JP2016156081A - Alloy tool steel - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、合金工具鋼に関し、さらに詳しくは、合金元素の添加量が少なく、かつ、焼入れ性に優れた合金鋼に関する。 The present invention relates to an alloy tool steel, and more particularly to an alloy steel having a small additive amount of alloy elements and excellent hardenability.
冷間において各種の加工を行うための冷間金型や、各種の機械構造部材に用いられる材料には、硬さ、焼入れ性、コストなどが求められる。これらの材料には、従来、
（ａ）炭素工具鋼、
（ｂ）合金元素の添加量の少ない合金工具鋼、
（ｃ）Ｃｒを多量に添加した冷間ダイス鋼
などが使用されている。
これらの内、冷間ダイス鋼は、冷間金型等に必要な硬さ及び焼入れ性は得られるが、合金元素を多量に添加しているために、コストが高いという問題がある。一方、炭素工具鋼及び合金工具鋼は、冷間金型等に必要な硬さが得られ、かつ低コストであるが、焼入れ性に乏しいという問題がある。
Hardness, hardenability, cost, etc. are required for materials used for cold molds for performing various processes in the cold and various mechanical structural members. These materials have traditionally been
(A) carbon tool steel,
(B) Alloy tool steel with a small amount of alloy element added,
(C) Cold die steel to which a large amount of Cr is added is used.
Among these, the cold die steel can obtain the hardness and hardenability necessary for a cold mold or the like, but has a problem that the cost is high because a large amount of alloy elements are added. On the other hand, carbon tool steel and alloy tool steel have the problem that hardness required for a cold mold or the like is obtained and low in cost but poor in hardenability.
そこでこの問題を解決するために、従来から種々の提案がなされている。
例えば、特許文献１には、Ｃ：０．６１ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．９４ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．７ｍａｓｓ％、Ｃｒ：６．４５ｍａｓｓ％、Ｍｏ：１．８１ｍａｓｓ％、及びＶ：０．３ｍａｓｓ％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる冷間工具鋼が開示されている。
同文献には、上記のような成分とすることによって、焼入れ後において歪み取りのための仕上加工を省略することができ、かつ金型として必要なＨＲＣ５５以上の硬さが得られる点が記載されている。
In order to solve this problem, various proposals have heretofore been made.
For example, Patent Document 1 includes C: 0.61 mass%, Si: 0.94 mass%, Mn: 0.7 mass%, Cr: 6.45 mass%, Mo: 1.81 mass%, and V: 0.3 mass%. , And the balance is made of Fe and inevitable impurities.
This document describes that by using the above-described components, finishing processing for removing distortion after quenching can be omitted, and a hardness of HRC 55 or higher necessary for a mold can be obtained. ing.
特許文献２には、Ｃ：１．０１ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．９８ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．３２ｍａｓｓ％、Ｃｒ：７．４ｍａｓｓ％、Ｍｏ：２．２２ｍａｓｓ％、Ｗ：０．４５ｍａｓｓ％、Ｖ：０．４５ｍａｓｓ％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる冷間工具鋼が開示されている。
同文献には、上記のような成分とすることによって、素材状態で優れた被削性を備えるとともに、焼入れ焼もどしによって優れた工具性能を発揮する点が記載されている。
In Patent Document 2, C: 1.01 mass%, Si: 0.98 mass%, Mn: 0.32 mass%, Cr: 7.4 mass%, Mo: 2.22 mass%, W: 0.45 mass%, V: Cold tool steel containing 0.45 mass%, the balance being Fe and unavoidable impurities is disclosed.
This document describes that by using the above-described components, it has excellent machinability in the raw material state and exhibits excellent tool performance by quenching and tempering.
特許文献３には、Ｃ：０．７２ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．９１ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．２ｍａｓｓ％、Ｃｒ：７．８ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．２６ｍａｓｓ％、Ｗ：０．１３ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０７ｍａｓｓ％、Ｖ：０．０７ｍａｓｓ％、及びＳ：０．０７２ｍａｓｓ％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる冷間金型用鋼が開示されている。
同文献には、上記のような成分とすることによって、５８ＨＲＣ以上の高い硬度と、高い被削性が得られる点が記載されている。
In Patent Document 3, C: 0.72 mass%, Si: 0.91 mass%, Mn: 1.2 mass%, Cr: 7.8 mass%, Mo: 0.26 mass%, W: 0.13 mass%, Ni: A steel for cold mold is disclosed which includes 0.07 mass%, V: 0.07 mass%, and S: 0.072 mass%, the balance being Fe and inevitable impurities.
This document describes that by using the above components, a high hardness of 58 HRC or higher and a high machinability can be obtained.
特許文献４には、Ｃ：０．５４ｍａｓｓ％、Ｓｉ：１．５５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．６８ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１９ｍａｓｓ％、Ｓ：０．３３４ｍａｓｓ％、Ｔｅ：０．０１６ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．７４ｍａｓｓ％、及びＭｏ：０．４５ｍａｓｓ％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる冷間工具鋼が開示されている。
同文献には、上記のような成分とすることによって、硫化物系介在物が鍛伸方向に伸びることにより生じる機械的異方性が改善される点が記載されている。
In Patent Document 4, C: 0.54 mass%, Si: 1.55 mass%, Mn: 0.68 mass%, P: 0.019 mass%, S: 0.334 mass%, Te: 0.016 mass%, Cr: A cold tool steel containing 0.74 mass% and Mo: 0.45 mass% with the balance being Fe and inevitable impurities is disclosed.
This document describes that the mechanical anisotropy generated when the sulfide inclusions extend in the forging direction is improved by using the above components.
さらに、特許文献５には、Ｃ：０．３５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１７ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．６０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：５．５４ｍａｓｓ％、Ｍｏ：３．０６ｍａｓｓ％、Ｖ：０．８４ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００３ｍａｓｓ％、Ｔｅ：０．００３ｍａｓｓ％、及びＣａ：０．００１２ｍａｓｓ％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる熱間工具鋼が開示されている。
同文献には、上記のような成分とすることによって、耐摩耗性や耐ヒートチェック性を低下させることなく、被削性を向上させることができる点が記載されている。
Furthermore, in Patent Document 5, C: 0.35 mass%, Si: 0.17 mass%, Mn: 0.60 mass%, Cr: 5.54 mass%, Mo: 3.06 mass%, V: 0.84 mass%, A hot tool steel containing S: 0.003 mass%, Te: 0.003 mass%, and Ca: 0.0012 mass%, the balance being Fe and inevitable impurities is disclosed.
The document describes that machinability can be improved by reducing the wear resistance and heat check resistance by using the above components.
従来の炭素工具鋼や合金工具鋼においては、焼入れ性を高めるためにＭｎを添加することが行われる。Ｍｎは、焼入れ性を最も向上させる効果的な元素である。しかし、Ｍｎを多量に添加すると、焼入れ後にオーステナイトが多量に残留するため、Ｍｎの添加量には限界がある。そのため、従来の炭素工具鋼や合金工具鋼は、焼入れ性が不十分である。
また、従来の炭素工具鋼や合金工具鋼において十分な硬さを得るためには、焼入れに際して水冷や油冷等の急速冷却が必須となる。しかし、焼入れに際して急速冷却を行うと、冷却中に表面と内部で温度差が大きくなる。特に、肉厚の異なる部分を持つ製品の場合には、厚肉部と薄肉部との冷却速度の差に起因して温度差が大となり、焼入れ（熱処理）に伴う材料の変形（熱処理変形）が大きくなる。
In conventional carbon tool steel and alloy tool steel, Mn is added to improve hardenability. Mn is an effective element that most improves the hardenability. However, if a large amount of Mn is added, a large amount of austenite remains after quenching, so the amount of Mn added is limited. Therefore, the conventional carbon tool steel and alloy tool steel have insufficient hardenability.
Moreover, in order to obtain sufficient hardness in the conventional carbon tool steel or alloy tool steel, rapid cooling such as water cooling or oil cooling is essential for quenching. However, if rapid cooling is performed during quenching, the temperature difference between the surface and the interior increases during cooling. In particular, in the case of products with parts with different thicknesses, the temperature difference becomes large due to the difference in cooling rate between the thick and thin parts, and the material deformation (heat treatment deformation) accompanying quenching (heat treatment) Becomes larger.
本発明が解決しようとする課題は、焼入れにより十分な硬さが得られ、焼入れ性が高く、しかも低コストな合金工具鋼を提供することにある。
また、本発明が解決しようとする他の課題は、焼入れに伴う熱処理変寸の異方性が少ない合金工具鋼を提供することにある。
The problem to be solved by the present invention is to provide an alloy tool steel that is sufficiently hardened by quenching, has high hardenability, and is low in cost.
Another problem to be solved by the present invention is to provide an alloy tool steel with less anisotropy of heat treatment change due to quenching.
上記課題を解決するために本発明に係る合金工具鋼は、以下の構成を備えていることを要旨とする。
（１）前記合金工具鋼は、
０．６７≦Ｃ≦０．７７ｍａｓｓ％、
１．００≦Ｓｉ≦１．２０ｍａｓｓ％、
１．００≦Ｍｎ≦１．２０ｍａｓｓ％、
Ｐ≦０．３ｍａｓｓ％、
０．０５≦Ｓ≦０．１０ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｃｕ≦０．２５ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｎｉ≦０．２５ｍａｓｓ％、
７．０≦Ｃｒ≦８．１ｍａｓｓ％、
０．５０≦Ｍｏ＋(１／２)Ｗ≦０．７０ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｖ≦０．３０ｍａｓｓ％、
Ｎ≦０．０２ｍａｓｓ％、
Ｏ≦０．０１００ｍａｓｓ％、及び、
Ａｌ≦０．１００ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。
（２）前記合金工具鋼は、焼入れ温度から冷却速度：１０℃／ｍｉｎで焼入れした時の硬さが５８ＨＲＣ以上となるものからなる。
In order to solve the above problems, the alloy tool steel according to the present invention is summarized as having the following configuration.
(1) The alloy tool steel is
0.67 ≦ C ≦ 0.77 mass%,
1.00 ≦ Si ≦ 1.20 mass%,
1.00 ≦ Mn ≦ 1.20 mass%,
P ≦ 0.3 mass%,
0.05 ≦ S ≦ 0.10 mass%,
0.01 ≦ Cu ≦ 0.25 mass%,
0.01 ≦ Ni ≦ 0.25 mass%,
7.0 ≦ Cr ≦ 8.1 mass%,
0.50 ≦ Mo + (1/2) W ≦ 0.70 mass%,
0.01 ≦ V ≦ 0.30 mass%,
N ≦ 0.02 mass%,
O ≦ 0.0100 mass%, and
Al ≦ 0.100 mass%
The balance consists of Fe and inevitable impurities.
(2) The alloy tool steel has a hardness of 58 HRC or more when quenched from the quenching temperature at a cooling rate of 10 ° C./min.
合金元素が少なくなるほど、低コストとなるが、焼入れ性は低下する。この場合、必要な硬さを得るには急速冷却が必要となるが、冷却速度が速くなるほど、焼入れ時の熱処理変寸の異方性が大きくなる。一方、合金元素を多量に添加すると、焼入れ性は向上するが、高コストとなる。さらに、鋼中のＣは、焼入れ後の硬さの向上に寄与するが、Ｃ量が過剰になると、焼入れ温度に加熱した際に粗大な炭化物が残留しやすくなる。粗大な炭化物は、焼入れ時における熱処理変寸の異方性の原因となる。 The lower the alloy element, the lower the cost, but the hardenability decreases. In this case, rapid cooling is required to obtain the required hardness. However, the higher the cooling rate, the greater the anisotropy of heat treatment size change during quenching. On the other hand, when a large amount of alloy element is added, the hardenability is improved, but the cost is increased. Furthermore, C in steel contributes to the improvement of hardness after quenching, but if the amount of C is excessive, coarse carbides are likely to remain when heated to the quenching temperature. Coarse carbides cause anisotropy of heat treatment size change during quenching.
これに対し、少なくともＭｎ、Ｃｒ及びＭｏの含有量を最適化すると、材料コストを増加させることなく、焼入れ性を確保することができる。また、Ｃ量を適正化することにより、粗大な炭化物の残存を抑制することができる。そのため、焼入れ後に十分な硬さが得られ、かつ熱処理変寸の異方性も抑制することができる。 On the other hand, when at least the contents of Mn, Cr and Mo are optimized, hardenability can be ensured without increasing the material cost. Further, by adjusting the amount of C, it is possible to suppress the remaining coarse carbides. Therefore, sufficient hardness is obtained after quenching, and anisotropy of heat treatment size change can be suppressed.
以下に、本発明の一実施の形態について詳細に説明する。
［１． 合金工具鋼］
［１．１． 主構成元素］
本発明に係る合金工具鋼は、以下のような元素を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
Hereinafter, an embodiment of the present invention will be described in detail.
[1. Alloy tool steel]
[1.1. Main constituent elements]
The alloy tool steel according to the present invention contains the following elements, with the balance being Fe and inevitable impurities. The kind of additive element, its component range, and the reason for limitation are as follows.
（１） ０．６７≦Ｃ≦０．７７ｍａｓｓ％：
Ｃは、強度及び耐摩耗性を確保するのに必要な元素で、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ等の炭化物形成元素と結合して炭化物を形成する元素である。また、Ｃは、焼入れ時にマトリックスに固溶し、マルテンサイト組織化することによって、硬度を確保する元素である。このような効果を得るためには、Ｃ量は、０．６７ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃ量は、さらに好ましくは、０．６９ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃ量が過剰になると、粗大な炭化物が残存し、割れの発生の起点となったり、あるいは、熱間加工性を低下させる。従って、Ｃ量は、０．７７ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃ量は、さらに好ましくは、０．７４ｍａｓｓ％以下である。
(1) 0.67 ≦ C ≦ 0.77 mass%:
C is an element necessary for ensuring strength and wear resistance, and is an element that forms a carbide by combining with a carbide-forming element such as Cr, Mo, W, V, or Nb. C is an element that ensures hardness by solid solution in the matrix during quenching and martensite organization. In order to obtain such an effect, the C amount needs to be 0.67 mass% or more. The amount of C is more preferably 0.69 mass% or more.
On the other hand, when the amount of C is excessive, coarse carbides remain, which becomes a starting point of cracking or reduces hot workability. Therefore, the amount of C needs to be 0.77 mass% or less. The amount of C is more preferably 0.74 mass% or less.
（２） １．００≦Ｓｉ≦１．２０ｍａｓｓ％：
Ｓｉは、主にマトリックスに固溶し、炭化物の析出を促進し、２次硬化を高める元素である。このような効果を得るためには、Ｓｉ量は、１．００ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｓｉ量が過剰になると、焼入れ性が低下する。従って、Ｓｉ量は、１．２０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
(2) 1.00 ≦ Si ≦ 1.20 mass%:
Si is an element that mainly dissolves in the matrix, promotes precipitation of carbides, and enhances secondary hardening. In order to obtain such an effect, the amount of Si needs to be 1.00 mass% or more.
On the other hand, when the amount of Si becomes excessive, the hardenability decreases. Therefore, the amount of Si needs to be 1.20 mass% or less.
（３） １．００≦Ｍｎ≦１．２０ｍａｓｓ％：
Ｍｎは、焼入れ性を向上させる元素である。高い焼入れ性を得るためには、Ｍｎ量は、１．００ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｍｎ量が過剰になると、熱間加工性が低下する。従って、Ｍｎ量は、１．２０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
(3) 1.00 ≦ Mn ≦ 1.20 mass%:
Mn is an element that improves hardenability. In order to obtain high hardenability, the amount of Mn needs to be 1.00 mass% or more.
On the other hand, when the amount of Mn becomes excessive, hot workability deteriorates. Therefore, the amount of Mn needs to be 1.20 mass% or less.
（４） Ｐ≦０．３ｍａｓｓ％：
Ｐは、鋼中に不可避的に含まれる。Ｐは、結晶粒界に偏析し、靱性を低下させる原因となる。従って、Ｐ量は、０．３ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｐ量は、さらに好ましくは、０．１ｍａｓｓ％以下である。
(4) P ≦ 0.3 mass%:
P is inevitably contained in the steel. P segregates at the grain boundaries and causes toughness to decrease. Therefore, the amount of P needs to be 0.3 mass% or less. The amount of P is more preferably 0.1 mass% or less.
（５） ０．０５≦Ｓ≦０．１０ｍａｓｓ％：
Ｓは、鋼中に不可避的に含まれる。また、Ｓは、被削性を向上させるために積極的に添加されることもある。本発明では、積極的にＳを添加することによってＭｎＳを形成し、被削性を向上させる。このような効果を得るためには、Ｓ量は、０．０５ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｓ量が過剰になると、熱間加工性が低下する。従って、Ｓ量は、０．１０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｓ量は、さらに好ましくは、０．０８ｍａｓｓ％以下である。
(5) 0.05 ≦ S ≦ 0.10 mass%:
S is inevitably contained in the steel. Moreover, S may be positively added in order to improve machinability. In the present invention, by actively adding S, MnS is formed and machinability is improved. In order to obtain such an effect, the amount of S needs to be 0.05 mass% or more.
On the other hand, when the amount of S becomes excessive, hot workability decreases. Therefore, the amount of S needs to be 0.10 mass% or less. The amount of S is more preferably 0.08 mass% or less.
（６） ０．０１≦Ｃｕ≦０．２５ｍａｓｓ％：
Ｃｕは、オーステナイトを安定化させる元素である。焼入れ温度でオーステナイト組織を得るためには、Ｃｕ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｃｕ量が過剰になると、残留オーステナイト量が増加し、寸法の経年変化を引き起こす。また、過剰のＣｕは、熱間加工性を低下させる。従って、Ｃｕ量は、０．２５ｍａｓｓ％以下である必要がある。
(6) 0.01 ≦ Cu ≦ 0.25 mass%:
Cu is an element that stabilizes austenite. In order to obtain an austenitic structure at the quenching temperature, the amount of Cu needs to be 0.01 mass% or more.
On the other hand, when the amount of Cu becomes excessive, the amount of retained austenite increases and causes aging of the dimensions. Moreover, excess Cu reduces hot workability. Therefore, the amount of Cu needs to be 0.25 mass% or less.
（７） ０．０１≦Ｎｉ≦０．２５ｍａｓｓ％：
Ｎｉは、オーステナイトを安定化させる元素である。焼入れ温度でオーステナイト組織を得るためには、Ｎｉ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｎｉ量が過剰になると、残留オーステナイト量が増加し、寸法の経年変化を引き起こす。従って、Ｎｉ量は、０．２５ｍａｓｓ％以下である必要がある。
(7) 0.01 ≦ Ni ≦ 0.25 mass%:
Ni is an element that stabilizes austenite. In order to obtain an austenitic structure at the quenching temperature, the Ni amount needs to be 0.01 mass% or more.
On the other hand, when the amount of Ni becomes excessive, the amount of retained austenite increases and causes aging of the dimensions. Therefore, the amount of Ni needs to be 0.25 mass% or less.
（８） ７．０≦Ｃｒ≦８．１ｍａｓｓ％：
Ｃｒは、耐食性、及び焼入れ性を向上させる。このような効果を得るためには、Ｃｒ量は、７．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃｒ量は、さらに好ましくは、７．４５ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃｒ量が過剰になると、焼入れ温度でのオーステナイトのＣ固溶量が少なくなり、必要な硬さが得られない。従って、Ｃｒ量は、８．１ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃｒ量は、さらに好ましくは、７．７５ｍａｓｓ％以下である。
(8) 7.0 ≦ Cr ≦ 8.1 mass%:
Cr improves corrosion resistance and hardenability. In order to obtain such an effect, the Cr amount needs to be 7.0 mass% or more. The amount of Cr is more preferably 7.45 mass% or more.
On the other hand, when the amount of Cr becomes excessive, the amount of C solid solution of austenite at the quenching temperature decreases, and the required hardness cannot be obtained. Therefore, the Cr amount needs to be 8.1 mass% or less. The amount of Cr is more preferably 7.75 mass% or less.
（９） ０．５０≦Ｍｏ＋(１／２)Ｗ≦０．７０ｍａｓｓ％：
Ｍｏは、パーライトノーズを長時間側に移行させ、焼入れ性を向上させる。また、Ｍｏは、２次硬化量を増加させる。ＷもＭｏと同様の効果が得られるが、Ｗの比重はＭｏの約２倍である。そのため、ＷによりＭｏと同等の効果を得るためには、Ｗは、Ｍｏの２倍の量を添加する必要がある。焼入れ性を向上させ、かつ、２次硬化量を増加させるためには、Ｍｏ＋(１／２)Ｗ（以下、「Ｍｏ当量」という）は、０．５０ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｍｏ当量が過剰になると、焼入れ後に残存する炭化物量が過剰になる。従って、Ｍｏ当量は、０．７０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
(9) 0.50 ≦ Mo + (1/2) W ≦ 0.70 mass%:
Mo shifts the pearlite nose to the long time side and improves hardenability. Moreover, Mo increases the secondary curing amount. W has the same effect as Mo, but the specific gravity of W is about twice that of Mo. Therefore, in order to obtain the same effect as Mo by W, W needs to be added in an amount twice that of Mo. In order to improve the hardenability and increase the secondary hardening amount, Mo + (1/2) W (hereinafter referred to as “Mo equivalent”) needs to be 0.50 mass% or more.
On the other hand, when the Mo equivalent becomes excessive, the amount of carbide remaining after quenching becomes excessive. Therefore, Mo equivalent needs to be 0.70 mass% or less.
（１０） ０．０１≦Ｖ≦０．３０ｍａｓｓ％：
Ｖは、炭化物を形成し、焼入れ時の結晶粒成長を防止する。このような効果を得るためには、Ｖ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｖ量が過剰になると、粗大な炭窒化物が形成され、衝撃値が低下する。従って、Ｖ量は、０．３０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
(10) 0.01 ≦ V ≦ 0.30 mass%:
V forms carbides and prevents crystal grain growth during quenching. In order to obtain such an effect, the V amount needs to be 0.01 mass% or more.
On the other hand, when the amount of V becomes excessive, coarse carbonitrides are formed, and the impact value decreases. Therefore, the amount of V needs to be 0.30 mass% or less.
（１１） Ｎ≦０．０２ｍａｓｓ％：
Ｎは、侵入型元素であり、マルテンサイト組織の硬さの向上に寄与する。また、Ｎは、同じ侵入型元素のＣに比べて、γ安定化能が強い。さらに、Ｎは、固溶状態で耐食性の向上に寄与する。Ｎは、鋼中に不可避的に含まれる。
一方、Ｎ量が過剰になると、凝固中の窒素の濃化により窒素ガス噴出の限界を超えてしまい、インゴットにボイドが生ずる。従って、Ｎ量は、０．０２ｍａｓｓ％以下である必要がある。
(11) N ≦ 0.02 mass%:
N is an interstitial element and contributes to the improvement of the hardness of the martensite structure. In addition, N has a stronger γ-stabilizing ability than C of the same interstitial element. Furthermore, N contributes to improvement of corrosion resistance in a solid solution state. N is inevitably contained in the steel.
On the other hand, if the amount of N becomes excessive, the concentration of nitrogen during solidification will exceed the limit of nitrogen gas ejection, resulting in voids in the ingot. Therefore, the N amount needs to be 0.02 mass% or less.
（１２） Ｏ≦０．０１００ｍａｓｓ％：
Ｏは、鋼中に不可避的に含まれる元素である。Ｏ量が過剰になると、Ａｌ、Ｓｉと粗大な酸化物を形成して介在物となり、靱性及び鏡面性を低下させる。従って、Ｏ量は、０．０１００ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｏ量は、さらに好ましくは、０．００５０ｍａｓｓ％以下である。
(12) O ≦ 0.0100 mass%:
O is an element inevitably contained in the steel. When the amount of O becomes excessive, a coarse oxide is formed with Al and Si to become inclusions, and toughness and specularity are lowered. Therefore, the amount of O needs to be 0.0100 mass% or less. The amount of O is more preferably 0.0050 mass% or less.
（１３） Ａｌ≦０．１００ｍａｓｓ％：
Ａｌは、酸素量低下のために精錬時に添加され、不可避的に含まれる。しかし、Ａｌ量が過剰になると、鋼中にＡｌ2Ｏ3からなる多量の介在物が生成し、衝撃値などを低下させる。従って、Ａｌ量は、０．１００ｍａｓｓ％以下である必要がある。
(13) Al ≦ 0.100 mass%:
Al is added at the time of refining to reduce the amount of oxygen, and is inevitably contained. However, when the amount of Al becomes excessive, a large amount of inclusions made of Al 2 O 3 are generated in the steel, and the impact value and the like are lowered. Therefore, the amount of Al needs to be 0.100 mass% or less.
［１．２． 副構成元素］
本発明に係る合金工具鋼は、上述した主構成元素に加えて、以下の１種又は２種以上の元素をさらに含んでいても良い。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
[1.2. Sub-constituent elements]
In addition to the main constituent elements described above, the alloy tool steel according to the present invention may further include one or more of the following elements. The kind of additive element, its component range, and the reason for limitation are as follows.
（１４） ０．００１≦Ｎｂ≦０．３０ｍａｓｓ％：
（１５） ０．００１≦Ｔａ≦０．３０ｍａｓｓ％：
（１６） ０．００１≦Ｔｉ≦０．２０ｍａｓｓ％：
（１７） ０．００１≦Ｚｒ≦０．３０ｍａｓｓ％：
Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、及び、Ｚｒは、いずれも、炭化物、窒化物を形成し、焼入れでの結晶粒粗大化を防止する。このような効果を得るためには、これらの元素の含有量は、それぞれ、上記の下限値以上が好ましい。
一方、これらの元素の含有量が過剰になると、粗大な炭化物、窒化物を形成し、衝撃値が低下する。従って、これらの元素の含有量は、それぞれ、上記の上限値以下が好ましい。
なお、これらの元素は、いずれか１種を含んでいても良く、あるいは、２種以上を含んでいても良い。
(14) 0.001 ≦ Nb ≦ 0.30 mass%:
(15) 0.001 ≦ Ta ≦ 0.30 mass%:
(16) 0.001 ≦ Ti ≦ 0.20 mass%:
(17) 0.001 ≦ Zr ≦ 0.30 mass%:
Nb, Ta, Ti, and Zr all form carbides and nitrides and prevent crystal grain coarsening during quenching. In order to obtain such an effect, the content of these elements is preferably not less than the above lower limit value.
On the other hand, when the content of these elements is excessive, coarse carbides and nitrides are formed, and the impact value is lowered. Therefore, the content of these elements is preferably not more than the above upper limit value.
In addition, these elements may contain any 1 type, or may contain 2 or more types.
（１８） ０．０１≦Ｓｅ＋Ｔｅ≦０．１５ｍａｓｓ％：
Ｓｅ及びＴｅは、いずれも、被削性を改善する。このような効果を得るためには、Ｓｅ及びＴｅの総量は、０．０１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｓｅ及びＴｅの総量が過剰になると、熱間加工性が低下する。従って、Ｓｅ及びＴｅの総量は、０．１５ｍａｓｓ％以下が好ましい。
なお、Ｓｅ及びＴｅは、いずれか一方が含まれていても良く、あるいは、双方が含まれていても良い。
(18) 0.01 ≦ Se + Te ≦ 0.15 mass%:
Both Se and Te improve machinability. In order to obtain such an effect, the total amount of Se and Te is preferably 0.01 mass% or more.
On the other hand, when the total amount of Se and Te is excessive, hot workability is reduced. Therefore, the total amount of Se and Te is preferably 0.15 mass% or less.
One of Se and Te may be included, or both may be included.
（１９） ０．０１≦Ｐｂ＋２Ｂｉ≦０．１５ｍａｓｓ％：
Ｐｂ及びＢｉは、いずれも、被削性を改善する。このような効果を得るためには、Ｐｂ＋２Ｂｉは、０．０１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｐｂ＋２Ｂｉが過剰になると、熱間加工性が低下する。従って、Ｐｂ＋２Ｂｉは、０．１５ｍａｓｓ％以下が好ましい。
なお、Ｐｂ及びＢｉは、いずれか一方が含まれていても良く、あるいは、双方が含まれていも良い。また、Ｂｉは、Ｐｂの１／２の量でＰｂと同等の効果が得られる。これは、Ｂｉは、Ｐｂよりも融点が低く、また密度が低いため、同体積にするために必要な重量が小さくなるためである。
また、Ｓｅ及び／又はＴｅと、Ｐｂ及び／又はＢｉは、いずれか一方が含まれていても良く、あるいは、双方が含まれていても良い。
(19) 0.01 ≦ Pb + 2Bi ≦ 0.15 mass%:
Both Pb and Bi improve machinability. In order to obtain such an effect, Pb + 2Bi is preferably 0.01% by mass or more.
On the other hand, when Pb + 2Bi becomes excessive, hot workability deteriorates. Therefore, Pb + 2Bi is preferably 0.15 mass% or less.
One of Pb and Bi may be included, or both may be included. In addition, Bi has the same effect as Pb in an amount 1/2 that of Pb. This is because Bi has a lower melting point and lower density than Pb, so that the weight required for the same volume is reduced.
Further, Se and / or Te and Pb and / or Bi may contain either one or both.
［１．３． 成分バランス］
本発明に係る合金工具鋼は、添加元素が上述した範囲内にあることに加えて、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＷ（以下、これらを総称して「焼入れ性向上元素」という）の総量が次の（ａ）式を満たしているのが好ましい。
８．９０≦Ｍｎ＋Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋(１／２)Ｗ≦１０．０ｍａｓｓ％ ・・（ａ）
[1.3. Ingredient balance]
The alloy tool steel according to the present invention includes Mn, Ni, Cr, Mo, and W (hereinafter collectively referred to as “hardenability improving elements”) in addition to the additive elements being in the above-described range. It is preferable that the total amount satisfies the following formula (a).
8.90 ≦ Mn + Ni + Cr + Mo + (1/2) W ≦ 10.0 mass% (a)
焼入れ性向上元素の総量が多くなるほど、遅い冷却速度で十分な硬さが得られる。このような効果を得るためには、焼入れ性向上元素の総量は、８．９０ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、焼入れ性向上元素の総量が過剰になると、材料コストが増大する。従って、焼入れ性向上元素の総量は、１０．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
As the total amount of the hardenability improving element increases, sufficient hardness can be obtained at a slower cooling rate. In order to obtain such an effect, the total amount of hardenability improving elements is preferably 8.90 mass% or more.
On the other hand, when the total amount of the hardenability improving element becomes excessive, the material cost increases. Therefore, the total amount of the hardenability improving element is preferably 10.0 mass% or less.
［１．４． 炭化物の面積率］
鋼中に析出した炭化物は、焼入れ温度に加熱した際に粒界移動を抑制し、結晶粒の粗大化を抑制する作用がある。しかし、焼入れ時にマトリックス／炭化物界面が拘束されるため、熱処理変寸の異方性の原因となる。そのため、粗大な炭化物（具体的には、円相当径で５μｍ以上の炭化物）は、少ないほどよい。
[1.4. Carbide area ratio]
The carbide precipitated in the steel has the effect of suppressing grain boundary movement and heating of crystal grains when heated to the quenching temperature. However, since the matrix / carbide interface is constrained during quenching, it causes anisotropy of heat treatment size change. Therefore, the smaller the coarse carbide (specifically, the carbide having an equivalent circle diameter of 5 μm or more), the better.
焼入れ時の熱処理変寸の異方性を抑制するためには、焼入れ状態での円相当径：５μｍ以上の炭化物の面積率は、０．５％以下が好ましい。
成分を最適化することに加えて、焼入れ条件を最適化することにより、微細な炭化物を適量残存させ、かつ、粗大な炭化物の残存を防ぐことができる。
In order to suppress the anisotropy of heat treatment size change at the time of quenching, the area ratio of carbides having a circle equivalent diameter of 5 μm or more in the quenched state is preferably 0.5% or less.
In addition to optimizing the components, by optimizing the quenching conditions, an appropriate amount of fine carbides can be left and coarse carbides can be prevented from remaining.
［１．５． 硬さ及び焼入れ性］
上述したように、各成分を最適化すると、高価な合金元素を多量に添加することなく、冷間金型等に必要な硬さ及び焼入れ性を得ることができる。
具体的には、各成分を最適化することによって、焼入れ温度から冷却速度：１０℃／ｍｉｎで焼入れした時に、５８ＨＲＣ以上の硬さが得られる。
ここで、「焼入れ温度」とは、マトリックスに炭化物を固溶させるために保持する急冷開始前の温度をいう。本発明に係る合金工具鋼の場合、焼入れ温度は、１０２０℃〜１０５０℃の範囲となる。
「焼戻し温度」とは、靱性を得るために焼入れ完了後の試験片を保持する温度をいう。本発明に係る合金工具鋼の場合、焼戻し温度は、１８０℃〜５２５℃の範囲となる。
[1.5. Hardness and hardenability]
As described above, when each component is optimized, the hardness and hardenability necessary for a cold mold or the like can be obtained without adding a large amount of expensive alloy elements.
Specifically, by optimizing each component, a hardness of 58 HRC or higher is obtained when quenching from the quenching temperature at a cooling rate of 10 ° C./min.
Here, the “quenching temperature” refers to a temperature before the start of rapid cooling that is maintained in order to dissolve carbides in the matrix. In the case of the alloy tool steel according to the present invention, the quenching temperature is in the range of 1020 ° C to 1050 ° C.
“Tempering temperature” refers to the temperature at which a specimen after quenching is held in order to obtain toughness. In the case of the alloy tool steel according to the present invention, the tempering temperature is in the range of 180 ° C to 525 ° C.
［２． 作用］
合金元素が少なくなるほど、低コストとなるが、焼入れ性は低下する。この場合、必要な硬さを得るには急速冷却が必要となるが、冷却速度が速くなるほど、焼入れ時の熱処理変寸の異方性が大きくなる。一方、合金元素を多量に添加すると、焼入れ性は向上するが、高コストとなる。さらに、鋼中のＣは、焼入れ後の硬さの向上に寄与するが、Ｃ量が過剰になると、焼入れ温度に加熱した際に粗大な炭化物が残留しやすくなる。粗大な炭化物は、焼入れ時における熱処理変寸の異方性の原因となる。
[2. Action]
The lower the alloy element, the lower the cost, but the hardenability decreases. In this case, rapid cooling is required to obtain the required hardness. However, the higher the cooling rate, the greater the anisotropy of heat treatment size change during quenching. On the other hand, when a large amount of alloy element is added, the hardenability is improved, but the cost is increased. Furthermore, C in steel contributes to the improvement of hardness after quenching, but if the amount of C is excessive, coarse carbides are likely to remain when heated to the quenching temperature. Coarse carbides cause anisotropy of heat treatment size change during quenching.
これに対し、少なくともＭｎ、Ｃｒ及びＭｏの含有量を最適化すると、材料コストを増加させることなく、焼入れ性を確保することができる。また、Ｃ量を適正化することにより、粗大な炭化物の残存を抑制することができる。そのため、焼入れ後に十分な硬さが得られ、かつ熱処理変寸の異方性も抑制することができる。 On the other hand, when at least the contents of Mn, Cr and Mo are optimized, hardenability can be ensured without increasing the material cost. Further, by adjusting the amount of C, it is possible to suppress the remaining coarse carbides. Therefore, sufficient hardness is obtained after quenching, and anisotropy of heat treatment size change can be suppressed.
（実施例１〜１６、比較例１〜３）
［１． 試料の作製］
表１に示す化学成分を有する原料を真空誘導炉にて溶製し、５０ｋｇの鋼塊を得た。次に、鋼塊を熱間鍛造し、６０ｍｍ角の棒材を得た。さらに、棒材に対して、９００℃で４ｈ保持後、７００℃まで１５℃／ｈで冷却し、球状化焼き鈍しを行った。
(Examples 1-16, Comparative Examples 1-3)
[1. Preparation of sample]
Raw materials having chemical components shown in Table 1 were melted in a vacuum induction furnace to obtain a 50 kg steel ingot. Next, the steel ingot was hot forged to obtain a 60 mm square bar. Further, the bar was held at 900 ° C. for 4 hours, then cooled to 700 ° C. at 15 ° C./h, and subjected to spheroidizing annealing.
［２． 試験方法］
［２．１． 硬さ］
焼鈍後の棒材から１辺１０ｍｍの立方体のブロックを切り出し、焼入れ及び焼戻しを行った。焼入れ温度は、組成に応じて、８５０〜１０４０℃とした。焼入れ時の冷却速度は、１０℃／ｍｉｎとした。焼戻し温度は、組成に応じて、１８０〜５２５℃とした。
焼戻し後の試験片の測定面と接地面とを＃４００まで研磨し、ロックウェルＣスケールにより硬さを測定した。
[2. Test method]
[2.1. Hardness]
A cubic block having a side of 10 mm was cut out from the bar after annealing, and quenched and tempered. The quenching temperature was 850 to 1040 ° C. depending on the composition. The cooling rate during quenching was 10 ° C./min. The tempering temperature was 180 to 525 ° C. depending on the composition.
The measurement surface and the ground contact surface of the test piece after tempering were polished up to # 400, and the hardness was measured by Rockwell C scale.
［２．２． 焼入れ性］
焼鈍後の棒材からφ４ｍｍ×１０ｍｍの試験片を作製した。試験片を焼入れ温度に保持した後、冷却速度を変化させて試験片の焼入れを行った。焼入れ温度は、組成に応じて、８５０〜１０４０℃とした。
焼入れ後の試験片を縦に切断し、試験片の中心部の硬さを測定した。冷却速度と硬さの関係から、ＨＲＣ５８以上が得られる最も遅い冷却速度を求め、これを焼入れ性の指標とした。
[2.2. Hardenability]
A test piece of φ4 mm × 10 mm was produced from the bar after annealing. After holding the test piece at the quenching temperature, the cooling rate was changed to quench the test piece. The quenching temperature was 850 to 1040 ° C. depending on the composition.
The test piece after quenching was cut vertically and the hardness of the center of the test piece was measured. From the relationship between the cooling rate and the hardness, the slowest cooling rate at which HRC58 or higher was obtained was obtained and used as an index of hardenability.
［２．３． 熱処理変寸］
焼鈍後の棒材からφ１０ｍｍ×５０ｍｍの試験片を作製した。この試験片に対して焼入れ及び焼戻しを行った。焼入れ温度は、組成に応じて、８５０〜１０４０℃とした。焼入れ時の冷却は、急冷とした。焼戻し温度は、組成に応じて、１８０〜５２５℃とした。
焼入れ前及び焼戻し後の試験片の寸法から、長さ方向の変寸（＝ΔＬ×１００／Ｌ（％））、及び径方向の変寸（＝ΔＤ×１００／Ｄ（％））を算出した。
[2.3. Heat treatment size change]
A test piece of φ10 mm × 50 mm was prepared from the bar after annealing. The specimen was quenched and tempered. The quenching temperature was 850 to 1040 ° C. depending on the composition. Cooling during quenching was rapid cooling. The tempering temperature was 180 to 525 ° C. depending on the composition.
From the dimensions of the test pieces before quenching and after tempering, the lengthwise change (= ΔL × 100 / L (%)) and the radial change (= ΔD × 100 / D (%)) were calculated. .
［２．４． 炭化物の面積率］
焼鈍後の棒材から１辺１０ｍｍの立方体ブロックからなる試験片を作製した。この試験片に対して焼入れを行った。焼入れ温度は、組成に応じて、８５０〜１０４０℃とした。焼入れ時の冷却は、急冷とした。
焼入れ後の試験片表面の研磨及びエッチングを行った。エッチング面の顕微鏡写真を撮影し、画像解析装置を用いて、炭化物の面積率（＝観察視野の面積に対する円相当径５μｍ以上の炭化物の面積の割合）を求めた。
[2.4. Carbide area ratio]
A test piece consisting of a cubic block with a side of 10 mm was prepared from the bar after annealing. This test piece was quenched. The quenching temperature was 850 to 1040 ° C. depending on the composition. Cooling during quenching was rapid cooling.
The surface of the test piece after quenching was polished and etched. A photomicrograph of the etched surface was taken, and the area ratio of carbides (= the ratio of the area of carbides with an equivalent circle diameter of 5 μm or more to the area of the observation field) was determined using an image analyzer.
［３． 結果］
表２に、焼入れ温度、焼戻し温度、硬さ、焼入れ性、炭化物の面積率、及び熱処理変寸を示す。表２より、以下のことがわかる。
[3. result]
Table 2 shows quenching temperature, tempering temperature, hardness, hardenability, carbide area ratio, and heat treatment size change. Table 2 shows the following.
（１）比較例１、２は、焼入れ性が悪い。また、熱処理変寸も大きく、変寸の異方性も大きい。これは、焼入れ性向上元素の総量が少ないためと考えられる。
（２）比較例３は、焼入れ性向上元素の総量が多いため、焼入れ性は高い。しかし、比較例３は、炭化物の面積率が大きい。また、熱処理変寸も大きく、変寸の異方性も大きい。これは、主としてＣ及びＣｒが過剰であるためと考えられる。
（３）実施例１〜１６は、いずれもＨＲＣ５８以上の硬さと、１０℃／ｍｉｎ以下の焼入れ性が得られた。炭化物の面積率は、いずれも０．５％以下であった。さらに、熱処理変寸も小さく、変寸の異方性も小さかった。
(1) Comparative Examples 1 and 2 have poor hardenability. Moreover, the heat treatment size change is large and the size change anisotropy is also large. This is presumably because the total amount of hardenability improving elements is small.
(2) Since the comparative example 3 has a large total amount of the hardenability improving elements, the hardenability is high. However, Comparative Example 3 has a large carbide area ratio. Moreover, the heat treatment size change is large, and the size change anisotropy is also large. This is presumably because C and Cr are excessive.
(3) In each of Examples 1 to 16, a hardness of HRC 58 or higher and a hardenability of 10 ° C./min or less were obtained. The area ratios of carbides were all 0.5% or less. Furthermore, the heat treatment size change was small, and the size change anisotropy was also small.
以上、本発明の実施の形態について詳細に説明したが、本発明は上記実施の形態に何ら限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲内で種々の改変が可能である。 While the embodiments of the present invention have been described in detail above, the present invention is not limited to the above-described embodiments, and various modifications can be made without departing from the scope of the present invention.
本発明に係る合金工具鋼は、
（１）冷間において鍛造したり、順送型プレスによって加工する際に用いられる冷間金型又はその部品、
（２）機械構造部材、
などの材料に用いることができる。
Alloy tool steel according to the present invention,
(1) Cold mold or its parts used when cold forging or processing by progressive die press,
(2) machine structural members,
It can be used for materials such as.
「冷間金型又はその部品」には、例えば、ブロックパンチ、ボタンダイ、パイロットパンチ、ストレートパンチ、絞りパンチ、絞りダイ、曲げパンチ及びダイ、パンチ型切り刃、ロール型切り刃、ネジや溝の転造型、鍛造型、歯車用パンチ部材ダイス、スエージングダイスなどが含まれる。 “Cold molds or parts thereof” include, for example, block punches, button dies, pilot punches, straight punches, drawing punches, drawing dies, bending punches and dies, punching cutting blades, roll cutting blades, screws and grooves Rolling dies, forging dies, gear punch member dies, swaging dies, and the like.
「機械構造部材」には、例えば、ベースプレート、ガイドプレート、スペーサー、ストリッパ、スクリュープラグ、リテーナー、ガイドブッシュ、ノックブッシュ、ストリッパガイド、ノックアウトピン、シャンク、ガイドポスト、固定キー、塑性加工工具、スクリュー部材、カム部品、シールプレート、ゲージ類などが含まれる。
さらに、上述した「冷間金型若しくはその部品、又は機械構造部材」には、表面にＣＶＤ処理、ＰＶＤ処理、ＴＤ処理、窒化等の表面処理や、ショットピーニング等の表面改質処理を施したものも含まれる。
"Mechanical structural members" include, for example, base plates, guide plates, spacers, strippers, screw plugs, retainers, guide bushes, knock bushes, stripper guides, knockout pins, shanks, guide posts, fixed keys, plastic working tools, screw members , Cam parts, seal plates, gauges, etc.
Furthermore, the above-mentioned “cold mold or its parts, or mechanical structural member” was subjected to surface treatment such as CVD treatment, PVD treatment, TD treatment, nitriding, or surface modification treatment such as shot peening. Also included.
Claims (5)
（１）前記合金工具鋼は、
０．６７≦Ｃ≦０．７７ｍａｓｓ％、
１．００≦Ｓｉ≦１．２０ｍａｓｓ％、
１．００≦Ｍｎ≦１．２０ｍａｓｓ％、
Ｐ≦０．３ｍａｓｓ％、
０．０５≦Ｓ≦０．１０ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｃｕ≦０．２５ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｎｉ≦０．２５ｍａｓｓ％、
７．０≦Ｃｒ≦８．１ｍａｓｓ％、
０．５０≦Ｍｏ＋(１／２)Ｗ≦０．７０ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｖ≦０．３０ｍａｓｓ％、
Ｎ≦０．０２ｍａｓｓ％、
Ｏ≦０．０１００ｍａｓｓ％、及び、
Ａｌ≦０．１００ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。
（２）前記合金工具鋼は、焼入れ温度から冷却速度：１０℃／ｍｉｎで焼入れした時の硬さが５８ＨＲＣ以上となるものからなる。 Alloy tool steel with the following configuration.
(1) The alloy tool steel is
0.67 ≦ C ≦ 0.77 mass%,
1.00 ≦ Si ≦ 1.20 mass%,
1.00 ≦ Mn ≦ 1.20 mass%,
P ≦ 0.3 mass%,
0.05 ≦ S ≦ 0.10 mass%,
0.01 ≦ Cu ≦ 0.25 mass%,
0.01 ≦ Ni ≦ 0.25 mass%,
7.0 ≦ Cr ≦ 8.1 mass%,
0.50 ≦ Mo + (1/2) W ≦ 0.70 mass%,
0.01 ≦ V ≦ 0.30 mass%,
N ≦ 0.02 mass%,
O ≦ 0.0100 mass%, and
Al ≦ 0.100 mass%
The balance consists of Fe and inevitable impurities.
(2) The alloy tool steel has a hardness of 58 HRC or more when quenched from the quenching temperature at a cooling rate of 10 ° C./min.
を満たす請求項１又は２に記載の合金工具鋼。 8.90 ≦ Mn + Ni + Cr + Mo + (1/2) W ≦ 10.0 mass%
The alloy tool steel according to claim 1 or 2, wherein:
０．００１≦Ｔａ≦０．３０ｍａｓｓ％、
０．００１≦Ｔｉ≦０．２０ｍａｓｓ％、及び、
０．００１≦Ｚｒ≦０．３０ｍａｓｓ％
からなる群から選ばれるいずれか１種以上の元素をさらに含む請求項１から３までのいずれか１項に記載の合金工具鋼。 0.001 ≦ Nb ≦ 0.30 mass%,
0.001 ≦ Ta ≦ 0.30 mass%,
0.001 ≦ Ti ≦ 0.20 mass%, and
0.001 ≦ Zr ≦ 0.30 mass%
The alloy tool steel according to any one of claims 1 to 3, further comprising at least one element selected from the group consisting of:
０．０１≦Ｐｂ＋２Ｂｉ≦０．１５ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項１から４までのいずれか１項に記載の合金工具鋼。 0.01 ≦ Se + Te ≦ 0.15 mass%, and / or
0.01 ≦ Pb + 2Bi ≦ 0.15 mass%
The alloy tool steel according to any one of claims 1 to 4, further comprising:
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