JP5294860B2 - 合金鋼、ならびに合金鋼から作製された工具または構成要素 - Google Patents

Description

技術分野
本発明は、プラスチック成分の射出成形、圧縮成形および押出し成形用の工具を作製するために主に使用することを目的としているが、ダイス成形などの冷間加工において腐食にさらされる工具に使用することも目的としている粉末冶金により作製した合金綱に関する。別の分野の用途は、低摩擦と優れた耐腐食性とを必要とするプラスチック／金属粉末の射出形成−ＭＩＭ（金属射出形成）−である。本発明はまた、本発明の合金綱から作製される工具、特にプラスチックの成形（ｆｏｒｍｉｎｇ）用工具や冷間加工用途におけるシートの成形および切断用工具、ならびに粉末の加圧成形（ｐｒｅｓｓｉｎｇ）用の工具にも関する。加えて、本発明は、エンジン用噴射ノズル、磨耗部品、ポンプ部品、軸受要素などの構成要素（ｃｏｎｓｔｒｕｃｔｉｏｎ ｃｏｍｐｏｎｅｎｔｓ）にも関する。さらに別の分野の用途は、食品産業向けのナイフを作製するための合金綱の使用である。

本発明の背景
プラスチック成分の射出成形、圧縮成形および押出し成形に当たり、プラスチックの成分に由来する、またプラスチックと成形工具との間の摩擦を減少させるために工具表面に塗布される離型剤および平滑剤に由来する腐食媒体に工具がさらされる。水およびその通常の含量の塩化物イオンを有する冷却用ダクトが、プラスチック向け成形工具に腐食損傷を与えることが知られている。多くの場合、工具は空洞を有する複雑な形状を有する。工具が運転休止中であっても、材料が必要不可欠な耐食性を有していない場合には、これらの空洞中に残存している液体により局部腐食攻撃を受けることがある。かじり（ｇａｌｌｉｎｇ）およびフレッチングは他の分野の問題であり、これらの問題により維持費が増大し、生産量が減少する。

高い接触圧にさらされた場合、工具部品間の微細溶接（ｍｉｃｒｏ−ｗｅｌｄｉｎｇ）によってかじりおよび凝着磨耗（ａｄｈｅｓｉｖｅ ｗｅａｒ）が生じ、それにより金属片が工具部品上に付着し、したがって摩擦が増大を招く。最終的には、部品間にせん断が生じ、それによりこれら部品を完全に修理するまたは交換することになる。

フレッチングまたはフレッチング腐食は、成形サイクルに関連する振動または周期運動にさらされる部品間で起こる。腐食生成物による成形部品の変色により正常な機能が損なわれ、またプラスチック生成物が変色することにもなってしまう。これらの問題を回避するためには、工具部品を研磨しなければならず、このことは、工具部品がやがては耐性を失うことになり、新しい工具部品を入手しなければならないことを意味する。

出願人によって作製され、本技術分野で使用される公知の工具材料は、Ｓｔａｖａｘ ＥＳＲ（登録商標）の商品名で知られているプラスチック向けの溶融冶金により作製した成形用鋼であり、その公称組成は０．３８のＣ、１．０のＳｉ、０．４のＭｎ、１３．６のＣｒ、０．３０のＶ、０．０２のＮ、残余の鉄および通常の不純物である。この綱は優れた耐食性および非常に優れた仕上がり品質を有する。

出願人によって作製され、本技術分野で使用されるさらに別の公知の工具材料は、Ｓｔａｖａｘ Ｓｕｐｒｅｍｅ（登録商標）の商品名で知られているプラスチック向けの溶融冶金により作製した成形用鋼であり、その公称組成は０．２５のＣ、０．３５のＳｉ、０．５５のＭｎ、１３．３のＣｒ、０．３５のＭｏ、０．３５のＶ、０．１２のＮ、残余の鉄および通常の不純物である。この綱は、炭化物含量が約０．５体積％であり、非常に優れた耐食性および非常に優れた仕上がり品質を有する。

出願人によって作製され、本技術分野で使用される別の公知の工具材料は、ＥＬＭＡＸ（登録商標）の商品名で知られているプラスチック向けの溶融冶金により作製した成形用鋼であり、その公称組成は１．７のＣ、０．８のＳｉ、０．３のＭｎ、１８．０のＣｒ、１．０のＭｏ、３．０のＶ、残余の鉄および通常の不純物である。この綱は優れた耐食性を有し、耐磨耗性も優れているが、これらの特性をさらに改善することが望ましい。加熱処理にもよるが、この鋼は通常、焼入れおよび焼戻しされた条件において５７〜５９ＨＲＣの最も高い硬度を有するが、この硬度は或る条件下では低すぎることがあり、たとえば、工具を開き次の成形作業において工具の半分同士が互いに押し付けられると工具の半分の間で終わる（ｅｎｄｉｎｇ ｕｐ）場合に放出されることがあるプラスチック片のために、工具を使用すると圧痕損傷が生じることがある。

冷間加工は、多くの場合、通常は室温で行われる通常シート状の金属工作物の切断、打抜き、深絞りおよび他のタイプの成形を含む。このタイプの作業には、冷間加工工具を使用するが、これらの工具には、組み合わせることが困難である多くの要求が課せられる。工具材料は、アブレシブ磨耗に対する優れた耐性、十分な硬度を有するべきであり、一部の用途では、その加工条件において凝着磨耗に対する優れた耐性も十分な靱性も有するべきである。

Ｓｖｅｒｋｅｒ２１（登録商標）は、組成が１．５５のＣ、０．３のＳｉ、０．３のＭｎ、１１．８のＣｒ、０．８のＭｏ、０．８のＶ、残余の鉄および通常の含量の不純物である従来法で作製された鋼であり、この鋼は、冷間加工および他の用途に広く使用されている。

上記鋼および市場の他の鋼は、耐アブレシブ磨耗性および靱性についての高い要求を満たす。しかしながら、これらの鋼は、たとえばマルテンサイト系鋼またはフェライト鋼、オーステナイト−フェライト系ステンレス鋼のシート、銅、真ちゅう、アルミニウム等のシート加圧成形、パイプ曲げ加工、冷間鍛造など、異なるタイプの冷間成形工具用途においてしばしば支配的な問題となる耐凝着磨耗性についての非常に高い要求を満たさない。このような問題は、たとえばＴｉＮの摩擦低減セラミック層による、工具表面の、たとえばＰＶＤまたはＣＶＤ技法による潤滑化および／またはコーティングによって、表面窒化によって、または硬質クロムによるコーティングによって低減することができるが、このような解決策には費用がかかり、時間がかかる。さらには、これらの層の損傷および／または剥離の大きな危険性がある。損傷は常に工具のひずみの高い部分にあるため、アブレシブ磨耗または凝着磨耗による損傷が起こった場合には、回復は非常に複雑になる。アブレシブ磨耗および凝着磨耗は、異なる工具構成部品間でも起こる。

上記特性に加え、これらの工具は、非常に優れた耐食性、高い硬度、優れた耐磨耗性、優れた粉砕性（ｇｒｉｎｄａｂｉｌｉｔｙ）、優れた被削性（ｍａｃｈｉｎａｂｉｌｉｔｙ）、高い仕上がり品質、優れた寸法安定性、高い圧縮強度、優れた延性、優れた疲労強度特性、および高純度を有するべきである。

固相ニトロ化によって、粉末冶金により作製された材料に高含量の窒素を与えることができ、それにより埋め込み（ｂｕｉｌｔ−ｉｎ）窒化層が実現される。このような材料の一例は、とりわけスウェーデン特許第５１４４１０号に含まれる、ＶＡＮＣＲＯＮ４０（登録商標）の名前で販売されている出願人自身の鋼であり、以下の範囲の組成、１〜２．５のＣ、１〜３．５のＮ、０．０５〜１．７のＭｎ、０．０５〜１．２のＳｉ、３〜６のＣｒ、２〜５のＭｏ、０．５〜５のＷ、６．２〜１７の（Ｖ＋２Ｎｂ）、残余の鉄および通常の含量の不可避の不純物を、重量％で有する。

Ｍ（Ｃ，Ｎ）炭窒化物およびＭ₆Ｃ炭化物を形成するためにバナジウムと組み合わせた炭素と共に、窒素が工具鋼の耐かじり性に良い影響を与えることが、論文「Ｉｎｆｌｕｅｎｃｅ ｏｆ ｎｉｔｒｏｇｅｎ ａｌｌｏｙｉｎｇ ｏｎ ｇａｌｌｉｎｇ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ＰＭ ｔｏｏｌ ｓｔｅｅｌｓ」、６ｔｈ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｔｏｏｌｉｎｇ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ、Ｋａｒｌｓｔａｄ Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｅｔ ２００２からわかっている。
スウェーデン特許第５１４４１０号公報 「Ｉｎｆｌｕｅｎｃｅ ｏｆ ｎｉｔｒｏｇｅｎ ａｌｌｏｙｉｎｇ ｏｎ ｇａｌｌｉｎｇ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ＰＭ ｔｏｏｌ ｓｔｅｅｌｓ」、６ｔｈ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｔｏｏｌｉｎｇ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ、Ｋａｒｌｓｔａｄ Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｅｔ ２００２

本発明の説明
本発明の目的は、主にプラスチックの成分の射出成形、圧縮成形および押出し成形用の工具を作製するための鋼を提供するために、上記問題に対処することである。本発明による綱は、プラスチックの成形用工具、冷間加工用途におけるシートの成形および切断用の工具、粉末の加圧成形用の工具、エンジン用噴射ノズル、磨耗部品、ポンプ部品、軸受要素などの構成要素、ならびに食品産業における使用向けのナイフにも適している。本発明は、エンジン用噴射ノズル、磨耗部品、ポンプ部品、軸受要素などの構成要素にも関する。さらに別の分野の用途は、食品産業向けのナイフである。上記目的のためには、鋼が非常に優れた耐食性を有すると同時に、凝着磨耗とアブレシブ磨耗との混合に対する非常に優れた耐性、特にかじりおよびフレッチングに対する優れた耐性を有し、また高い硬度を有することが望ましい。非常に重要な上記の特性に加えて、合金鋼は以下の特性の１つまたはいくつかも満たすべきである。

・火花加工（ｓｐａｒｋ ｍａｃｈｉｎｉｎｇ）における孔食に対する優れた耐性
・焼入れおよび焼戻しされた条件における高い圧縮強度
・優れた延性／靱性
・優れた疲労強度特性
・高純度
・９５０〜１１５０℃の範囲における優れた加熱処理特性
・優れた焼入性；約０．５ｍｍからのシート、ストリップまたはロッド、ならびにφ５００ｍｍおよび４００×６００ｍｍの最大ロッド寸法においての使用のために、４５〜６２ＨＲＣの硬度まで焼入れおよび焼戻しを行うことが可能となるべきであること
・熱処理時における、またこの鋼から作製される工具の長期使用時の優れた寸法安定性
・コーティングされていない条件において使用することが可能であるべきであること
・ＰＶＤ／ＣＶＤ／ニトロ化による表面コーティングが可能となるべきであること
・十分な熱伝導性、および
・優れた仕上がり品質
上記主要な目的、ならびに上記リストによる他の目的のうちの１つまたはいくつかは、含量が重量％で与えられる化学組成を有する合金鋼によって、また添付の特許請求の範囲に規定されているやり方で熱処理された合金鋼から作製された工具によって実現することができる。

本発明による鋼材料は、粉末冶金に作製されるが、このことは、鋼がほとんど酸化物を含まないための前提条件である。この粉末冶金による作製は、或る最低含量の窒素を鋼に与えることになる、窒素をアトマイジングガスとする鋼溶融物のガスアトマイジングと、粉末の固相ニトロ化と、その後の熱間静水圧圧縮形成による圧密（ｃｏｎｓｏｌｉｄａｔｉｏｎ）を好ましくは含む。鋼をこの状態で使用することも、または最終寸法への鍛造／圧延後に使用することもできる。

この鋼に含まれる合金元素には、以下が当てはまるべきである。

その焼入れおよび焼戻しされた条件において最大６０〜６２ＨＲＣの高い硬度を鋼に与えることに寄与するために、炭素は、鋼のマトリックスにおける固溶体中の窒素と共に、鋼にとって適当な量で本発明による鋼中に第一に存在すべきである。Ｍが本質的にクロムでありＸが本質的に窒素である一次析出Ｍ₂Ｘ窒化物、炭化物および／または炭窒化物、ならびにＭが本質的にバナジウムでありＸが本質的に窒素である一次析出ＭＸ窒化物、炭化物および／または炭窒化物中に、窒素と共に炭素が含まれることも、また存在する可能性のあるＭ₂₃Ｃ₆および／またはＭ₇Ｃ₃炭化物中に炭素が含まれることもできる。

窒素と共に、炭素は所望の硬度を与え、含まれる硬質相を形成するべきである。鋼中の炭素の含量、すなわち、鋼のマトリックス中に溶解している炭素および炭化物および／または炭窒化物中で結合している炭素の含量は、製造の経済的な理由で、また相の理由で動機づけられることができる低いレベルで保持すべきである。鋼は、焼き入れすると、オーステナイト化され、そしてマルテンサイトに変換されることが可能であるべきである。必要に応じて、残留オーステナイトを回避するために材料を低温冷却すべきである。炭素含量は、好ましくは少なくとも０．０１％、さらにより好ましくは少なくとも０．０５％、最も好ましくは少なくとも０．１％である。炭素含量は最大２％が可能であることがある。試験により、炭素含量は好ましくは０．１３〜０．２％の区間であってよいことが示されている。適用分野に応じて、含量２〜１０体積％のＭ₂Ｘ炭化物、窒化物および／または炭窒化物、ならびに含量５〜４０体積％のＭＸ炭化物、窒化物および／または炭窒化物が鋼に与えられるように、炭素含量を鋼中の窒素の量に対して、また主に鋼中の炭化物形成元素のバナジウム、モリブデンおよびクロムの総含量に対して適合させる。Ｍ₂₃Ｃ₆および／またはＭ₇Ｃ₃炭化物も、主に非常に高含量のクロムと併せて含量最大８〜１０重量％で存在することができる。しかしながら、鋼中のＭＸ、Ｍ₂ＸおよびＭ₂₃Ｃ₆／Ｍ₇Ｃ₃炭化物、窒化物および／または炭窒化物の総含量は、５０体積％を超えるべきではない。これに加えて、鋼中の他の炭化物の存在は、オーステナイト中に溶解しているクロムの含量が１２％を下回らない、好ましくは少なくとも１３％、さらにより好ましくは少なくとも１６％となるように最小限に抑えるべきであり、この含量は鋼が優れた腐食性を実現することを保証する。

窒素は、本発明による鋼において不可欠な合金元素である。炭素と同様に、窒素は、鋼に適当な硬度を与えるために、また望ましい硬質相を形成するために、鋼のマトリックスにおける固溶体中に含まれるべきである。窒素は、好ましくは金属粉末を作製する粉末冶金法におけるアトマイジングガスとして使用される。粉末のこのような作製によって、鋼は最大約０．２〜０．３％で窒素を含有することになる。この際、この金属粉末には、窒素ガス中における加圧、または作製した粉末の固相ニトロ化など任意の公知の技法によって望ましい窒素含量を与えることができ、このことは、鋼が好ましくは少なくとも０．６％、好適には少なくとも０．８％、最も好ましくは少なくとも１．２％の窒素を含有することを意味する。窒素ガス中における加圧または固相ニトロ化を適用することによって、アルゴンなど他のアトマイジングガスを用いてアトマイジングを行うことももちろん可能である。

脆性の問題を引き起こさないように、また残留オーステナイトが生じないように、窒素が最大１０％、好ましくは８％、さらにより好ましくは最大６％で存在すべきである。バナジウムだけでなく、窒素や炭素と反応しやすい傾向にあるクロムやモリブデンなど他の強い窒化物／炭化物フォーマによって、炭素含量が上記所与の窒素含量について最大２％、好ましくは最高でも１．５％、好適には最高でも１．２％となるように、炭素含量を同時にこの高い窒素含量に適合させるべきである。しかしながら、本発明による鋼に上記所与の最大含量よりも低い炭素含量を与えた場合に比べて、高い炭素含量では耐食性が低下すること、および主に比較的大きい炭化クロム、Ｍ₂₃Ｃ₆および／またはＭ₇Ｃ₃の可能性のある形成のために耐かじり性も低下することがあることを考慮に入れるべきであり、このことは不利な点である。

鋼の窒素含量がより低くても十分であると考えられる場合、それに応じて炭素含量も下げることが望ましい。炭素含量は、好ましくはコストの理由で動機づけられる低いレベルに制限されるが、発明の概念によれば、所与の窒素含量で炭素含量を変化させることができ、それにより硬質相の粒子の含量および鋼の硬度を、鋼の目的とする適用分野に応じて適合させることができる。また窒素は、腐食抑制合金元素のクロムおよびモリブデンの所与の含量において、ＭＸ炭窒化物の形成を促進することに、および鋼の腐食特性を不利に低減させるＭ₂₃Ｃ₆および／またはＭ₇Ｃ₃の形成を抑制することに、寄与する。組成を様々な特性プロファイルに適合させた本発明による鋼の例を、さらに以下の表２ａ〜表５ａに示す。

シリコンは、鋼の作製による残留物として含まれ、最低０．０１％存在する。より高い含量では、シリコンにより固溶体が硬化することになるが、いくらかの脆性も生じることになる。シリコンは、強いフェライトフォーマ（ｆｅｒｒｉｔｅ ｆｏｒｍｅｒ）でもあり、したがって３．０％を上回る含量で存在すべきではない。好ましくは、鋼は最高でも１．０％、好適には最高でも０．８％しかシリコンを含まない。シリコンの公称含量は０．３％である。

マンガンは、鋼に優れた焼入性を提供するために貢献する。焼入性は、プラスチック成分の射出成形、圧縮成形および押出し成形用の工具を作製するために、またプラスチック向け成型（ｍｏｕｌｄｉｎｇ）工具を成形するために鋼を使用すべきである、特に鋼の第１の好ましい実施形態にとっては鋼の重要な特性である。これらの工具はもちろん任意寸法（ｄｉｍｅｎｓｉｏｎｓ）でよい。脆性の問題を避けるためには、マンガンは１０．０％を上回る含量で存在すべきではない。好ましくは、鋼は最高でも５．０％のマンガン、好適には最高でも２．０％しかマンガンを含まない。焼入性が同じように重要とはならない他の諸実施形態では、マンガンは、鋼の作製による残留物として鋼中に低い含量で存在し、硫化マンガンを形成することによって、存在することができる硫黄の量と結びつけられる。したがって、マンガンは少なくとも０．０１％の含量で存在すべきであり、マンガンの好適な範囲は０．２〜０．４％である。

クロムは、鋼に望ましい耐食性を与えるために、含量最低１６％、好ましくは少なくとも１７％、さらにより好ましくは少なくとも１８％で存在すべきである。含量２〜１０体積％のＭ₂Ｘ炭化物、窒化物および／または炭窒化物を窒素と共に鋼に与えるために、クロムも重要な窒化物フォーマとなる。ここで、Ｍは本質的にＣｒであるが、より低い含量のＭｏおよびＦｅでもあり、鋼の所望の耐かじり性および耐磨耗性に寄与する。しかしながら、クロムは、強いフェライトフォーマである。焼入れ後のフェライトを回避するために、クロムの含量は、３０％を超えるべきではなく、好ましくは最高でも２７％、好適には最高でも２５％であるべきである。

ニッケルは任意選択の元素であるため、フェライト形成元素のクロムおよびモリブデンの鋼中における高含量との均衡を保つために、最大５．０％、好適には最高でも３．０％の含量でオーステナイト安定化元素として任意選択で含めることができる。しかしながら、好ましくは、本発明による鋼は意図的に添加されたニッケルを含まない。一方ニッケルは、約０．８％もの含量で存在することができるような不可避の不純物として許容することができる。

コバルトも任意選択の元素であり、耐焼戻し性を向上させるために、任意選択で最大９％、好適には最高でも５％の含量で含めることができる。

モリブデンは、鋼に望ましい耐食性、特に孔食に対する耐性を与えることに貢献するため、鋼中に存在すべきである。しかしながら、モリブデンは強いフェライトフォーマであり、このことは、鋼が、最大５．０％、好ましくは最高でも４．０％、好適には最高でも３．５％のＭｏしか含んではならないことを意味する。モリブデンの公称含量は１．３％である。

原則として、モリブデンは、タングステンで完全にまたは部分的に置き換えることができるが、これにより耐食性の同じ改善が得られるわけではない。また、タングステンの使用には、モリブデンと比較して２倍の量が必要となり、このことは不利な点である。さらに、これによりスクラップ処理が困難となる。

バナジウムは、窒素および任意の既存の炭素と共に前記ＭＸ窒化物、炭化物および／または炭窒化物を形成するために、０．５〜１４％、好ましくは１．０〜１３％、好適には２．０〜１２％の含量で鋼中に存在すべきである。本発明の第１の好ましい実施形態によれば、バナジウムの含量は０．５〜１．５％の範囲内である。第２の好ましい実施形態によれば、バナジウムの含量は１．５〜４．０％、好ましくは１．８〜３．５％、さらにより好ましくは２．０〜３．５％、最も好ましくは２．５〜３．０％の範囲内である。この第２の好ましい実施形態によれば、バナジウムの公称含量は２．８５％である。本発明の第３の実施形態では、バナジウムの含量は、４．０〜７．５％、好ましくは５．０〜６．５％、さらにより好ましくは５．３〜５．７％の範囲内である。この第３の好ましい実施形態によれば、バナジウムの公称含量は５．５％である。本発明の第４の実施形態では、バナジウムの含量は、７．５〜１１．０％、好ましくは８．５〜１０．０％、さらにより好ましくは８．８〜９．２％の範囲内である。この第４の好ましい実施形態によれば、バナジウムの公称含量は９．０％である。最大約１０％の窒素含量および０．１〜２％の範囲内の炭素含量と組み合わせて、最大約１４％のバナジウム含量が本発明の範囲内であると考えられ、それにより、特に、高い硬度（最大６０〜６２ＨＲＣ）および適度な延性と組み合わせて耐食性が高く要求され、また同時に耐磨耗性（アブレシブ／凝着／スミアリング（ｓｍｅａｒｉｎｇ）／フレッチング）も非常に高く要求される成形および切断用工具において使用する場合、望ましい特性が鋼に与えられることになる。

原則として、バナジウムは、ＭＸ窒化物、炭化物および／または炭窒化物を形成するために、ニオブで置き換えることができるが、これにはバナジウムと比較してより多くの量が必要となり、このことは不利な点である。ニオブにより、窒化物、炭化物および／または炭窒化物がより角張った形状となり、純粋な窒化バナジウム、炭化バナジウムおよび／または炭窒化バナジウムよりも大きくなる。これにより、破壊またはチッピングし始め、それにより材料の靱性および仕上がり品質が低下することがある。このことは、優れた延性および高い硬度と組み合わせて優れた耐磨耗性を実現するために組成がその機械的特性に関して最適化されている本発明の第１の好ましい実施形態による鋼については、特に深刻であることがある。したがって、この第１の実施形態によれば、鋼は最大２％、好ましくは最高でも０．５％、好適には０．１％のニオブしか含んではいけない。Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）により、アトマイジング時の取鍋（ｌａｄｌｅ）からの出湯流の閉塞が生じることがあるため、作製上の問題がある場合もある。したがって、この第１の実施形態によれば、鋼は最大６％、好ましくは最高でも２．５％、好適には最高でも０．５％のニオブしか含んではいけない。最も好ましい実施形態では、鋼の製造用の原材料に由来する残留元素の形の不可避の不純物を超えるニオブは許容されない。

含量５〜４０体積％のＭＸ炭化物、窒化物および／または炭窒化物を鋼に与えるために、窒素含量を上述のように材料中のバナジウムおよび任意のニオブの含量に適合させるべきである。Ｎと（Ｖ＋Ｎｂ／２）との関係についての条件を図１に示す。図１は、本発明による鋼についての（Ｖ＋Ｎｂ／２）の含量に対するＮの含量を示す。図示した領域の角点の座標は、以下の表のとおりである。

本発明の第１の態様によれば、一方のＮの含量と、他方の（Ｖ＋Ｎｂ／２）の含量とが、これらの元素の含量が図１の座標系において座標Ａ’、Ｂ’、Ｇ、Ｈ、Ａ’’によって画定される領域内に位置するように、互いに対して均衡を保つべきである。より好ましくは、これらの元素の含量が、図１の座標系において座標Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ａによって画定される領域内で均衡を保つ。

本発明の第２の態様によれば、一方のＮの含量と、他方の（Ｖ＋Ｎｂ／２）の含量とを、これらの元素の含量が図１の座標系において座標Ｆ、Ｇ、Ｈ、Ｉ、Ｆによって画定される領域内に、さらにより好ましくは、Ｅ、Ｃ、Ｄ、Ｊ、Ｅ内に位置するように、互いに対して均衡を保つ。

本発明の第１の好ましい実施形態によれば、鋼中に存在する窒素、バナジウムおよび任意のニオブの含量を、これらの含量が座標Ａ’、Ｂ’、Ｆ、Ｉ、Ａ’によって画定される領域内に、さらにより好ましくは、Ａ、Ｂ、Ｅ、Ｊ、Ａ内に位置するように、互いに対して均衡を保つべきである。

本発明の第２の好ましい実施形態によれば、鋼中に存在する窒素、バナジウムおよび任意のニオブの含量を、これらの含量が座標Ｉ、Ｆ、Ｆ’、Ｉ’、Ｉによって画定される領域内に、さらにより好ましくは、Ｅ、Ｅ’、Ｊ’、Ｊ、Ｅ内に位置するように、互いに対して均衡を保つべきである。

本発明の第３の好ましい実施形態によれば、鋼中に存在する窒素、バナジウムおよび任意のニオブの含量を、これらの含量が座標Ｉ’、Ｆ’、Ｆ’’、Ｉ’’、Ｉ’によって画定される領域内に、さらにより好ましくは、Ｅ’、Ｅ’’、Ｊ’’、Ｊ’、Ｅ’内に位置するように、互いに対して均衡を保つべきである。

本発明の第４の好ましい実施形態によれば、鋼中に存在する窒素、バナジウムおよび任意のニオブの含量を、これらの含量が座標Ｉ’’、Ｆ’’、Ｆ’’’、Ｉ’’’、Ｉ’’によって画定される領域内に、さらにより好ましくは、Ｊ’’、Ｅ’’、Ｅ’’’、Ｊ’’’、Ｊ’’内に位置するように、互いに対して均衡を保つべきである。

本発明の第５の好ましい実施形態によれば、鋼中に存在する窒素、バナジウムおよび任意のニオブの含量を、これらの含量が座標Ｉ’’’、Ｆ’’’、Ｇ、Ｈ、Ｉ’’’によって画定される領域内に、さらにより好ましくは、Ｊ’’’、Ｅ’’’、Ｃ、Ｄ、Ｊ’’’内に位置するように、互いに対して均衡を保つべきである。

以下の表は、上記根拠の範囲内の本発明を例示する４種類の異なる組成を示す。

表２ａは、本発明の第１の好ましい実施形態による鋼についての組成範囲を示す。

表２ｂは、本発明の第１の好ましい実施形態による鋼についてのさらにより好ましい組成範囲を示す。

表２ｃは、本発明の第１の好ましい実施形態による鋼についての最も好ましい組成範囲を示す。

本発明による鋼は、高い硬度（最大６０〜６２ＨＲＣ）および優れた延性と組み合わせて耐食性が高く要求される成形および切断用工具における使用に適している。第１の実施形態による鋼は、本発明による耐磨耗性についての要求が最も低い。同様に、この鋼は、既に公知の材料と十分に比肩して、アブレシブ磨耗に対しても凝着磨耗に対しても、また同様にかじりおよびフレッチングに対しても優れた耐性を有するべきである。表による組成であれば、９５０〜１１５０℃のオーステナイト化温度からの焼入れ、ならびに約２００〜３００℃で２×２時間の低温焼戻しまたは４５０〜５５０℃で２×２時間の高温焼戻しの後、鋼は、総量が最大約１０体積％のＭ₂ＸおよびＭＸからなる硬質相を含有する焼戻しマルテンサイトで構成されるマトリックスを有する。ここで、Ｍ₂ＸにおいてＭは本質的にＣｒ、Ｘは本質的にＮであり、ＭＸにおいてＭは本質的にＶ、Ｘは本質的にＮである。

表３ａは、本発明の第２の好ましい実施形態による鋼についての組成範囲を示す。

表３ｂは、本発明の第２の好ましい実施形態による鋼についてのさらにより好ましい組成範囲を示す。

表３ｃは、本発明の第２の好ましい実施形態による鋼についての最も好ましい組成範囲を示す。

この第２の実施形態による鋼は、高い硬度（最大６０〜６２ＨＲＣ）および優れた延性と組み合わせて耐食性が高く要求され、また同時にアブレシブ磨耗に対しても凝着磨耗に対しても、またかじりおよびフレッチングに対しても増大した耐性が要求される成形および切断用工具における使用に大変適している。表による組成であれば、９５０〜１１５０℃のオーステナイト化温度からの焼入れ、ならびに約２００〜３００℃で２×２時間の低温焼戻しまたは４５０〜５５０℃で２×２時間の高温焼戻しの後、鋼は、それぞれ最大約１０体積％のＭ₂ＸおよびＭＸからなる硬質相を含有する焼戻しマルテンサイトで構成されるマトリックスを有する。ここで、Ｍ₂ＸにおいてＭは本質的にＣｒ、Ｘは本質的にＮであり、ＭＸにおいてＭは本質的にＶ、Ｘは本質的にＮである。

表４ａは、本発明の第３の好ましい実施形態による鋼についての組成範囲を示す。

表４ｂは、本発明の第３の好ましい実施形態のさらにより好ましい形による鋼についての組成範囲を示す。

この第３の実施形態による鋼は、高い硬度（最大６０〜６２ＨＲＣ）および優れた延性と組み合わせて耐食性が高く要求され、また同時に耐磨耗性（アブレシブ磨耗／凝着磨耗／かじり／フレッチング）が高く要求される成形および切断用工具における使用に大変適している。表による組成であれば、約１１２０℃のオーステナイト化温度からの焼入れ、ならびに約２００〜３００℃で２×２時間の低温焼戻しまたは４５０〜５５０℃で２×２時間の高温焼戻しの後、鋼は、約２〜７体積％のＭ₂Ｘおよび１０〜２０体積％のＭＸからなる硬質相を含有する焼戻しマルテンサイトで構成されるマトリックスを有する。ここで、Ｍ₂ＸにおいてＭは本質的にＣｒ、Ｘは本質的にＮであり、ＭＸにおいてＭは本質的にＶ、Ｘは本質的にＮである。

表５ａは、本発明の第４の好ましい実施形態による鋼についての組成範囲を示す。

表５ｂは、本発明の第４の好ましい実施形態のさらにより好ましい形による鋼についての組成範囲を示す。

この第４の実施形態による鋼は、高い硬度（最大６０〜６２ＨＲＣ）および比較的優れた延性と組み合わせて耐食性が高く要求され、また同時に耐磨耗性（アブレシブ磨耗／凝着磨耗／かじり／フレッチング）が非常に高く要求される成形および切断用工具における使用に大変適している。表による組成であれば、約１１２０℃のオーステナイト化温度からの焼入れ、ならびに約２００〜３００℃で２×２時間の低温焼戻しまたは４５０〜５５０℃で２×２時間の高温焼戻しの後、鋼は、約３〜８体積％のＭ₂Ｘおよび１５〜２５体積％のＭＸからなる硬質相を含有する焼戻しマルテンサイトで構成されるマトリックスを有する。ここで、Ｍ₂ＸにおいてＭは本質的にＣｒ、Ｘは本質的にＮであり、ＭＸにおいてＭは本質的にＶ、Ｘは本質的にＮである。

特に、高い硬度（最大約６０〜６２ＨＲＣ）および適度な延性と組み合わせて耐食性が高く要求され、また同時に耐磨耗性（アブレシブ／凝着／スミアリング／フレッチング）も極めて高く要求される成形および切断用工具において使用する場合、最大約１４％のバナジウム含量および０．１〜２％の範囲の炭素含量と組み合わさって鋼にその望ましい特性を与えることになる最大約１０％の窒素含量を可能にすることは、本発明の概念の範囲内であると考えられる。この実施形態による鋼は、約１１００℃のオーステナイト化温度からの焼入れ、ならびに約２００〜３００℃で２×２時間の低温焼戻しまたは４５０〜５５０℃で２×２時間の焼戻しの後、約２〜１０体積％のＭ₂Ｘおよび３０〜４０体積％のＭＸからなる硬質相を含有する焼戻しマルテンサイトで構成されるマトリックスを有する。ここで、Ｍ₂ＸにおいてＭは本質的にＣｒ、Ｘは本質的にＮであり、ＭＸにおいてＭは本質的にＶ、Ｘは本質的にＮである。

上述の実施形態による鋼は、非常に優れた耐食性を示す、主にプラスチック成分の射出成形、圧縮成形および押出し成形用の工具の作製のための使用に適している。同時に、この鋼は、凝着磨耗とアブレシブ磨耗との混合に対する非常に優れた耐性、特にかじりおよびフレッチングに対する優れた耐性、ならびに高い硬度を有するべきである。上述の実施形態による鋼は、プラスチックの成形用工具、冷間加工用途におけるシートの成形および切断用の工具、粉末の加圧成形用の工具、エンジン用噴射ノズル、磨耗部品、ポンプ部品、軸受要素などの構成要素、ならびに食品産業における使用向けのナイフにも適している。

上記合金材料以外に、鋼が追加合金元素を相当量含む必要はなく、また含むべきではない。いくつかの材料は、鋼の特性に悪い影響を及ぼすため、明らかに望ましくない。このことは、たとえば、鋼の靱性に悪影響を及ぼさないように可能な限り低いレベル、好ましくは最大でも０．０３％で維持すべきリンに当てはまる。また、硫黄も多くの点で望ましくない元素であるが、主に靱性に対するその悪影響は、本質的に無害な硫化マンガンを形成するマンガンの助けによってかなり中和することができ、したがって、鋼の被削性を向上させるために、約０．５％の最大含量で硫黄を許容することができる。また、チタン、ジルコニウムおよびアルミニウムも多くの点で望ましくない元素であるが、これらの元素の最大総含量は約７％まで許容されることもあり、通常はるかに低い含量、合計で＜０．１％である。

鋼の加熱処理では、９５０℃〜１１５０℃、好ましくは１０２０℃〜１１３０℃、最も好ましくは１０５０℃〜１１２０℃の温度で鋼がオーステナイト化される。より高いオーステナイト化温度が原理上考えられるが、従来既存の焼戻し炉がより高い温度に適合していないことを考慮すると好適ではない。オーステナイト化温度での好適な保持時間は１０〜３０分である。前記オーステナイト化温度から周囲温度以下まで鋼を冷却する。機械加工された工具部品の形においては、−４０℃以下まで鋼を低温冷凍することができる。したがって、生成物（ｐｒｏｄｕｃｔ）に所望の寸法安定性を与える目的で、存在するいかなる残留オーステナイトも排除するために、低温凍結を適用することができる。この低温凍結は、好適には、ドライアイスの中で約−７０または−８０℃まで、または液体窒素の中ではるか約−１９６℃まで行う。最適な耐食性を実現するためには、少なくとも一度、好ましくは少なくとも二度、２００〜３００℃で工具の低温焼戻しを行う。代わりに、二次硬化を実現するために鋼を最適化することが望ましい場合には、少なくとも一度、好ましくは二度、任意選択で数回、４００〜５６０℃の温度で、好ましくは４５０〜５２５℃で生成物の高温焼戻しを行う。このような各焼戻し処理の後、生成物を冷却する。この場合もやはり、いかなる残留オーステナイトも排除することによって望ましい寸法安定性をさらに確実にするために、好ましくは上記に従って低温冷凍を適用する。焼戻し温度での保持時間は１〜１０時間でよく、好ましくは１〜２時間である。

固結した完全な緻密体を形成するための金属粉末のホットプレスにおいて、また最終的な工具部品の焼入れにおいてなど、鋼がさらされる様々な加熱処理に関連して、隣接する炭化物、窒化物および／または炭窒化物が合体してより大きな凝集体を形成することがある。したがって、最終的な熱処理後の生成物中のこれら硬質相の粒子の寸法は、３μｍを超えることがある。体積％で表すと、粒子の最長延長部（ｔｈｅ ｌｏｎｇｅｓｔ ｅｘｔｅｎｓｉｏｎ）で測定した場合、大部分が１〜１０μｍの範囲内である。硬質相の総量は、窒素含量および窒化物フォーマ、すなわち、主にバナジウムおよびクロムの含量に依存する。一般に、最終生成物中の硬質相の総量は、５〜４０体積％の範囲内にある。本発明による鋼材料は、主に、プラスチック成分の射出成形、圧縮成形および押出し成形用の工具、特にプラスチックの成形用工具ならびに冷間加工用途におけるシートの成形および切断用工具において使用するために開発されたが、他の目的のために、たとえば、エンジン用噴射ノズル、磨耗部品、ポンプ部品、軸受要素などの構成要素において、また食品産業において使用することを目的とする工具において、あるいは腐食についての要求が高い他の産業用途において本発明による鋼材料を使用することもできる。

本発明の他の特性および態様は、行った試験についての以下の説明から、また添付の特許請求の範囲から明らかである。

図面の簡単な説明
行った試験についての以下の説明において、添付の図面を参照する。

図１は、座標系の形で、本発明による綱についてのＮの含量と（Ｖ＋Ｎｂ／２）の含量との関係を示す。

図２ａ〜図２ｆは、塩水噴霧試験後の試験済み綱を示す写真である。

図３、図４ａ、図４ｂは、いくつかの参照用鋼についての０．０５ＭのＨ₂ＳＯ₄中における分極のグラフを示す。

図５、図６、図７ａ、図７ｂ、図８は、本発明によるいくつかの鋼についての０．０５ＭのＨ₂ＳＯ₄中における分極のグラフを示す。

図９は、０．１ＭのＨＣｌ中における分極のグラフを示す。

図１０は、耐かじり性の表を示す。

図１１は、鋼Ｎｏ．４（参照用鋼）の微細構造（ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）を示す。

図１２は、本発明による鋼Ｎｏ．６の微細構造を示す。

図１３は、本発明による鋼Ｎｏ．６についてのオーステナイト化温度に応じた硬度を示す。

図１４は、本発明による鋼Ｎｏ．７についてのオーステナイト化温度に応じた硬度を示す。

実験の説明
実験室規模の実験
試験した材料の化学組成を以下の表６に示す。鋼Ｎｏ．１〜４ならびに９および１０は、出願人によって作製された市販の鋼の形の参照材料であり、一方鋼Ｎｏ．５〜８は本発明による鋼である。鋼Ｎｏ．３〜９は、窒素ガスアトマイジングによって粉末にした。本発明による鋼には、所与の窒素含量まで固相ニトロ化を行った。加工した鋼粉末をそれぞれ６ｋｇをカプセル化し、その後熱間静水圧圧縮を施して、これらの材料を完全に緻密化する。ＨＩＰされたインゴットを４０×４０ｍｍのロッドに鍛造し、その後これらのロッドをバーミキュライト中で冷ました。

上述したように、（Ｖ＋Ｎｂ／２）の含量に対するＮの含量について鋼の組成の均衡が保たれている場合、本発明による鋼は目的に非常に適した特性、特に腐食特性を実現することが示されている。図１は、座標系の形で、本発明による綱についてのＮの含量と（Ｖ＋Ｎｂ／２）の含量との関係を示す。本発明による鋼については、一方のＮについての座標と、他方の（Ｖ＋Ｎｂ／２）についての座標とが、図１の座標系において角点Ａ’、Ｂ’、Ｇ、Ｈ、Ａ’によって画定される領域内に位置すべきであることを当てはめるべきである。より具体的には、本発明による鋼については、本発明の第１の態様によれば、Ｎの含量と（Ｖ＋Ｎｂ／２）の含量とを、これらの元素の含量が図１による座標系において座標Ａ’、Ｂ’、Ｇ、Ｈ、Ａ’によって画定される領域内に位置するように、互いに対して均衡を保つべきであることを当てはめるべきである。より好ましくは、これらの元素の含量は、座標Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ａによって画定される領域内で均衡を保つ。

本発明の第２の態様によれば、一方のＮの含量と他方の（Ｖ＋Ｎｂ／２）の含量とを、これらの元素の含量が図１の座標系において座標Ｆ、Ｇ、Ｈ、Ｉ、Ｆによって画定される領域内に、さらにより好ましくはＥ、Ｃ、Ｄ、Ｊ、Ｅ内に位置するように、互いに対して均衡を保つべきである。

本発明の第１の好ましい実施形態によれば、鋼中の窒素、バナジウムおよび任意で存在するニオブの含量が、座標Ａ’、Ｂ’、Ｆ、Ｉ、Ａ’よって画定される領域内に、より好ましくはＡ、Ｂ、Ｅ、Ｊ、Ａ内にあるように、互いに対して均衡を保つべきである。本発明による鋼は、高い硬度（最大６０〜６２ＨＲＣ）および優れた延性と組み合わせて耐食性が高く要求される成形および切断用工具における使用に適している。この第１の実施形態による鋼は、本発明による耐磨耗性についての要求が最も低い。同様に、この鋼は、既に公知の材料と十分に比肩して、アブレシブ磨耗に対しても凝着磨耗に対しても、また同様にかじりおよびフレッチングに対しても優れた耐性を有するべきである。表による公称組成であれば、９５０〜１１５０℃のオーステナイト化温度からの焼入れ、ならびに約２００〜３００℃で２×２時間の低温焼戻しまたは４５０〜５５０℃で２×２時間の高温焼戻しの後、鋼は、総量が最大約１０体積％のＭ₂ＸおよびＭＸからなる硬質相を含有するマルテンサイトで構成されるマトリックスを有する。ここで、Ｍ₂ＸにおいてＭは本質的にＣｒ、Ｘは本質的にＮであり、ＭＸにおいてＭは本質的にＶ、Ｘは本質的にＮである。

本発明の第２の好ましい実施形態によれば、鋼中の窒素、バナジウムおよび任意で存在するニオブの含量が、座標Ｉ、Ｆ、Ｆ’、Ｉ’、Ｉによって画定される領域内に、より好ましくはＥ、Ｅ’、Ｊ’、Ｊ、Ｅ内にあるように、互いに対して均衡を保つべきである。この第２の実施形態による鋼は、高い硬度（最大６０〜６２ＨＲＣ）および優れた延性と組み合わせて耐食性が高く要求され、また同時にアブレシブ磨耗に対しても凝着磨耗に対しても、またかじりおよびフレッチングに対しても増大された耐性が要求される成形および切断用工具における使用に大変適している。表による公称組成であれば、９５０〜１１５０℃のオーステナイト化温度からの焼入れ、ならびに約２００〜３００℃で２×２時間の低温焼戻しまたは４５０〜５５０℃で２×２時間の高温焼戻しの後、鋼は、それぞれ最大約１０体積％のＭ₂ＸおよびＭＸからなる硬質相を含有する焼戻しマルテンサイトで構成されるマトリックスを有する。ここで、Ｍ₂ＸにおいてＭは本質的にＣｒ、Ｘは本質的にＮであり、ＭＸにおいてＭは本質的にＶ、Ｘは本質的にＮである。

本発明の第３の好ましい実施形態によれば、鋼中の窒素、バナジウムおよび任意で存在するニオブの含量が、座標Ｉ’、Ｆ’、Ｆ’’、Ｉ’’、Ｉ’よって画定される領域内に、より好ましくはＥ’、Ｅ’’、Ｊ’’、Ｊ’、Ｅ’内にあるように、互いに対して均衡を保つべきである。この第３の実施形態による鋼は、高い硬度（最大６０〜６２ＨＲＣ）および優れた延性と組み合わせて耐食性が高く要求され、また同時に増大した耐磨耗性（アブレシブ磨耗／凝着磨耗／かじり／フレッチング）が要求される成形および切断用工具における使用に大変適している。表による公称組成であれば、約１１２０℃のオーステナイト化温度からの焼入れ、ならびに約２００〜３００℃で２×２時間の低温焼戻しまたは４５０〜５５０℃で２×２時間の高温焼戻しの後、鋼は、約２〜７体積％のＭ₂Ｘおよび１０〜２０体積％のＭＸからなる硬質相を含有する焼戻しマルテンサイトで構成されるマトリックスを有する。ここで、Ｍ₂ＸにおいてＭは本質的にＣｒ、Ｘは本質的にＮであり、ＭＸにおいてＭは本質的にＶ、Ｘは本質的にＮである。

第４の好ましい実施形態によれば、鋼中の窒素、バナジウムおよび任意で存在するニオブの含量が、座標Ｉ’’、Ｆ’’、Ｆ’’’、Ｉ’’’、Ｉ’’よって画定される領域内に、より好ましくはＪ’’、Ｅ’’、Ｅ’’’、Ｊ’’’、Ｊ’’内にあるように、互いに対して均衡を保つべきである。この第４の実施形態による鋼は、高い硬度（最大６０〜６２ＨＲＣ）および優れた延性と組み合わせて耐食性が高く要求され、また同時に増大した耐磨耗性（アブレシブ磨耗／凝着磨耗／かじり／フレッチング）が要求される成形および切断用工具における使用に大変適している。表による公称組成であれば、約１１２０℃のオーステナイト化温度からの焼入れ、ならびに約２００〜３００℃で２×２時間の低温焼戻しまたは４５０〜５５０℃で２×２時間の高温焼戻しの後、鋼は、約３〜８体積％のＭ₂Ｘおよび１５〜２５体積％のＭＸからなる硬質相を含有する焼戻しマルテンサイトで構成されるマトリックスを有する。ここで、Ｍ₂ＸにおいてＭは本質的にＣｒ、Ｘは本質的にＮであり、ＭＸにおいてＭは本質的にＶ、Ｘは本質的にＮである。

第５の好ましい実施形態によれば、鋼中の窒素、バナジウムおよび任意で存在するニオブの含量が、座標Ｉ’’’、Ｆ’’’、Ｇ、Ｈ、Ｉ’’’よって画定される領域内に、より好ましくはＪ’’’、Ｅ’’’、Ｃ、Ｄ、Ｊ’’’内にあるように、互いに対して均衡を保つべきである。この第５の実施形態による鋼は、高い硬度（最大６０〜６２ＨＲＣ）および適度な延性と組み合わせて耐食性が高く要求され、また同時に耐磨耗性（アブレシブ磨耗／凝着磨耗／スミアリング／フレッチング）が極めて高く要求される成形および切断用工具における使用に大変適している。この実施形態による鋼は、約１１００℃のオーステナイト化温度からの焼入れ、ならびに約２００〜３００℃で２×２時間の低温焼戻しまたは４５０〜５５０℃で２×２時間の焼戻しの後、約２〜１０体積％のＭ₂Ｘおよび３０〜４０体積％のＭＸからなる硬質相を含有する焼戻しマルテンサイトで構成されるマトリックスを有する。ここで、Ｍ₂ＸにおいてＭは本質的にＣｒ、Ｘは本質的にＮであり、ＭＸにおいてＭは本質的にＶ、Ｘは本質的にＮである。

以下の試験を行った。

・軟化焼鈍（ｓｏｆｔ−ａｎｎｅａｌｉｎｇ）後の硬度（ＨＢ）
・耐食性
・凝着磨耗の試験
・軟化焼鈍された条件における、また焼入れおよび焼戻しされた条件における微細構造
・９５０〜１１００℃で３０分／ファン（ｍｉｎ／ｆａｎ）および１０分／ファンのオーステナイト化後の、また選択したオーステナイト化温度についての２００〜５００℃で２×２時間の焼戻し後の硬度
・上記熱処理後の残留オーステナイトの決定
軟化焼鈍後の硬度
４つの鋼についての軟化焼鈍後の硬度を表７に示す。鋼Ｎｏ．５および６は、おそらく最適ではない鋼３のサイクルに従って軟化焼鈍した。本発明を示している鋼Ｎｏ．５および６が、被削性の点では受け入れ可能な参照材料Ｎｏ．４と同じレベルの硬度を有することは、この表から明らかである。窒素合金であり、窒素合金ではないＰＭ鋼よりも硬質相の細かな（ｆｉｎｅｒ）分布を有する粉末冶金により作製した綱（ＰＭ鋼）は、より高い軟化焼鈍後の硬度（約３００〜３３０ＨＢ）でも優れた被削性を示すことが、これまでの経験により示されている。

耐食性
本発明による鋼の耐食性を、様々な腐食環境において参照材料と比較した。以下の試験方法により耐食性を測定した。

・ｐＨ１．２で０．０５ＭのＨ₂ＳＯ₄中における分極に対する耐性の評価
・ｐＨ６．１の３％ＮａＣｌ中、または０．０１Ｍの０．３％ＮａＣｌ中における局所的な腐食に対する耐性の試験、ＣＰＴ
・塩水噴霧試験、７日の間５分の塩水噴霧／５５分休憩（ｒｅｓｔ）、３％ＮａＣｌ、０．３７％ＨＣｌ、ｐＨ１．５、Ｔ＝２０℃、（ＳＤ１）
・塩水噴霧試験、７日の間５分の塩水噴霧／５５分休憩、３％ＮａＣｌ、０．３７％ＨＣｌ、ｐＨ１．５、Ｔ＝２０℃、（ＳＤ２）
・ＡＳＴＭ Ｇ５に基づく方法による、酸性塩化物溶液、０．０１ＭのＨＣｌ、３５００ｐｐｍの塩素中における分極のグラフの記録（ｒｅｇｉｓｔｅｒｉｎｇ）
Ｈ₂ＳＯ₄中における最初の試験では、たとえば成形空洞内の凝縮水から、耐全面（ｇｅｎｅｒａｌ）腐食性の像（ｐｉｃｔｕｒｅ）が得られる一方、次に続く４つの試験方法では、たとえば成形ラックにおける冷却チャネル内の、攻撃的な塩化物イオンの存在下における耐食性の像が得られる。

腐食試験の結果は以下の説明で示し、また孔食に対する耐性ＰＲＥ（鋼がその焼入れされた条件にある場合にマトリックス中に溶解しているＮ、ＭｏおよびＣｒの含量の合計）の理論計算も示している以下の表８に示す。

・ＣＰＴとは、ｐＨ＝６．１の３％ＮａＣｌ中、または０．０１Ｍの０．３％ＮａＣｌ中における局所的な腐食に対する耐性を示す。１で印を付けてある値は、０．０５ＭのＮａＣｌ中での試験である。孔食が起こる前の臨界温度が高いほど、耐食性が優れている。

・ＳＤ１は、５時間の間の（５分の塩水噴霧／５５分休憩）２０℃、ｐＨ＝３．１の５％ＮａＣｌ中における塩水噴霧試験である。０〜１００の全域において０＝攻撃なし、１００＝表面全体が腐食されている、である。

・ＳＤ２は、ＳＤ１において攻撃されなかった試料の、７時間の間の（５分の塩水噴霧／５５分休憩）２０℃、ｐＨ＝１．５の３％ＮａＣｌ中における塩水噴霧試験である。０〜１００の全域において０＝攻撃なし、１００＝表面全体が腐食されている、である。

０．０５ＭのＨ₂ＳＯ₄中における分極に対する耐性の評価
たとえば成形空洞内の凝縮水について、ｐＨ１．２で０．０５ＭのＨ₂ＳＯ₄中における分極のグラフを記録し、したがって耐全面腐食性の像を形成することによって、本発明による鋼の全面腐食に対する耐性をいくつかの市販の参照材料と比較した。図３〜８を参照のこと。

図３は、Ｔ_A１０８０℃／３０分＋Ｔ_temp２００℃／２×２時間における、参照用鋼Ｎｏ．３についての分極グラフを示し、
図４ａは、Ｔ_A＝１０８０℃／３０分＋Ｔ_temp＝２００℃／２×２時間における、参照用鋼Ｎｏ．４についての分極グラフを示し、
図４ｂは、Ｔ_A＝１０８０℃／３０分＋Ｔ_temp＝５００℃／２×２時間における、参照用鋼Ｎｏ．４についての分極グラフを示し、
図５は、Ｔ_A＝１０５０℃／３０分＋Ｔ_temp＝２００℃／２×２時間における、本発明による鋼Ｎｏ．５についての分極グラフを示し、
図６は、Ｔ_A＝１０５０℃／３０分＋Ｔ_temp＝２００℃／２×２時間における、本発明による鋼Ｎｏ．６についての分極グラフを示し、
図７ａは、Ｔ_A＝１１００℃／３０分＋Ｔ_temp＝２００℃／２×２時間における、本発明による鋼Ｎｏ．７についての分極グラフを示し、
図７ｂは、Ｔ_A＝１１００℃／３０分＋Ｔ_temp＝５００℃／２×２時間における、本発明による鋼Ｎｏ．７についての分極グラフを示し、
図８は、Ｔ_A＝１０５０℃／３０分＋Ｔ_temp＝２００℃／２×２時間における、本発明による鋼Ｎｏ．８についての分極グラフを示す。

この試験から、本発明による鋼が、市販の参照材料Ｎｏ．３および４よりも優れた最良の特性を有することが明らかであり、このことは、より深くより広いＵ字を有する本発明による鋼についての分極のグラフによって図中に示されている。特に、本発明による鋼は、−１５０ｍＶ以下の低電位においても全面腐食に対する非常に優れた耐性を有する。本発明による材料は、驚くべきことに高温焼戻し後でさえ優れた継続的な腐食特性を有する。図７ａおよび図７ｂを参照のこと。比較のために参照用鋼Ｎｏ．４を参照すると、その腐食特性は、低温焼戻しの代わりに高温焼戻しを材料に施すと損なわれる。図４ａおよび図４ｂを参照のこと。

局所的な腐食に対する耐性の評価、ＣＰＴ
両試験方法は共に、本発明による鋼が、今日商業的に使用され孔食に対する非常に優れた耐性を有すると考えることができる鋼Ｎｏ．２と比較すると、孔食に対して同様のまたは優れた耐性を有することを示している。

塩水噴霧試験
本発明による鋼の耐食性を、塩水噴霧試験によっていくつかの参照用鋼と比較した。

・ＳＤ１は、５時間の間の（５分の塩水噴霧／５５分休憩）２０℃、ｐＨ＝３．１の５％ＮａＣｌ中における塩水噴霧試験である。０〜１００の全域において０＝攻撃なし、１００＝表面全体が腐食されている、である。この環境において攻撃されなかった鋼を、試験ＳＤ２においてより長い時間試験した。

・ＳＤ２は、ＳＤ１において攻撃されなかった試料の、７時間の間の（５分の塩水噴霧／５５分休憩）２０℃、ｐＨ＝１．５の３％ＮａＣｌ中における塩水噴霧試験である。０〜１００の全域において０＝攻撃なし、１００＝表面全体が腐食されている、である。
塩水噴霧試験の前に、以下の表９に従ってこれらの鋼を熱処理した。

図２ａ〜図２ｆは、試験後の試験済み鋼の写真を示す。本発明による鋼は、市販の参照材料Ｎｏ．２に十分に匹敵するが、参照材料Ｎｏ．４は耐食性についての要求を満たしていない。本発明による鋼はすべて、高温焼戻しの場合でさえも塩水噴霧において非常に優れた耐食性を示した（鋼Ｎｏ．７、図２ｆ）。これらの結果は、低温凍結なしであっても、またより高い含量の残留オーステナイトがあっても、残留オーステナイトの含量を低減する目的で行われている低温凍結後と同様の耐食性を合金Ｎｏ．７が有し、それにより硬度が少なくとも６０ＨＲＣまで増大することも示している。さらに、合金Ｎｏ．５もこの試験において同様の耐食性に達することが示されている。合金Ｎｏ．６および８は優れた耐食性を有するが、合金Ｎｏ．７ほど高くはない。

０．１ＭのＨＣｌ中における分極に対する耐性の評価
本発明による鋼の耐食性を、ＡＳＴＭ Ｇ５に基づく方法による、酸性塩化物溶液、０．０１ＭのＨＣｌ、３５００ｐｐｍの塩素中における分極のグラフの記録によっていくつかの参照用鋼と比較した。本発明による鋼が最良の腐食特性を有していた。本発明による鋼Ｎｏ．７が、図９から明らかであるが、酸性塩化物溶液中における分極のグラフの記録において受動期（ｐａｓｓｉｖｅ ｉｎｔｅｒｖａｌ）を示していたことが、また本発明による鋼の腐食速度が、以下の表１０から明らかであるが、すべての参照材料よりも優れていることが特に興味深い。また、たとえば成形空洞内の凝縮水についての、より全面的な耐食性を表しているＨ₂ＳＯ₄中における分極のグラフは、合金Ｎｏ．７が上述のように最良の特性を有することも示している。

これらの材料の腐食性試験について要約すると、上記電気化学的方法によって、工具鋼の腐食特性を順位付けすることが可能だったと言うことができる。これら２つの腐食方法から２つのグループの工具鋼が現れたが、その中で本発明による鋼および参照用鋼Ｎｏ．２が最良の腐食特性を示した。

凝着磨耗の試験
本発明による鋼の凝着磨耗およびかじりに対する耐性を、回転速度＝０．１ｍ／分、表面粗さ（Ｒ_A）＝０．１μｍである１８−８鋼の回転ロッドに対する材料の乾燥試験によって、いくつかの参照材料と比較した。参照用鋼Ｎｏ．１０は、１０２０℃のオーステナイト化温度から焼き入れられ、２００℃で焼き戻され、６０ＨＲＣの硬度を実現した。参照用鋼Ｎｏ．９は、１０２０℃のオーステナイト化温度から焼き入れられ、５６０℃で３×１時間で焼き戻され、６１ＨＲＣの硬度を実現した。本発明による鋼Ｎｏ．５は、１１００℃のオーステナイト化温度から焼き入れられ、２００℃で２×２時間焼き戻され、５０ＨＲＣの硬度を実現し、一方本発明による鋼Ｎｏ．７は、１１００℃のオーステナイト化温度から焼き入れられ、２００℃で２×２時間焼き戻され、６１ＨＲＣの硬度を実現した。この試験の結果を図１０のグラフに示す。ここで、
１＝かじりおよび凝着磨耗に対する最悪の耐性、
１０＝かじりおよび凝着磨耗に対する最良の耐性である。

本発明による鋼、特に参照材料Ｎｏ．９に匹敵する本発明による鋼Ｎｏ．７が、凝着磨耗およびかじりに対する非常に優れた耐性を有することがこの図から明らかである。

微細構造
加熱処理に関係なく、本発明による鋼は、場合によっては合体してより大きな凝集体を形成した小さい炭化物の均等な分布を含むことが、試験済み材料の構造調査により示された。したがって、最終的な熱処理後の生成物中のこれら硬質相の粒子の寸法は、３μｍを超えることがある。体積％で表すと、粒子の最長延長部で測定した場合、大部分が１〜１０μｍの範囲内である。参照材料と比較すると、本発明による材料の微細構造は、かなり小さい炭化物を有する。

図１１は参照用鋼Ｎｏ．４の微細構造を示す。この鋼は、１０８０℃／３０分のオーステナイト化温度から焼き入れられ、２００℃の焼戻し温度で２×２時間焼き戻される。炭化物の含量は、点を数えることによって決定した。図中、炭化クロム（Ｍ₂Ｘ）は灰色であるように見え、２４体積％で存在する一方、炭化バナジウム（ＭＸ）は黒色で、４．５体積％で存在し、合計２８．５体積％で存在する。

図１２は、本発明による鋼Ｎｏ．６の微細構造を示す。この鋼は、１０５０℃／３０分のオーステナイト化温度から焼き入れられ、２００℃の焼戻し温度で２×２時間焼き戻される。図中、炭化クロム（Ｍ₂Ｘ）は灰色であるように見え、３体積％で存在する一方、炭化バナジウム（ＭＸ）は黒色で、１７．５体積％で存在し、合計２０体積％で存在する。

熱処理後の硬度
１０００〜１１００℃で３０分のオーステナイト化＋それぞれ２００℃および５００℃で２×２時間の焼戻し後の硬度を、試験済み材料について測定した。その硬度を表１０に示す。参照材料Ｎｏ．３は、低温焼戻しの後に５８ＨＲＣの、また高温焼戻しの後に５９．５ＨＲＣの硬度を実現した。参照材料Ｎｏ．４は、低温および高温のアニールの何れの後でも６１ＨＲＣの硬度を実現した。本発明による鋼は、５５〜６２ＨＲＣの範囲にある硬度を示した。図１３は、オーステナイト化温度に応じた鋼Ｎｏ．６の硬度の図を示す。−１９６℃の液体窒素中で材料を低温凍結することによって材料中の残留オーステナイトの含量を削減すると、オーステナイト化温度を上昇させることが可能となり、それによりマトリックス中でクロムの含量を増大させることができ、その結果耐食性が改善されることも明らかである。

図１４は、オーステナイト化温度に応じた鋼Ｎｏ．７の硬度の図を示す。低温凍結によって鋼が６０〜６２ＨＲＣに達することができることもこの図から明らかである。本発明による鋼Ｎｏ．６もＮｏ．７も、１０５０〜１１００℃で３０分のオーステナイト化＋５００℃で２×２時間の焼戻しによる熱処理後に、６１〜６２ＨＲＣに達する可能性を示した。

残留オーステナイトの含量
調査した鋼材料について、熱処理後の残留オーステナイトの含量も表１０に示す。残留オーステナイトの含量を低温凍結によって低減することができることがこの表から明らかである。残留オーステナイトの含量は、Ｘ線回折によって測定した。

座標系の形で、本発明による綱についてのＮの含量と（Ｖ＋Ｎｂ／２）の含量との関係を示すグラフである。 図２ａ〜２ｆは、塩水噴霧試験後の試験済み綱を示す写真である。 参照用鋼についての０．０５ＭのＨ₂ＳＯ₄中における分極のグラフである。 参照用鋼についての０．０５ＭのＨ₂ＳＯ₄中における分極のグラフである。 参照用鋼についての０．０５ＭのＨ₂ＳＯ₄中における分極のグラフである。 本発明による鋼についての０．０５ＭのＨ₂ＳＯ₄中における分極のグラフである。 本発明による鋼についての０．０５ＭのＨ₂ＳＯ₄中における分極のグラフである。 本発明による鋼についての０．０５ＭのＨ₂ＳＯ₄中における分極のグラフである。 本発明による鋼についての０．０５ＭのＨ₂ＳＯ₄中における分極のグラフである。 本発明による鋼についての０．０５ＭのＨ₂ＳＯ₄中における分極のグラフである。 ０．１ＭのＨＣｌ中における分極のグラフを示す。 耐かじり性の表を示す。 鋼Ｎｏ．４（参照用鋼）の微細構造（ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）を示す。 本発明による鋼Ｎｏ．６の微細構造を示す。 本発明による鋼Ｎｏ．６についてのオーステナイト化温度に応じた硬度を示す。 本発明による鋼Ｎｏ．７についてのオーステナイト化温度に応じた硬度を示す。

Claims (11)

1. 粉末冶金により作製され、重量％単位で、
   ０．０１〜２Ｃと、
   ０．０１〜３．０Ｓｉと、
   ０．０１〜１０．０Ｍｎと、
   １６〜３０Ｃｒと、
   ０．０１〜５Ｎｉと、
   ０．０１〜５．０（Ｍｏ＋Ｗ／２）と、
   ０．０１〜９Ｃｏと、
   最大０．５Ｓと、
   ０．６〜１０Ｎおよび
   ０．５〜１４（Ｖ＋Ｎｂ／２）と、ここで、一方のＮの含量と、他方の（Ｖ＋Ｎｂ／２）の含量とが、これらの元素の含量が図１の座標系において座標Ａ’、Ｂ’、Ｇ、Ｈ、Ａ’によって画定される領域内にあるように、互いに対して均衡が保たれ、［Ｎ，（Ｖ＋Ｎｂ／２）］の座標が、
   Ａ’：［０．６，０．５］
   Ｂ’：［１．６，０．５］
   Ｇ：［９．８，１４．０］
   Ｈ：［２．６，１４．０］
   であり、
   最大７の（Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ａｌ）と、残部鉄および不可避的不純物からなる化学組成を有することを特徴とする鋼材料。
2. 一方のＮの含量と、他方の（Ｖ＋Ｎｂ／２）の含量とが、これらの元素の含量が図１の座標系において座標Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ａによって画定される領域内にあるように、互いに対して均衡が保たれ、Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ａについての［Ｎ，（Ｖ＋Ｎｂ／２）］の座標が、
   Ａ：［０．８，０．５］
   Ｂ：［１．４，０．５］
   Ｃ：［８．０，１４．０］
   Ｄ：［４．３，１４．０］
   であることを特徴とする、請求項１に記載の鋼材料。
3. ０．１〜０．５Ｃ、０．０１〜１．５Ｓｉ、０．０１〜１．５Ｍｎ、１８〜２２Ｃｒ、０．０１〜２．５Ｍｏ、０．５〜２．０Ｖおよび０．８〜２．０Ｎを含み、
   ９５０〜１１５０℃のオーステナイト化温度からの焼入れ、ならびに２００〜３００℃で２×２時間の低温焼戻しまたは４５０〜５５０℃で２×２時間の高温焼戻しの後、ＭがＣｒであり、ＸがＮであるＭ_２ＸおよびＭがＶであり、ＸがＮであるＭＸからなる硬質相を含有するマルテンサイトで構成されるマトリックスを有し、これらの硬質相の総含量が１０体積％である
   ことを特徴とする、請求項１に記載の鋼材料。
4. ０．１〜０．５Ｃ、０．０１〜１．５Ｓｉ、０．０１〜１．５Ｍｎ、１８〜２２Ｃｒ、０．０１〜２．５Ｍｏ、２．０〜４．０Ｖおよび１．３〜３．０Ｎを含み、
   ９５０〜１１５０℃のオーステナイト化温度からの焼入れ、ならびに２００〜３００℃で２×２時間の低温焼戻しまたは４５０〜５５０℃で２×２時間の高温焼戻しの後、ＭがＣｒであり、ＸがＮであるＭ_２Ｘ最大１０体積％と、ＭがＶであり、ＸがＮであるＭＸ最大１０体積％とからなる硬質相を含有する焼戻しマルテンサイトで構成されるマトリックスを有する
   ことを特徴とする、請求項１に記載の鋼材料。
5. ０．１〜０．８Ｃ、０．０１〜１．５Ｓｉ、０．０１〜１．５Ｍｎ、１８〜２２Ｃｒ、０．０１〜２．５Ｍｏ、４．０〜７．５Ｖおよび１．５〜５．０Ｎを含み、
   １１００〜１１２０℃のオーステナイト化温度からの焼入れ、ならびに２００〜３００℃で２×２時間の低温焼戻しまたは４５０〜５５０℃で２×２時間の高温焼戻しの後、ＭがＣｒであり、ＸがＮであるＭ_２Ｘ２〜７体積％と、ＭがＶであり、ＸがＮであるＭＸ１０〜２０体積％からなる硬質相を含有する焼戻しマルテンサイトで構成されるマトリックスを有する
   ことを特徴とする、請求項１に記載の鋼材料。
6. ０．１〜１．５Ｃ、０．０１〜１．５Ｓｉ、０．０１〜１．５Ｍｎ、１８〜２２Ｃｒ、０．０１〜２．５Ｍｏ、７．５〜１１．０Ｖおよび２．５〜６．５Ｎを含み、
   １１００〜１１２０℃のオーステナイト化温度からの焼入れ、ならびに２００〜３００℃で２×２時間の低温焼戻しまたは４５０〜５５０℃で２×２時間の高温焼戻しの後、ＭがＣｒであり、ＸがＮであるＭ_２Ｘ３〜８体積％と、ＭがＶであり、ＸがＮであるＭＸ１５〜２５体積％とからなる硬質相を含有する焼戻しマルテンサイトで構成されるマトリックスを有する
   ことを特徴とする、請求項１に記載の鋼材料。
7. ０．１〜２Ｃ、０．０１〜１．５Ｓｉ、０．０１〜１．５Ｍｎ、１８〜２２Ｃｒ、０．０１〜２．５Ｍｏ、１１．０〜１４Ｖおよび５〜１０Ｎを含み、
   １１００〜１１２０℃のオーステナイト化温度からの焼入れ、ならびに２００〜３００℃で２×２時間の低温焼戻しまたは４５０〜５５０℃で２×２時間の高温焼戻しの後、ＭがＣｒであり、ＸがＮであるＭ_２Ｘ２〜１０体積％と、ＭがＶであり、ＸがＮであるＭＸ３０〜４０体積％とからなる硬質相を含有する焼戻しマルテンサイトで構成されるマトリックスを有する
   ことを特徴とする、請求項１に記載の鋼材料。
8. 前記作製が、鋼溶融物のガスアトマイジングによる粉末の生成と、前記粉末の固相窒化とを含むことを特徴とする、請求項１から７のいずれか一項に記載の鋼材料。
9. 前記ガスアトマイジングが窒素ガスアトマイジングである、請求項８に記載の鋼材料。
10. 請求項１から９のいずれか一項に記載の鋼材料から作製され、請求項３から７のいずれか一項に従って焼き入れされ焼き戻されたことを特徴とする、プラスチックの成分の射出成形、圧縮成形もしくは押出し成形用の工具、または粉末の加圧成形用の工具、または冷間加工用途におけるシートの成形および切断用の工具、またはナイフおよび磨耗部品からなる群から選ばれる食品産業における使用向けの工具。
11. 請求項１から９のいずれか一項に記載の鋼材料から作製され、請求項３から７のいずれか一項に従って焼き入れされ焼き戻されたことを特徴とする、エンジン用噴射ノズル、磨耗部品、ポンプ部品および軸受要素からなる群から選ばれる構成要素。

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