JP4179024B2

JP4179024B2 - 高速度工具鋼及びその製造方法

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Publication number: JP4179024B2
Application number: JP2003105387A
Authority: JP
Inventors: 志保福元; 啓治井上
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 2003-04-09
Filing date: 2003-04-09
Publication date: 2008-11-12
Anticipated expiration: 2023-04-09
Also published as: US7754032B2; CN1540023A; DE602004011136D1; KR20040087956A; KR100600618B1; ATE383453T1; EP1469094A1; DE602004011136T2; US20040200552A1; EP1469094B1; CN1258611C; US7229507B2; JP2004307963A; US20070199630A1

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、良好な常温強度、耐摩耗性と十分な焼入性を備え、とくに高温強度と靭性に優れ、工具性能のばらつきが少ない高速度工具鋼、例えばダイス、パンチなどの圧造工具や金型用の高速度工具鋼及びその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、熱間精密プレス加工用のパンチや金型などの工具には高温強度の高い熱間工具鋼ＪＩＳ・ＳＫＤ８や高速度工具鋼系のＳＫＨ５１などが使用されていた。しかし、前記熱間工具鋼はＣが低く常温強度が小さいためにへたり、摩耗や破損が生ずる場合があった。また、従来の高速度工具鋼系材料は、靭性が不足して割れやヒートクラックが発生しやすいという問題点があった。
【０００３】
そこで本出願人は、これらの問題点を解決し、常温・高温強度と靭性を改善して、高温でのへたりに強く、かつクラックの発生に強い鋼材を提案した（例えば特許文献１）。
【０００４】
また、鋼材の不純物を減少し、方向性を低減して工具寿命を増すために、エレクトロスラグ溶解による製造法が従来から適用されてきた（例えば特許文献２）。
【０００５】
【特許文献１】
特開平２−８３４７号公報
【特許文献２】
特開平４−１１１９６２号公報
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
上記特開平２−８３４７号公報記載の発明は優れた工具性能を有する鋼種の提供に有効である。しかしながら、高速度工具鋼は、量産化のために鋼塊を大きくすると炭化物組織の変動が生じやすいので、上記鋼種で十分な工具性能を達成したとしても、それらの工具性能にばらつきが生ずることがないように管理することが必要である。
【０００７】
そこで本発明は、上記の問題点を解決し、工具性能を向上させて性能にばらつきの少ない高速度工具鋼及びその製造方法を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成するために、本発明者らは研究の結果、工具性能のばらつきは炭化物組織の変動にあることを見出だし、これを改善することにより工具寿命を向上させることを研究して本発明に到達した。
【０００９】
つまり、通常、金型などの工具は、工具鋼素材を焼なまし状態で製品形状に機械加工し、その後に焼入れ・焼戻しして硬さの調整が行われ、仕上げ加工を経て製品工具にされる。この製品工具の工具性能は、焼入れ・焼戻し後の鋼の炭化物状態に大きく影響され、この焼入れ・焼戻し後の鋼の炭化物状態は上記素材の製造過程における製造条件に大きく影響されることを見出だしたものである。
【００１０】
すなわち、本発明の高速度工具鋼は、質量％でＣ：０．４〜０．９％，Ｓｉ：１．０％以下，Ｍｎ：１．０％以下，Ｃｒ：４〜６％，Ｗ及びＭｏの１種又は２種が（１／２Ｗ＋Ｍｏ）で１．５〜６％（但し、Ｗ：３％以下），Ｖ及びＮｂの１種又は２種が（Ｖ＋Ｎｂ）で０．５〜３％を有する高速度工具鋼であって、マトリックス中に分散する析出炭化物の平均粒径が０．５μｍ以下かつ、その分布密度が８０×１０³個／ｍｍ²以上であることを特徴とするものである。
【００１１】
また本発明の高速度工具鋼の製造方法は、質量％でＣ：０．４〜０．９％，Ｓｉ：１．０％以下，Ｍｎ：１．０％以下，Ｃｒ：４〜６％，Ｗ及びＭｏの１種又は２種が（１／２Ｗ＋Ｍｏ）で１．５〜６％（但し、Ｗ：３％以下），Ｖ及びＮｂの１種又は２種が（Ｖ＋Ｎｂ）で０．５〜３％を有する高速度工具鋼の製造方法であって、再溶解法によって作製した鋼塊を１２００〜１３００℃に加熱してソーキングし、ソーキング後、少なくも表面温度を３℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で９００℃以下まで冷却することを特徴とするものである。
【００１２】
また本発明の高速度工具鋼の製造方法は、前記ソーキング後に少なくも表面温度を３℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で９００℃以下まで冷却した後、分塊、熱間成形を経て、焼入れ・焼戻しすることを特徴とし、あるいは分塊、熱間成形を経て機械加工し、機械加工後に焼入れ・焼戻しすることを特徴とするものである。
【００１３】
前記高速度工具鋼は、質量％でＮｉ：１％以下を有してもよく、さらに質量％でＣｏ：５％以下を有してもよい。
【００１４】
すなわち、上記高速度工具鋼の組成は、炭化物に作用するＣ量と炭化物形成元素のバランスを考慮し、炭化物の縞状分布を減少して超微細、かつ適量の炭化物を分散分布させ、あるいはさらに適量のＮｉとＮｂを添加して結晶粒の微細化と軟化抵抗を高め、工具性能を向上させたものである。
【００１５】
以下、まず本発明が適用される上記高速度工具鋼の成分範囲を限定した理由について説明する。
Ｃは、Ｃｒ，Ｗ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂなどの炭化物形成元素と結合して硬い複炭化物を生成し、工具として必要な耐摩耗性の向上に効果があり、また一部基地中に固溶して基地を強化する。しかし、過量のＣは炭化物の偏析を増し、不足する場合は工具として適度な硬さが得られない。そこで、Ｃ：０．４〜０．９％とした。
【００１６】
Ｓｉは脱酸材として不可避的に含有するが、１．０％を超えると焼なまし硬さが高くなり冷間加工性を低下するのでＳｉ：１．０％以下とした。一方、ＳｉはＭ₂Ｃ型の棒状一次炭化物を球状微細化する効果があるので、０．１％以上含有させることが好ましい。
Ｍｎは焼入性を増すが多すぎるとＡ₁変態点を過度に低下させて、焼きなまし硬さを高くし切削性を低下するのでＭｎ：１．０％以下とする。なお、Ｍｎは焼入性付与のために０．１％以上含有させることが好ましい。
ＣｒはＣと結合して炭化物を形成し、耐摩耗性を向上させるとともに焼入性の向上にも寄与する。しかし、多すぎると縞状偏析を助長し冷間加工性を低下し、少ないと効果がない。そこでＣｒ：４〜６％とした。
【００１７】
Ｗ及びＭｏは、Ｃと結合して炭化物を形成し、また基地中に固溶して熱処理硬さを増して耐摩耗性を向上させる。しかし、多すぎると縞状偏析を助長し、冷間加工性を低下する。そこでＷ及びＭｏの１種または２種を（１／２Ｗ＋Ｍｏ）で１．５〜６％とした。ここでＷは、３％を超えると縞状偏析が著しく発生して靭性を損ねるので３％以下とする。
【００１８】
Ｖ及びＮｂは炭化物を形成して耐摩耗性と耐焼付性を向上する。また焼入れ時に基地に固溶して焼戻し時に微細で凝集し難い炭化物を析出し、高温域における軟化抵抗を大きくして大きな高温耐力を与える。また結晶粒を微細化して靭性を向上させるとともにＡ₁変態点を上げ、優れた高温耐力とあいまって耐ヒートクラック性を向上させる。またＮｂは軟化抵抗、高温強度を高め、焼入れ時の結晶粒の粗大化を抑制する。しかし、多すぎると巨大炭化物を生成し、熱間成形方向に沿うクラックの伸張を助成する。また、低すぎると型表面部の早期軟化を招くなど上記効果が得られない。そこでＶ及びＮｂの１種または２種を（Ｖ＋Ｎｂ）で０．５〜３％とした。
【００１９】
また、本発明の高速度工具鋼は上記元素の他にＮｉ及びＣｏを添加することができる。
ＮｉはＣ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｍｏ，Ｗなどとともに優れた焼入性を付与し、マルテンサイト主体の組織を形成し、基地の本質的な靭性を改善する。しかし多すぎるとＡ₁点を過度に低下させ、耐へたり寿命を低下し、焼戻し硬さが高くなって機械加工性を低下する。そこでＮｉ：１％以下とする。好ましくは０．０５％以上である。
Ｃｏは工具使用中の昇温時に極めて緻密で密着性の良い保護酸化被膜を形成して相手材との金属接触を減少し、表面の温度上昇を低減して優れた耐摩耗性をもたらす。この保護酸化被膜の形成によって、断熱効果、保護作用により耐ヒートクラック性を向上し、クラック発生の起点の生成の抑制の効果が得られる。しかし、多すぎると靭性を低下させるのでＣｏ：５％以下とする。好ましくは０．３％以上である。
【００２０】
上記高速度工具鋼の組成は、残部を実質的にＦｅとすることができ、請求項以外の元素については例えば１０％以下、好ましくは５％以下とすればよい。これについては残部Ｆｅ及び不純物で構成される鋼も含まれる。
【００２１】
そして発明者らは、金型などの工具の破損について調査した結果、早期破損が生ずる原因が炭化物分布にあることを見出だした。すなわち、炭化物が凝集して製品鋼材に粒径の大きい炭化物が析出すると、これが早期破壊の原因となることを見出だした。
【００２２】
そこで、本発明の高速度工具鋼は、マトリックス中に分散する析出炭化物の平均粒径が０．５μｍ以下かつ、その分布密度が８０×１０³個／ｍｍ²以上であり、マトリックス中に微細かつ多数の炭化物を分散させ、炭化物を凝集させていないことに特徴があるものである。ここでいうマトリックス中に分散するとは凝集した炭化物を含まないことをいう。これは後述する実施形態において詳細に説明する。
【００２３】
そして、このような本発明の高速度工具鋼を達成するためには、上記成分の鋼塊をエレクトロスラグ溶解や真空アーク溶解など再溶解を経て得ることが好ましく、大型鋼塊の鋼塊偏析を改善することができる。特に不純物元素の低減に有利であるエレクトロスラグ再溶解が望ましい。
【００２４】
さらに、上記鋼種の鋼塊を１２００〜１３００℃の高温ソーキングを行うことにより、巨大炭化物を固溶させ組成成分を固溶拡散して炭化物の分布を改善することができる。このソーキング条件は１２６０〜１３００℃×１０〜２０ｈ行うのが望ましい。高速度鋼の一般的なソーキング温度が１１５０℃前後であるのに対して、このように本発明のソーキングを一般的な高速度鋼より高い温度で行うのは、上記説明した組成の本発明高速度鋼の特徴である。
【００２５】
従来の高速度工具鋼の製造工程では、省エネルギーのために前記ソーキング後にできるだけ冷却しないようにして、そのまま、あるいは再加熱して、圧延、鍛造の熱間加工により分塊後、所定寸法の鋼材に熱間成形された。
【００２６】
これに対し、本発明は、従来と異なりこのソーキング後に少なくも表面温度を３℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で９００℃以下まで冷却し、その後、熱間加工温度に再加熱して、分塊、熱間成形したことを特徴とするものである。
【００２７】
上述した組成の高速度工具鋼はＣ，Ｗ，Ｍｏ，Ｖを含有するので、その組織は製造工程中の熱履歴に非常に影響されやすい。そのために、工具性能を向上させるためには熱履歴をコントロールする必要がある。そこで本発明者らは上記組成の高速度工具鋼に対応したソーキングの加熱温度、冷却条件を研究し、ソーキング後の冷却条件が組織のコントロールに最も影響することをすることを見出だし、これにより工具性能を向上させた。
【００２８】
つまり、ソーキング後に少なくも表面温度を３℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で９００℃以下まで冷却することで、微細炭化物を析出させ、ソーキング後の鋼塊の冷却時の高温の保持時間を減少して、粒径の大きい炭化物の析出を減少し、マトリックス中に微細に分散した小粒径の炭化物を析出させることが可能であり、工具性能の向上を図りばらつきを防止できる。
【００２９】
また、上記焼入れ・焼戻しした高速度工具鋼材のシャルピー値は１００Ｊ／ｃｍ²以上を得ることができ、２００Ｊ／ｃｍ²以上をも、ばらつきを抑えて得ることができる。
【００３０】
すなわち、従来の製造方法で得られる高速度工具鋼はマトリックス中の炭化物が凝集して、上記焼入れ焼戻ししたときのマトリックス中に分散する析出炭化物が減少し、マトリックス中に分散する０．５μｍ以下の炭化物の分布密度は１０×１０³個／ｍｍ²以下であった。このために衝撃値が低下し、熱処理した鋼材のシャルピー値が５０〜８０Ｊ／ｃｍ²の低いものが生じ、パンチ工具などに早期破損の原因となることがあった。
【００３１】
本発明によれば、前記ソーキング後の急冷により炭化物の凝集析出を防止してシャルピー値のばらつきを抑えることで、高速度工具鋼のシャルピー値を１００Ｊ／ｃｍ²以上にすることができ、パンチ工具などの早期破損が防止され工具寿命が延長される。
【００３２】
【発明の実施の形態】
以下本発明の実施の１形態について具体的に記載する。本発明に当たり、まず工具の早期破壊の原因を究明した。そして、その原因の解消に好ましいソーキング条件を研究した。その経過の実施形態を、以下順を追って説明する。
【００３３】
［工具の早期破壊の原因の調査］
工具の早期破壊の原因を調査するために、鋼材の析出炭化物の平均粒径及び分布密度と衝撃値の関係を調査した。試料を鋼材から採取して１１４０℃で焼入れし、５６０℃で焼戻しし、Ｃノッチシャルピー試験により衝撃値を測定した。Ｃノッチシャルピー試験は、図１１に示す形状の１０Ｒ試験片を使用した。その試験結果を図１及び図２に示す。これらの図から衝撃値と析出炭化物の平均粒径及び分布密度との間に相関があることが認められた。すなわち工具特性から求められる１００Ｊ／ｃｍ²以上の衝撃値を得るためには、平均粒径が０．５μｍ以下で分布密度は８０×１０³個／ｍｍ²以上の析出炭化物を凝集しないように分散させることが有効であることを見出だした。そして、このような析出炭化物の調整によって、好ましくは１５０Ｊ／ｃｍ²以上、２００Ｊ／ｃｍ²以上の衝撃値もばらつきを抑えて達成できる。
【００３４】
ここで析出炭化物とは、凝固、ソーキング、熱間加工の工程で固相域で析出するか、または固溶しなかった炭化物をいい、総じて焼入れ時に基地に固溶しなかった（未固溶）炭化物をいうものであり、焼戻しのときに析出するＳＥＭ像や光学顕微鏡で観察できない炭化物は除くものである。その形態は図９の顕微鏡写真に見られ、図４に模式的に示される。
【００３５】
上記結果から工具の早期破壊を防止するために衝撃値を改善するには、組織をコントロールすることが重要であることが判ったので、組織をコントロールするためのソーキングの条件について試験した。
【００３６】
［ソーキング条件の試験］
表１の成分の組成の４５０ｍｍφの３ｔ鋼塊を電気炉で溶製し、エレクトロスラグ溶解により再溶解して５８０ｍｍφの鋼塊を得た。
【００３７】
【表１】

【００３８】
このエレクトロスラグ再溶解した鋼塊について、温度を１２００〜１３００℃に変え保持時間を１０ｈにしてソーキング試験を行った。本試験におけるソーキング後の冷却条件は、鋼塊の表面温度で９００℃までを４０ｍｉｎ（７．５〜１０℃／ｍｉｎ）で冷却した。この鋼塊から試料を採取して、顕微鏡試験により炭化物の固溶状態を調べた。その各温度の顕微鏡写真を図３に示す。
【００３９】
図３（ａ）は鋳造状態（ＡＳＣＡＳＴ）の組織の顕微鏡写真、（ｂ）は１２００℃、（ｃ）は１２６０℃、（ｄ）は１２８０℃、（ｅ）は１３００℃でそれぞれ１０ｈソーキングした組織の顕微鏡写真である。図３から判るように、ソーキング加熱温度に関しては１２００〜１３００℃の高温ソーキングが巨大炭化物の固溶に効果を発揮し、続く冷却工程での微細かつ多数の炭化物の析出を達成するのに有利である。とくにソーキング加熱条件は１２６０〜１３００℃が好ましく、１２８０℃×１０ｈを望ましい作業標準とした。
【００４０】
［ソーキング後の冷却条件の試験］
次にソーキング後の冷却条件の影響を調査した。前記試験結果からソーキング加熱条件を１２８０℃×１０ｈとし、上記鋼塊をこの条件でソーキングした後、表面温度で３００℃／ｈ〜３０℃／ｈに冷却速度を変えて１０００℃及び９００℃まで冷却した後空冷した試料を作製した。
【００４１】
この試料をＳＥＭにより析出炭化物を観察した。観察位置は前述した図４に模式的に示すマトリックスの析出炭化物を観察した。その結果を図５に模式的に示す。図５から、冷却速度が小さくなるとともに析出炭化物の粒子が成長して大きくなることが判った。図６及び図７に、冷却速度が３００℃／ｈ及び３０℃／ｈで９００℃の表面温度まで冷却した試料について炭化物をカウントした分布を示す。すなわち、３００℃／ｈ（５℃／ｍｉｎ）で急冷した試料は０．３μｍ以下の微細な炭化物が大半を占め、ほぼすべてが０．５μｍ以下であるが、３０℃／ｈ（０．５℃／ｍｉｎ）と冷却速度が下がると０．８μｍの大きな炭化物が析出している。
【００４２】
この試験結果から、上記組成の高速度工具鋼の工具性能を向上する組織の改善にはソーキング後の冷却をコントロールすることが最も重要であることが判った。また、急冷終了温度が１０００℃と９００℃では差異が認められなかった。
【００４３】
そこで実際の鋼塊の場合は中心部の温度差を考慮し、表面温度で少なくも３℃／ｍｉｎ（１８０℃／ｈ）以上の冷却速度で９００℃以下まで冷却することを標準とした。この冷却速度は好ましくは５℃／ｍｉｎ（３００℃／ｈ）以上である。また、本発明方法の冷却速度は、７００℃以下まで維持することが望ましい。本発明方法は円相当径で１５００ｍｍまでの再溶解鋼塊に適用でき、１０００ｍｍまでの再溶解鋼塊において顕著な効果を発揮する。
【００４４】
［生産規模の試験］
上記効果を確認するために、生産規模で本発明方法と比較方法とについてソーキング条件の確認試験を行った。図８（ａ）に本発明の方法、（ｂ）に比較方法のヒートパターンを示す。すなわち、図８（ｂ）の比較方法では、エレクトロスラグ再溶解鋼塊を１２８０℃でソーキング後にできるだけ冷却しないようにして加熱炉に移動し、１１００℃の熱間加工温度に加熱してプレス、圧延などにより分塊圧延加工した。これに対して図８（ａ）の本発明方法では、ソーキング後にフアン冷却などにより３℃／ｍｉｎ（１８０℃／ｈ）以上の冷却速度で９００〜８００℃の表面温度まで冷却して保持した後、１１００℃の熱間加工温度に再加熱してプレス、圧延などにより分塊圧延加工した。その後いずれも熱間圧延により８０ｍｍφの鋼棒に仕上げた。
【００４５】
次に、前記の８０ｍｍφの鋼材から試料を採取して１１４０℃で焼入れし、５６０℃で焼戻しした試料を作製した。この試料を顕微鏡とＳＥＭ像により観察した。図９にその顕微鏡写真（×４００）を、図１０にそのＳＥＭ写真（×１００００）を示す。いずれも図の（ａ）が本発明方法、（ｂ）が比較方法である。そして、１００００倍のＳＥＭ像で観察して炭化物の形状を転写し、画像解析を行って炭化物の状態を観測した。
【００４６】
その結果、本発明方法（ａ）では、マトリックス中の析出炭化物は平均粒径が０．４３μｍで、その分布密度が２２０×１０³個／ｍｍ²が分散していた。また、４００倍顕微鏡写真で１５ｍｍ円面積内の１〜２０μｍ径の点状炭化物の数が２０個以下であった。
【００４７】
これに対して、比較方法（ｂ）では、マトリックス中の析出炭化物の平均粒径は１．０μｍで、分布密度は５０×１０³個／ｍｍ²が分散している。そして、４００倍顕微鏡写真で１５ｍｍ円面積内の１〜２０μｍ径の点状炭化物の数は３０〜４０個であった。
【００４８】
上記の試料について衝撃試験を行った結果の一例を表２に示す
【００４９】
【表２】

【００５０】
表から判るように、比較鋼では１１０Ｊ／ｃｍ²程度の衝撃値が達成されているものの数値のばらつきが大きい。これに対し本発明鋼では、２００Ｊ／ｃｍ²以上の衝撃値が得られ、かつばらつきが抑えられている。これにより、鍛造パンチなどでは大幅な寿命増加が得られた。
【００５１】
以上述べたように、本発明の高速度工具鋼及びその製造方法は、質量％でＣ：０．４〜０．９％，Ｓｉ：１．０％以下，Ｍｎ：１．０％以下，Ｃｒ：４〜６％，Ｗ及びＭｏの１種又は２種が（１／２Ｗ＋Ｍｏ）で１．５〜６％（但し、Ｗ：３％以下）、Ｖ及びＮｂの１種又は２種が（Ｖ＋Ｎｂ）で０．５〜３％を有する高速度工具鋼であって、再溶解法によって作製した鋼塊を１２００〜１３００℃に加熱してソーキングした後、少なくも表面温度を３℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で９００℃以下まで冷却し、その後、分塊、熱間成形するものである。
【００５２】
上記元素としては、さらに質量％でＮｉ：１％以下、Ｃｏ：５％以下を添加しても良い。
【００５３】
すなわち、上記高速度工具鋼の組成は、炭化物に作用するＣ量と炭化物形成元素のバランスが良好になり、炭化物の縞状分布が減少して適量の炭化物が微細に分散分布する。また適量のＮｉとＮｂを添加することにより結晶粒の微細化と、軟化抵抗が高まり工具性能が向上する。
【００５４】
これによって、焼入れ焼戻し状態においてマトリックス中に分散する析出炭化物の平均粒径が０．５μｍ以下かつ、その分布密度が８０×１０³個／ｍｍ²以上の鋼材が得られるので、２００Ｊ／ｃｍ ²以上の衝撃値がばらつきなく得られる。
【００５５】
これによって、成形工具における早期破損が防止され、工具寿命を延長し、生産コストを大幅に低減できた。
【００５６】
【発明の効果】
前述のように、本発明の高速度工具鋼及びその製造方法によれば、従来材に比して焼入れ焼戻し後の衝撃値が向上し、かつばらつきが改善されるので、工具の早期破壊が防止され、工具寿命が伸びて加工コストが低減できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】焼入れ焼戻し材の衝撃値と析出炭化物の粒径との関係を示す図である。
【図２】焼入れ焼戻し材の衝撃値と析出炭化物の分布密度との関係を示す図である。
【図３】ソーキング試験における加熱温度と組織の変化を示す４００倍の光学顕微鏡写真によるミクロ組織写真の一例である。
【図４】析出炭化物の観察位置を模式的に示した図である。
【図５】ソーキング後の冷却速度の影響を模式的に示した図。
【図６】図５の３００℃／ｈで９００℃まで冷却した試料の粒径分布のグラフである。
【図７】図５の３０℃／ｈで９００℃まで冷却した試料の粒径分布のグラフである。
【図８】生産試験におけるヒートパターンの例を示す図である。
【図９】生産試験における本発明方法と比較方法の析出炭化物を比較した顕微鏡写真である。
【図１０】生産試験における本発明方法と比較方法の析出炭化物を比較したＳＥＭ写真である。
【図１１】衝撃値の測定に用いた１０ＲＣノッチシャルピー試験片の形状を示す図である。

Claims

質量％でＣ：０．４〜０．９％，Ｓｉ：１．０％以下，Ｍｎ：１．０％以下，Ｃｒ：４〜６％，Ｗ及びＭｏの１種又は２種が（１／２Ｗ＋Ｍｏ）で１．５〜６％（但し、Ｗ：３％以下），Ｖ及びＮｂの１種又は２種が（Ｖ＋Ｎｂ）で０．５〜３％を有する高速度工具鋼であって、マトリックス中に分散する析出炭化物の平均粒径が０．５μｍ以下かつ、その分布密度が８０×１０³個／ｍｍ²以上であることを特徴とする高速度工具鋼。
質量％でＮｉ：１％以下を有することを特徴とする請求項１に記載の高速度工具鋼。
質量％でＣｏ：５％以下を有することを特徴とする請求項１又は２に記載の高速度工具鋼。
質量％でＣ：０．４〜０．９％，Ｓｉ：１．０％以下，Ｍｎ：１．０％以下，Ｃｒ：４〜６％，Ｗ及びＭｏの１種又は２種が（１／２Ｗ＋Ｍｏ）で１．５〜６％（但し、Ｗ：３％以下），Ｖ及びＮｂの１種又は２種が（Ｖ＋Ｎｂ）で０．５〜３％を有する高速度工具鋼の製造方法であって、再溶解法によって作製した鋼塊を１２００〜１３００℃に加熱してソーキングし、ソーキング後、少なくも表面温度を３℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で９００℃以下まで冷却することを特徴とする高速度工具鋼の製造方法。
前記ソーキング後に少なくも表面温度を３℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で９００℃以下まで冷却した後、分塊、熱間成形を経て、焼入れ・焼戻しすることを特徴とする請求項４に記載の高速度工具鋼の製造方法。
前記ソーキング後に少なくも表面温度を３℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で９００℃以下まで冷却した後、分塊、熱間成形を経て機械加工し、機械加工後に焼入れ・焼戻しすることを特徴とする請求項４に記載の高速度工具鋼の製造方法。
質量％でＮｉ：１％以下を有することを特徴とする請求項４から６のいずれかに記載の高速度工具鋼の製造方法。
質量％でＣｏ：５％以下を有することを特徴とする請求項４から７のいずれかに記載の高速度工具鋼の製造方法。