ％Ｃｅｑ＜０.３５の場合にＫ＞０.７５であるか、
   ％Ｃｅｑ＞＝０.３５の場合にＫ＞０.８４であるか、または
   ％Ｃｅｑ＞＝０.３５の場合に％Ｈｆ＋％Ｚｒ＋％Ｔａ＋％Ｎｂ＞＝０.０１である
   （ここで、
   Ｋ＝％Ｃ_ｅｑ／（０.４＋（％Ｍｏ_{ｅｑ（ｒｅａｌ）}−４）×０.０４１７３）
   かつ、
   ％Ｍｏ_{ｅｑ（ｒｅａｌ）}＝％Ｍｏ＋０.５２×％Ｗ
   である。）、
   請求項１に記載の鋼。
3. ％Ｍｏ_{ｅｑ（ｒｅａｌ）}＞３.３％である、請求項１または２に記載の鋼。
4. ％Ｖ＋％Ｎｂ＋％Ｈｆ＋％Ｚｒ＞０.１である、請求項１〜３のいずれか１項に記載の鋼。
5. ％Ｖ＋％Ｎｂ＋％Ｈｆ＋％Ｚｒ＞１.２である、請求項１〜３のいずれか１項に記載の鋼。
6. ％Ｃ_ｅｑ＞０．３２かつ％Ｃ＞０．３２である、請求項１〜５のいずれか１項に記載の鋼。
7. ％Ｃ_ｅｑ＞０.３６である、請求項１〜５のいずれか１項に記載の鋼。
8. ％Ｃ＞０.４である、請求項１〜５のいずれか１項に記載の鋼。
9. ％Ｍｏ＋（１／２）・％Ｗ＜１０.０である、請求項１〜８のいずれか１項に記載の鋼。
10. ％Ｍｏ＋（１／２）・％Ｗ＜４.５であり、かつ％Ｍｏ＝０〜４.５および％Ｗ＝０〜９である、請求項１〜８のいずれか１項に記載の鋼。
11. ％Ｃｅｑ＜０.３５の場合に％Ｖ＜１.７である、請求項１〜１０のいずれか１項に記載の鋼。
12. ％Ｖ＜１.８である、請求項１〜１０のいずれか１項に記載の鋼。
13. ％Ｎｂ＜０.０９である、請求項１〜１２のいずれか１項に記載の鋼。
14. ％Ｎｉ＜２.９９である、請求項１〜１３のいずれか１項に記載の鋼。
15. ％Ｎｉ＜１.０である、請求項１〜１３のいずれか１項に記載の鋼。
16. ％Ｃｒ＞２の場合に％Ｎｂ＋％Ｔａ＋％Ｚｒ＋％Ｈｆ＞０.２である、請求項１〜１５のいずれか１項に記載の鋼。
17. ％Ｃ_ｅｑ＞０.３２であり、
    ％Ｍｏ_ｅｑ＞３.２であり、かつ、
    ％Ｃｒ＜２.５であり、
    Ｃ_ｅｑ＜＝０.３６の場合に３.５６＜％Ｍｏ_ｅｑ／％Ｃ_ｅｑ＜１１.５であるか、
    ０.３６＜Ｃ_ｅｑ＜＝０.３８の場合に３.５６＜％Ｍｏ_ｅｑ／％Ｃ_ｅｑ＜１４であるか、または
    ０.３８＜Ｃ_ｅｑの場合に３.５６＜％Ｍｏ_ｅｑ／％Ｃ_ｅｑ＜１６.８である
    （ここで、％Ｍｏ_ｅｑ＝％Ｍｏ＋（１／２）・％Ｗである。）、
    請求項１〜１６のいずれか１項に記載の鋼。
18. ％Ｃｅｑ＞＝０.３３かつＫ＜０.８１である
    （ここで、
    Ｋ＝％Ｃ_ｅｑ／（０.４＋（％Ｍｏ_{ｅｑ（ｒｅａｌ）}-４）×０.０４１７３）
    かつ、
    ％Ｍｏ_{ｅｑ（ｒｅａｌ）}＝％Ｍｏ＋０.５２×％Ｗ
    である。）、
    請求項１および３〜１７のいずれか１項に記載の鋼。
19. ５９０℃を上回る温度での少なくとも１回の焼き戻しサイクルを有するマルテンサイト、ベイナイトまたはマルテンサイト−ベイナイト焼入れに供された時に、９ｍｍ^２／ｓ以上の拡散率を特徴とする低散乱構造を有すると共に、４７ＨＲｃを上回る硬度を得ることができる、請求項１〜１８のいずれか１項に記載の鋼。
20. ５９０℃の温度での少なくとも１回の焼き戻しサイクルに供された時に、９ｍｍ^２／ｓを上回る熱拡散率を特徴とする低散乱構造を有すると共に、５３ＨＲｃ以上の硬度を得ることができる、請求項１〜１９のいずれか１項に記載の鋼。
21. ％Ｃ＞０.３２であり、
    ％Ｃo＞１.３であり、かつ、
    ％Ｖ＜２.８である、
    請求項１〜２０のいずれか１項に記載の鋼。
22. ６６０℃を上回る温度での少なくとも１回の焼き戻しサイクルに供された時に、６００℃において５．８ｍｍ^２／ｓ以上である拡散率を特徴とする低散乱構造を有すると共に、５０ＨＲｃ以上の硬度を得ることができる、請求項２１に記載の鋼。
23. 請求項１〜２２のいずれか１項に記載の工具鋼を少なくとも部分的に含む、型、工具または部品。
24. 熱間工具鋼の製造方法であって、請求項１〜１８のいずれか１項に記載の鋼を、５９０℃を上回る温度での少なくとも１回の焼き戻しサイクルを有するマルテンサイト、ベイナイトまたはマルテンサイト−ベイナイト焼入れに供することにより、９ｍｍ^２／ｓ以上の拡散率を特徴とする低散乱構造を有すると共に、４７ＨＲｃを上回る硬度を有する鋼を得ることができることを特徴とする、前記方法。
25. ９ｍｍ^２／ｓ以上の拡散率を特徴とする低散乱構造を有すると共に、５３ＨＲｃを上回る硬度を有する鋼を得ることができる、請求項２４に記載の熱間工具鋼の製造方法。
26. 前記鋼を６６０℃を上回る温度での少なくとも１回の焼き戻しサイクルに供することにより、６００℃において５．８ｍｍ^２／ｓ以上である拡散率を特徴とする低散乱構造を有すると共に、５０ＨＲｃ以上の硬度を有する鋼を得ることができる、請求項２４に記載の熱間工具鋼の製造方法。