JP6529234B2

JP6529234B2 - 高い靭性と軟化抵抗性を有する高速度工具鋼

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Publication number: JP6529234B2
Application number: JP2014192554A
Authority: JP
Inventors: 祐太島村
Original assignee: Sanyo Special Steel Co Ltd
Current assignee: Sanyo Special Steel Co Ltd
Priority date: 2014-09-22
Filing date: 2014-09-22
Publication date: 2019-06-12
Anticipated expiration: 2034-09-22
Also published as: JP2016060961A

Description

この発明は、冷間鍛造、温間鍛造、熱間鍛造、熱間押出、ダイカストなどの金型に好適な高い靭性と軟化抵抗性を有する高速度工具鋼に関する。

硬度と耐磨耗性が得られる高速度工具鋼として、例えばＪＩＳ規格のＳＫＨ５１がある。しかし、このＳＫＨ５１は、Ｍｏ、Ｖ、Ｗといった合金元素が多く添加されているので、一次炭化物が増加し、靭性が低下する傾向にあった。この高速度工具鋼と同等の硬さを得つつ、靭性を高めた高速度工具鋼として、マトリクスハイス系の高速度工具鋼がある。このマトリクスハイス系の高速度工具鋼は、ＪＩＳ−ＳＫＨ５１などの高速度工具鋼の基地（マトリクス）の組成を参考にしてＭｏ、Ｖ、Ｗといった合金元素の含有量を低くした成分系からなり、高い強度と靭性を兼備した工具鋼が従来技術として知られている。

これらの従来技術の一つとして、切削工具および熱間・温間ないし冷間における鍛造、圧造、据込み、剪断等の各種工具に利用され高速度工具鋼、特に低温焼入れが可能な高速度工具鋼の発明が提案されている（例えば、特許文献１参照。）。しかし、この特許文献１の発明の実施例として示される成分系における（２Ｍｏ＋Ｗ）の成分量の上限は２０％と高いので、安定した靱性が得られない。

さらに他の従来技術として、塑性加工用圧造工具などに使用される耐衝撃性および耐摩擦性に優れた低合金高速度工具鋼の発明が提案されている（例えば、特許文献２、特許文献３参照。）。また、Ｃ含有量などの合金元素の関係式を用いて、合金元素の添加量の最適化を図り、高温環境下での軟化抵抗および耐磨耗性の維持が可能な金型鋼の発明が提案されている（例えば、特許文献４参照。）。しかし、これらの文献は靱性を低下させる要因となるＰ、Ｓ、Ｏ、Ｎなどの不純物元素に関する考慮がなされておらず、安定した靱性が得られない。

さらに上記の特許文献１〜特許文献４の他に、マトリクスハイス系高速度工具鋼の靭性を考慮した発明が提案されている（例えば、特許文献５、特許文献６参照。）。しかし、特許文献５の発明はＣｒ量が高いので、軟化抵抗性が不足する場合があり、また、各合金元素の炭化物に対するＭｏ系炭化物の割合を考慮した値について考慮されておらず、靱性が低下する場合がある。また、特許文献６の発明は、各合金元素の炭化物に対するＭｏ系炭化物の割合を考慮した値について考慮されておらず、さらに、この特許文献６の発明の実施例として示される成分系では、靱性と軟化抵抗性を同時に考慮したＣ、Ｍｏ、Ｗなどの成分検討がなされておらず、靱性や軟化抵抗性が不足する場合がある。

特開２００３−２６８４９９号公報特開平１−１０８３４８号公報特開平１−１５９３４９号公報特開２０１３−２１３２５６号公報特開２００４−２８５４４４号公報特開２００５−２０６９１３号公報

本発明が解決しようとする課題は、鋼中の合金元素添加量の最適化により、軟化抵抗性を兼備し、特にＣｒ、Ｖ、Ｗ、Ｎｂの添加量に対するＭｏの添加量を考慮することにより、靭性を高位で安定させることが可能な金型用の工具鋼を提供することである。

従来の技術として上述したような問題を解消するために、発明者は、鋭意開発を進めた結果、請求項に示す合金成分、Ｃ量−Ｃ_eq＝ΔＣからなる式およびＡ値＝０．０６３×％Ｍｏ／Ｃ_eqからなる式を満たすことで、靭性および軟化抵抗性のバランスに優れた工具鋼が得られることを見出した。

すなわち、上記の課題を解決するための本発明の手段は、請求項１の手段では、質量％で、Ｃ：０．６０〜０．７５％、Ｓｉ：０．１０〜２．５０％、Ｍｎ：０．１０〜１．００％、Ｃｒ：３．００％〜５．００％未満、Ｍｏ：２．００〜３．６０％、Ｗ：３．００％以下、ただし、２Ｍｏ＋Ｗ：５．００〜９．００％、Ｖ：０．５０〜２．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｏ：０．０１００％以下、Ｎ：０．００７９％〜０．０４００％を含有し、さらに選択的成分としてＮｂ：１．００％以下およびＣｏ：５．００％以下の１種または２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、ΔＣ：−０．１０００〜０．０６００であり、Ａ値：０．２５６〜０．３５０であることを特徴とする高い靱性を有する高速度工具鋼である。
ここに、ΔＣ＝Ｃ−Ｃ_eqであり、Ｃ_eq＝０．０６×％Ｃｒ＋０．０６３×％Ｍｏ＋０．０３３×％Ｗ＋０．２×％Ｖ＋０．１×％Ｎｂである。Ｃ_eqは、主に添加した各合金元素が総て炭化物となる場合に必要なＣ量の目安として用いられている。
すなわち、ΔＣは、鋼中のＣと各合金元素量との関係から、固溶Ｃ量に関して考慮した値である。
さらに、Ａ値＝０．０６３×％Ｍｏ／Ｃ_eqであり、Ａ値は、靱性と軟化抵抗性の両方の特性を兼備するために、各合金元素の炭化物に対するＭｏ系炭化物の割合に関して考慮した値である。

この発明は、冷間鍛造、温間鍛造、熱間鍛造、熱間押出、ダイカストなどの金型に好適な高い靱性を有する高速度工具鋼であり、鋼中の合金元素添加量の最適化によって、焼入れ後の靱性が高く、高温で長時間保持した場合の軟化量の小さい優れた軟化抵抗性を有し、かつ、靱性と軟化抵抗性のバランスに優れた高速度工具鋼である。

本発明の実施するための形態に先立って、本願の請求項に係る発明の化学成分の限定理由並びにΔＣ（＝Ｃ−Ｃ_eq）およびＡ値（＝０．０６３％Ｍｏ／Ｃ_eq）について説明する。なお、以下の各化学成分における％は、質量％である。

Ｃ：０．６０〜０．７５％
Ｃは、十分な焼入れ性や焼入焼戻し硬さを確保し、炭化物を形成させることで耐摩耗性や高温強度を得るために必要な元素である。Ｃが０．６０％より少なすぎると十分な硬さと高温強度と耐摩耗性が得られない。一方、Ｃが０．７５％より多すぎると、鋼中での凝固偏析および炭化物偏析を助長し、靱性を阻害する。そこで、Ｃは０．６０〜０．７５％とする。

Ｓｉ：０．１０〜２．５０％
Ｓｉは、製鋼での脱酸効果および焼入性の確保として必要な元素である。しかし、Ｓｉが０．１０％より少ないと、製鋼での脱酸および焼入性の効果は得られない。一方、Ｓｉが２．５０％より多すぎると、靱性を低下させる。そこで、Ｓｉは０．１０〜２．５０％とする。

Ｍｎ：０．１０〜１．００％
Ｍｎは、焼入性の確保として必要な元素である。しかし、Ｍｎが０．１０％より少ないと、焼入性の効果は得られない。一方、Ｍｎが１．００％より多く含有されると、加工性を低下させる。そこで、Ｍｎは０．１０〜１．００％とする。

Ｃｒ：３．００〜５．００％
Ｃｒは、焼入性を改善する元素である。しかし、Ｃｒが３．００％より少ないと、焼入
性は十分に改善されない。一方、Ｃｒが５．００％より多すぎると、焼入焼戻し時にＣｒ系の炭化物の偏析を助長し、高温強度および軟化抵抗性を低下させる。そこで、Ｃｒは３．００〜５．００％とする。

Ｍｏ：２．００〜３．６０％、Ｗ：３．００％以下、かつ、２Ｍｏ＋Ｗ：５．００〜９．００％
ＭｏおよびＷは、ともに焼入性、焼戻し時の二次硬化、高温強度、軟化抵抗性に寄与する元素である。また、焼入れ時に未固溶の微細な炭化物が結晶粒の粗大化を抑制し、靱性の低下を抑制する。しかし、Ｍｏが２．００％より少なく、かつ２Ｍｏ＋Ｗが５．００％より少ないと、焼入性、焼戻し時の二次硬化、高温強度、軟化抵抗性は得られず、焼入れ時に未固溶の微細な炭化物が結晶粒の粗大化が抑制できず、靱性の低下も抑制できない。一方、Ｍｏが３．６０％より過剰に、Ｗが３．００％より過剰に、かつ２Ｍｏ＋Ｗが９．００％より過剰に含有されると、凝固偏析を助長して粗大炭化物を晶出し、靱性を低下させる。特にＭｏはＷと同等の効果を得るためには、ＭｏはＷの２倍の量を含有させる必要があるが、Ｍｏを過剰に含有させるとコストが嵩む。そこで、Ｍｏは２．００〜３．６０％、Ｗは３．００％以下とし、かつ、２Ｍｏ＋Ｗは５．００〜９．００％とする。

Ｖ：０．５０〜２．００％
Ｖは、焼戻し時に微細で硬質なＭＣ型の炭化物、窒化物、炭窒化物を析出し、高温強度や耐摩耗性に寄与する元素である。また、焼入れ時に未固溶の微細な炭化物や炭窒化物が結晶粒の粗大化を抑制し、靱性の低下を抑制する。しかし、Ｖが０．５０％より少ないと高温強度や耐摩耗性が得られず、結晶粒の粗大化や靱性の低下が抑制できない。一方、Ｖが２．００％より多すぎると、凝固偏析を助長し、粗大な炭化物、窒化物、炭窒化物を晶出し、靱性を阻害する。そこで、Ｖは０．５０〜２．００％とする。

Ｐ：０．０５０％以下
Ｐは、不純物元素として不可避的に含有される元素である。ところで、Ｐが０．０５０％より多いと、結晶粒界へ偏析し、靱性を低下させる。そこで、Ｐは０．０５０％以下とする。

Ｓ：０．０３０％以下
Ｓは、不純物元素として不可避的に含有される元素である。ところで、Ｓが０．０３０％より多いと、硫化物を形成し、靱性および熱間加工性を低下させる。そこで、Ｓは０．０３０％以下とする。

Ｏ：０．０１００％以下
Ｏは、不純物元素として不可避的に含有される元素である。ところで、Ｏが０．０１００％より多いと、酸化物を形成して破壊の起点となり、靱性や疲労強度を低下させる。そこで、Ｏは０．０１００％以下とする。

Ｎ：０．０４００％以下
Ｎは、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉと結合して、ＭＣ型の窒化物や炭窒化物を形成し、硬度や耐摩耗性に寄与する。それらのＭＣ型の窒化物や炭窒化物は、焼入れ時に結晶粒の粗大化を抑制し、靱性を改善する。ところで、Ｎが０．０４００％より多すぎると、凝固過程で、より高温でのＶ、Ｎｂ、Ｔｉとの結合を助長するため、晶出したＭＣ型の窒化物や炭窒化物が粗大化し、逆に靱性を阻害する。そこで、Ｎは０．０４００％以下とする。

Ｎｂ：１．００％以下
Ｎｂは、Ｖと同様に、焼戻し時に微細で硬質なＭＣ型の炭化物、窒化物、炭窒化物を析出し、高温強度や耐摩耗性に寄与する元素である。また、焼入れ時に未固溶となった微細な炭化物や炭窒化物が結晶粒の粗大化を抑制し、靱性の低下を抑制する。ところで、Ｎｂが１．００％より多すぎると、凝固偏析を助長し、粗大な炭化物、窒化物、炭窒化物を晶出し、靱性を阻害する。そこで、Ｎｂは１．００％以下とする。

Ｃｏ：５．００％以下
Ｃｏは、基地を強化し高温強度を改善する元素で、高温での炭化物の凝集粗大化を抑制し、高温軟化抵抗性や硬さを上昇させる元素である。ところで、Ｃｏが５．００％より多く含有されると、靱性を劣化させるとともにコスト上昇の原因ともなる。そこで、Ｃｏは５．００％以下とする。

ΔＣ：−０．１０００〜０．０６００
ΔＣはΔＣ＝Ｃ−Ｃ_eqで定義される値である。このΔＣ値が、−０．１０００未満であると、十分な焼入焼戻し硬さを得にくくなるばかりでなく、炭化物量が減少し、軟化抵抗性が低下する。一方、ΔＣが０．０６００を超えると、成分偏析や炭化物偏析を助長し、靱性が悪化する。そこで、ΔＣは−０．１０００〜０．０６００とする。

Ａ値：０．２５６〜０．３５０
Ａ値はＡ値＝０．０６３％Ｍｏ／Ｃ_eqで定義される値である。このＡ値が、０．２５６よりも小さな値になると、靱性と軟化抵抗性を高めるためにはＭｏとその他の元素との成分バランスが重要となる中において、焼入焼戻後の鋼材中に存在するＭｏ系炭化物の割合が低下し、軟化抵抗性が低下する。一方、Ａ値が０．３５０を超えると、Ｍｏ系炭化物の割合が過剰となり、炭化物偏析を助長し、靱性が低下する。そこで、Ａ値は０．２５６〜０．３５０とする。

本願の発明の実施の形態について以下に記載する。
先ず、本願の発明の鋼の化学成分からなる鋳造材を真空アーク再溶解法（ＶＡＲ）によって２次溶解して再凝固させる。この方法では、２次溶解により、再溶解後の凝固が短時間で行われるため、凝固偏析が起こりにくく、炭化物の局部的な凝集および偏析を抑えることが可能となる。なお、上記の真空アーク再溶解法（ＶＡＲ）に代えてエレクトロスラグ炉再溶解法（ＥＳＲ）で２次溶解を行うこともできる。

次いで、上記の２次溶解して再凝固させた鋼を１０００〜１２００℃で１０時間以上のソーキング処理を実施する。この製造方法は、鋼中に析出した粗大な炭化物を適性範囲の大きさにコントロールするために最適の製造方法である。このソーキング処理は、焼入れ温度よりも高温で、かつ、融点よりも低い温度で実施する必要がある。ソーキング処理を適性に行えば、形成された粗大な炭化物を小さくし、さらに炭化物の量を少なくして均一に分散させることが可能である。なお、ソーキング処理する温度と時間は成分によって適性値が異なる。

すなわち、本発明の実施の形態では、下記の表１の記号Ａ〜Ｑに示す発明鋼と記号１〜１７に示す比較鋼の、各化学成分の組成および残部Ｆｅおよび不可避不純物からなるインゴットを、１トン真空溶解炉を用いて溶製した後、造塊してインゴットとし、この得られたインゴットを１２００℃で１０時間以上のソーキング処理を行った後、熱間鍛造を行って、鍛練成形比が凡そ６Ｓとなる直径１６０ｍｍの棒鋼に製造した。

表１において、成分組成中のＮｂおよびＣｏにおける「−」は無添加を表している。さらに数値に下線を有するものは本発明の請求項の範囲外であることを示している。

表１の記号Ａ〜Ｑからなる発明鋼の成分組成からなる上記で製造した、直径１６０ｍｍの棒鋼の鋼材の中心部より割り出した、縦２５ｍｍ、横２５ｍｍ、高さ２５ｍｍのブロックからなる試料を用いて、表２に記載の、実施例として、（１）の１１８０℃の焼入れ温度で１０分間保持した後、および実施例として、（２）の１１００℃の焼入れ温度で１０分間保持した後、それぞれの試料を、攪拌している５０℃の油に投入して焼入れを実施した。次いで、これらの焼入れした各ブロックからなる試料を、表２の（１）における焼戻温度および（２）における焼戻し温度にそれぞれ６０分保持した後空冷する操作を、３回繰り返して行った。得られた各試料を切断し、切断面を測定面として、測定面の熱影響層およびその反対面の表面にあるスケール層を平面研磨機にて除去して、平行精度を高めた後、ロックウェル硬度計にて硬さを測定し、表２に硬さをＨＲＣで示した。

表２における靭性は、シャルピー衝撃試験により評価を実施した。用いた試験片は、直径１６０ｍｍの上記の熱間鍛造材の中心部の圧延方向から採取し、表２に記載の（１）の１１８０℃の焼入温度と焼戻温度、および（２）の１１００℃の焼入温度と焼戻温度でそれぞれ焼入および焼戻しを実施した後、１０ＲＣノッチのシャルピー試験片にそれぞれ加工した。評価は（１）の実施例の最高硬さであるＨＲＣ６３以上と、（２）の実施例のＨＲＣ５８の２条件を選択して行った。ただし、比較鋼で６３ＨＲＣ以上が得られない鋼材は、その最高焼入焼戻し硬さに調質した。表２において、（１）の実施例の６３ＨＲＣ以上の硬さの場合、シャルピー衝撃値が２５．０Ｊ／ｃｍ²以上であるときは○とし、２５.０Ｊ／ｃｍ²未満であるときは×とした。また、（２）の実施例のＨＲＣ５８の硬さの場合、シャルピー衝撃値が１２０.０Ｊ／ｃｍ²以上であるときは○とし、１２０.０Ｊ／ｃｍ²未満であるときは×とした。

軟化抵抗性試験の方法を以下に示す。本発明鋼および比較鋼の各鋼材の中心部から、縦２５ｍｍ、横２５ｍｍ、高さ２５ｍｍのブロックからなる供試材を割出し、（１）の実施例の１１８０℃で焼入れを実施した後、焼戻しを行うことで、ＨＲＣ６３〜６５に調質した。軟化抵抗性をみるために、これらの供試材を６００℃にて５０時間保持した後、これらの鋼材を空冷した。上記と同様に、鋼材の表面にあるスケール層を除去した後、ロックウェル硬度計にて各供試材の硬さを測定し、この硬さの値と１１８０℃焼入の初期硬さとの差、即ち軟化量（ΔＨＲＣ）により軟化抵抗性を評価した。ただし、比較鋼でＨＲＣ６３以上が得られない鋼材は、その最高焼入焼戻し硬さに調質した。評価は、軟化量のΔＨＲＣが２０．０以下であるときは○とし、軟化量のΔＨＲＣが２０.０を超えるときは軟化量のΔＨＲＣの数値に下線を付して×として表２に示した。

表１および表２の比較鋼について以下に説明する。

比較鋼１は、Ｃが０．８６％で請求項１のＣの上限値の０．７５％より高いため、硬さは（１）でＨＲＣ６５．２、（２）でＨＲＣ５８．４が得られるものの、偏析を助長するので、靱性が（１）で１４．２Ｊ／ｃｍ²、（２）で３５．２Ｊ／ｃｍ²と、いずれも本願で規定する値よりも低下しており、靱性はいずれも×である。

比較鋼２は、Ｃが０．５３％で請求項１のＣの下限値の０．６０％より低いため、硬さは（１）でＨＲＣ６１．２、（２）でＨＲＣ５６．８と十分な硬さが得られない。また、高温強度に有効な炭化物量が少なくなり、軟化抵抗性の軟化量のΔＨＲＣが２３．６で×ある。

比較鋼３は、Ｍｏが４．３０％で請求項１のＭｏの上限値の３．６０％より高いため、Ａ値は０．３６５で本願のＡ値の上限の０．３５０を超えることとなり、偏析を助長するので、靱性が（１）で２３．１Ｊ／ｃｍ²、（２）で１１０．３Ｊ／ｃｍ²と、いずれも本願で規定する値よりも低下しており、靱性はいずれも×である。

比較鋼４は、２Ｍｏ＋Ｗが９．１０で請求項１の２Ｍｏ＋Ｗの上限値の９．００を超え、ΔＣが０．１５７５で請求項１のΔＣの上限値の０．０６００を超えるため、偏析を助長するので、靱性が（１）で１８．４Ｊ／ｃｍ²、（２）で７０．２Ｊ／ｃｍ²と、いずれも本願で規定する値よりも低下しており、靱性はいずれも×である。

比較鋼５は、Ｍｏが１．８５％で請求項１のＭｏの下限値の２．００％より低く、Ｗが０．５１％であるので２Ｍｏ＋Ｗが４．２１と請求項１の２Ｍｏ＋Ｗの下限値の５．００より低いため、高温強度に有効な炭化物量が少なくなって、軟化抵抗性が低下し、軟化量のΔＨＲＣが２２．７で評価基準の２０．０を超えているので×である。

比較鋼６は、Ｃｒが５．０４％で請求項１のＣｒ上限値の５．００％より高いため、Ａ値は０．２４２で請求項１の下限値の０．２５６より低く、高温強度に有効な炭化物量が少なくなって、軟化抵抗性が低下し、軟化量のΔＨＲＣが２３．２で評価基準の２０．０を超えているので×である。

比較鋼７は、成分バランスが悪く、ΔＣが−０．１０６８で請求項１のΔＣの下限値の−０．１０００より低いので、軟化抵抗性の軟化量のΔＨＲＣ２０．６で評価基準の２０．０を超えているので×である。

比較鋼８は、Ｖが２．６７％で請求項１のＶの上限値の２．００％より高いため、硬さに有効な固溶Ｃが減少し、焼戻し時に析出する炭化物量が不十分なため、硬さが得にくく、高温強度に有効な炭化物量も少なくなるため、軟化抵抗性が低下し、軟化量のΔＨＲＣが２０．５で評価基準の２０．０を超えているので×である。

比較鋼９は、Ｖが０．４４％で請求項１のＶの下限値の０．５０％より低いため、Ａ値は０．３９０で本願のＡ値の上限の０．３５０を超えることとなり、靱性が（１）で２３．９Ｊ／ｃｍ²、（２）で１１４．１Ｊ／ｃｍ²と、いずれも本願で規定する値よりも低下している。すなわち焼入れ時の未固溶炭化物が減少し、結晶粒の粗大化抑制能が低下することが一要因となり、靱性が（１）で２３．４Ｊ／ｃｍ²、（２）で１１４．１Ｊ／ｃｍ²と、いずれも本願で規定する靱性値よりも劣っているので、靱性はいずれも×である。

比較鋼１０は、Ｎｂが１．３７％で請求項２のＮｂの上限値の１．００％よりも高いため、硬さに有効な固溶Ｃが減少し、目標硬さが得にくく高温強度に有効な炭化物量も少なくなるため、軟化抵抗性が低下し、軟化量のΔＨＲＣが２３．３で評価基準の２０．０を超えているので×である。

比較鋼１１は、Ｃｏが７．０３％で請求項２のＣｏの上限値の５．００％を超えているので、基地組織の延性が低下し、靱性が（１）で２２．５Ｊ／ｃｍ²、（２）で９７．８Ｊ／ｃｍ²と、いずれも本願で規定する靱性値よりも劣っているので、靱性はいずれも×である。

比較鋼１２は、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ成分のバランスが悪く、Ａ値が０．２２６で請求項１の下限値の０．２５６より低いため、高温強度に有効な炭化物量も少なくなり、軟化抵抗性が低下し、軟化量のΔＨＲＣが２１．０で評価基準の２０．０を超えているため×である。

比較鋼１３は、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ成分のバランスが悪く、Ａ値が０．３６４で請求項１の上限値の０．３５０より高いため、偏析を助長し、靱性が（１）で２３．７Ｊ／ｃｍ²、（２）で１００．６Ｊ／ｃｍ²と、いずれも本願で規定する靱性値よりも劣っているので、靱性はいずれも×である。

比較鋼１４は、Ｓが０．０４１％で請求項１のＳの上限値の０．０３０％より高く、硫化物を多量に形成し、靱性が（１）で２１．４Ｊ／ｃｍ²、（２）で１０５．７Ｊ／ｃｍ²と、いずれも本願で規定する靱性値よりも劣っているので、靱性はいずれも×である。

比較鋼１５は、Ｏが０．０２３０％で請求項１のＯの上限値の０．０１００％より高いため、多量の酸化物を形成し、破壊の起点となり、靱性が（１）で２０．０Ｊ／ｃｍ²、（２）で１０３．４Ｊ／ｃｍ²と、いずれも本願で規定する靱性値よりも劣っているので、靱性はいずれも×である。

比較鋼１６は、Ｐが０．０６１％で請求項１のＰの上限値の０．０５０％より高いので、Ｐが結晶粒界に偏析し、さらにＮが０．０４９％で請求項１のＮの上限値の０．０４００％より高いので、炭窒化物の偏析を助長し、靱性が（１）で１９．４Ｊ／ｃｍ²、（２）で８７．６Ｊ／ｃｍ²と、いずれも本願で規定する靱性値よりも劣っているので、靱性はいずれも×である。

比較鋼１７は、Ｓｉが２．７８％で請求項１のＳｉの上限値の２．５０％より多いので、基地組織の延性が低下し、靱性が（１）で２４．１Ｊ／ｃｍ²、（２）で１１１．４Ｊ／ｃｍ²と、いずれも本願で規定する靱性値よりも劣っているので、靱性はいずれも×である。

上記の比較鋼に比して、本発明鋼のＡ〜Ｑは、いずれも軟化抵抗性に優れ、軟化抵量のΔＨＲＣが２０．０以下でいずれも○であり、靱性が（１）で２５．０Ｊ／ｃｍ²以上で、（２）で２０．０Ｊ／ｃｍ²以上であり、いずれも高い靱性を兼備しており、靱性はいずれも○である。したがって、本発明鋼のＡ〜Ｑは高い靱性と軟化抵抗性を有する高速度工具鋼を提供することが可能である。

Claims

質量％で、Ｃ：０．６０〜０．７５％、Ｓｉ：０．１０〜２．５０％、Ｍｎ：０．１０〜１．００％、Ｃｒ：３．００％〜５．００％未満、Ｍｏ：２．００〜３．６０％、Ｗ：３．００％以下、ただし、２Ｍｏ＋Ｗ：５．００〜９．００％、Ｖ：０．５０〜２．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｏ：０．０１００％以下、Ｎ：０．００７９％〜０．０４００％を含有し、さらに選択的成分としてＮｂ：１．００％以下およびＣｏ：５．００％以下の１種または２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、ΔＣ：−０．１０００〜０．０６００であり、Ａ値：０．２５６〜０．３５０であることを特徴とする高い靱性と軟化抵抗性を有する高速度工具鋼。
ここに、ΔＣ＝Ｃ−Ｃ_eq、Ｃ_eq＝０．０６×％Ｃｒ＋０．０６３×％Ｍｏ＋０．０３３×％Ｗ＋０．２×％Ｖ＋０．１×％Ｎｂ、Ａ値＝０．０６３×％Ｍｏ／Ｃ_eqである。