(57)【要約】【課題】被削性に優れ、熱処理時の寸法変化が相対的に小さい工具鋼を提供すること。また、被削性に優れ、かつ、金型等の各種工具に不可欠な機械的特性（例えば、硬度、耐摩耗性、靱性、耐疲労性等）を維持したまま、熱処理時の寸法変化を最小限に抑制することができる工具鋼を提供すること。【解決手段】０．６０質量％≦Ｃ≦１．００質量％、１．４０質量％≦Ｓｉ≦２．６０質量％、０．４０質量％≦Ｍｎ≦１．２０質量％、６．０質量％≦Ｃｒ≦８．５質量％、０．５質量％≦Ｍｏ＋０．５Ｗ≦１．８０質量％、０．０２質量％≦Ｖ≦０．２０質量％、０．０２０質量％＜Ｓ≦０．１０質量％、Ｃｕ≦０．５０質量％、及び、Ｎｉ≦０．５０質量％を含み、残部が実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなる工具鋼。【選択図】図２
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
０．６０質量％≦Ｃ≦１．００質量％、
１．４０質量％≦Ｓｉ≦２．６０質量％、
０．４０質量％≦Ｍｎ≦１．２０質量％、
６．０質量％≦Ｃｒ≦８．５質量％、
０．５０質量％≦Ｍｏ＋０．５Ｗ≦１．８０質量％、
０．０２質量％≦Ｖ≦０．２０質量％、
０．０２０質量％＜Ｓ≦０．１０質量％、
Ｃｕ≦０．５０質量％、及び、
Ｎｉ≦０．５０質量％、を含み、
残部が実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなる工具鋼。
【請求項２】
０．０００５質量％≦Ｃａ≦０．０５０質量％
を更に含む請求項１に記載の工具鋼。
【請求項３】
Ｐ≦０．０３０質量％、
Ａｌ≦０．０３０質量％、
Ｏ≦０．００５０質量％、及び、
Ｎ≦０．０２５０質量％のいずれか１以上を更に含む請求項１又は２に記載の工具鋼。
【請求項４】
Ｃｏ≦０．５０質量％、及び、
Ｂ≦０．０１００質量％のいずれか１以上を更に含む請求項１から３までのいずれかに記載の工具鋼。
【請求項５】
０．０２０≦Ｓｅ≦０．１０質量％、
０．０２０≦Ｔｅ≦０．１０質量％、
０．０２０≦Ｐｂ≦０．１０質量％、及び、
０．０２０≦Ｂｉ≦０．１０質量％のいずれか１以上を更に含む請求項１から４までのいずれかに記載の工具鋼。
【請求項６】
Ｎｂ≦０．１０質量％、
Ｔａ≦０．１０質量％、
Ｔｉ≦０．１０質量％、
Ｚｒ≦０．１０質量％、
Ｍｇ≦０．１０質量％、及び、
ＲＥＭ≦０．１０質量％のいずれか１以上を更に含む請求項１から５までのいずれかに記載の工具鋼。
【請求項７】
１０００℃〜１０５０℃の焼入れ温度で２０〜１８０分保持した後、表面温度が１００℃になるまで平均冷却速度１０℃／ｍｉｎ以上で焼入れを行った場合において、焼入れ後の残留オーステナイト量が５〜２０ｖｏｌ％となり、かつ、焼入れ後の線膨張率が−０．０１〜０．０５％となる組成を有する請求項１から６までのいずれかに記載の工具鋼。
【請求項８】
請求項１から６までのいずれかに記載の組成を有する鋼塊を１０００℃〜１０５０℃の焼入れ温度で２０〜１８０分保持した後、表面温度が１００℃になるまで平均冷却速度１０℃／ｍｉｎ以上で焼入れを行い、
焼戻し後の線膨張率が−０．０３〜０．０１％となるように、前記鋼塊を１５０〜５１５℃の温度で焼戻すことにより得られる工具鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、工具鋼に関し、更に詳しくは、被削性に優れ、熱処理時の寸法変化が相対的に少なく、耐摩耗性及び硬度が高い工具鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来より、ＨＲＣ６０以上の高硬度が要求される金型では、耐摩耗性が金型寿命を決めるため、高硬度化と炭化物の分散が重要になっている。例えば、ＪＩＳ鋼であるＳＫＤ１１、ＳＫＨ５１等や特許文献１に記載された冷間工具鋼は、いずれも、高硬度であり、かつ、直径相当で１０μｍを超える炭化物が数多く分布しているので、優れた耐摩耗性を示す。
一方、冷間加工条件の過酷化に伴い、この種の用途に供される工具鋼には、耐摩耗性の向上、高硬度化、高靱性化、耐疲労性の向上、溶接性の向上、経年変化の抑制、寸法変化の抑制等の複数の特性を同時に向上させることが求められている。
【０００３】
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２には、重量％で、Ｃ：０．５５〜０．７３％、Ｓｉ：０．２４〜０．５９％、Ｍｎ：０．２３〜０．７１％、Ｃｒ：６．５２〜７．９１％、Ｍｏ＋1/2Ｗ：０．６１〜１．１９、Ｖ：０．２１〜０．４９％を含有し、残部がＦｅ及び不可避の不純物からなり、共晶値Ｚ（＝８×(Ｃ％)＋０．６×(Ｃｒ％)）が１０．８以下である工具鋼が開示されている。同文献には、Ｃ量を抑制することにより、溶接性を確保できる点、及び、高温域で熱処理する際に生じる変寸を抑制するためには、Ｓｉ量を０．６％以下、好ましくは０．３％以下とするのが重要である点が記載されている。
【０００４】
また、特許文献３には、冷間工具鋼を焼入れして、体積比で３〜４０％を残留オーステナイトが占める組織とする焼入れ工程と、焼入れした冷間工具鋼を、Ａｃ1変態点以下の温度であって残留オーステナイトの半分以上を分解させるに足りる温度への加熱を１回又は２回以上行う第一次加熱処理工程と、第一次加熱処理を施した冷間工具鋼を、−３０℃以下の温度に冷却するサブゼロ処理工程と、サブゼロ処理を受けた冷間工具鋼を、１５０〜５００℃の範囲内であって、第一次加熱処理より低い温度で加熱する第二次加熱処理工程を備えた冷間工具鋼の製造方法が開示されている。同文献には、サブゼロ処理及び第二次加熱処理により残留オーステナイトの不安定さが減少し、経年変化が抑制される点が記載されている。
【０００５】
また、特許文献４には、重量％で、Ｃ：０．７１〜０．９４％、Ｓｉ：０．６８〜１．２０％、Ｍｎ：０．３９〜１．１４％、Ｃｒ：７．９８〜９．２３％、Ｍｏ：０．９２〜２．２５％、Ｖ：０．４４〜０．７１％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼を１０００〜１０８０℃で焼入れし、１５０〜４５０℃の低温で焼戻しを行う冷間工具鋼の製造方法が開示されている。同文献には、Ｃ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶをうまくバランスさせることにより、十分な硬さと十分な靱性を兼ね備えた冷間工具鋼が得られる点が記載されている。
【０００６】
更に、特許文献５には、質量％で、Ｃ：０．６９〜１．２９％、Ｓｉ：０．６５〜１．７８％、Ｍｎ：０．３４〜０．９７％、Ｃｒ：５．８〜１０．７％、Ｍｏ＋1/2Ｗ：１．８〜４．６％、Ｖ＋1.2Ｎｂ：０．５〜２．４％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、鋼のマルテンサイト組織に体積％で５〜２０％の残留オーステナイトを残留させた冷間工具鋼が開示されている。同文献には、残留オーステナイト量を５〜２０％とすると、残留オーステナイトが炭化物の応力集中を抑制し、亀裂発生を低減できる点が記載されている。
【０００７】
このように、金型等の用途に供される各種の工具鋼が提案される中、金型を用いて製造される製品の小型化、複合化、高性能化に伴い、年々、製品形状は複雑化し、かつ、製品に対して要求される寸法精度も高くなっている。それに伴い、このような製品を製造するための金型にもまた、形状の複雑化と高寸法精度化が求められるようになっている。そして、この種の金型は、一般に、
（１）金型素材を金型形状に粗加工した後、
（２）熱処理（焼入れ・焼戻し）を行い、
（３）仕上げ加工を行うことにより製造されている。
従って、形状の複雑化、金型の納期短縮や製作コストの低減という観点では、熱処理前の粗加工段階で可能な限り高精度で加工しておくことが重要となる。また、高寸法精度化、金型の納期短縮や製作コストの低減という観点では、熱処理時の寸法変化を余り生じない成分組成とすることが重要となる。いずれも、熱処理を行うと金型が高硬度となり、仕上げ加工が困難だからである。
【０００８】
【特許文献１】特開平１０−０２５５４５号公報
【特許文献２】特開２０００−２１２６９９号公報の段落番号「００１３」、「００２３」、及び表１
【特許文献３】特開２０００−１２９３４８号公報
【特許文献４】特開２０００−０４５０２０号公報の段落番号「００１１」、及び表１
【特許文献５】特開２００２−０１２９５２号公報の段落番号「００１５」、及び表１
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
しかしながら、金型素材となる従来の工具鋼は、焼入れ・焼戻しによる膨張量を適切な量に調整できていないため、熱処理後の寸法にバラツキが生じるという問題があった。その理由は、鋼材は、焼入れ時に膨張し、焼戻し時に焼戻し温度に応じて収縮又は更に膨張するからである。
例えば、従来の工具鋼を材料として製作された金型は、焼入れ後の状態で、焼入れによって生じるマルテンサイト組織に比べて体積膨張が小さい残留オーステナイト量が５〜３０ｖｏｌ％程度含まれているため、焼入れ前と焼入れ後とでは寸法が異なるし、更に、その焼入れ後の金型を焼戻すと、その金型は、焼戻し温度に応じて収縮又は更に大きく膨張するため、焼戻し前と焼戻し後とでは寸法が異なる。
また、金型寸法が大きくなると、熱処理時に温度ムラが生じ、膨張率が部位によって異なる場合がある。そのため、熱処理前の粗加工段階で高精度な加工を行うと、熱処理後の仕上げ加工段階で矯正不能な寸法変化が生じるおそれがある。一方、これを回避するために、熱処理前の粗加工時の加工精度を下げると、熱処理後の仕上げ加工の工数が増大し、納期遅延と製作コストの増大を招く。
【００１０】
更に、高性能な金型を低コストで製造するためには、金型等の各種工具に不可欠な機械的特性（例えば、硬度、耐摩耗性、靱性、耐疲労性等）を維持したまま、熱処理時の寸法変化を最小限に抑える必要がある。特に、複雑な形状の金型を低コストで製造するためには、その機械的特性や熱処理時の寸法変化を最小限に抑えつつ、熱処理前の粗加工時において素材が削りやすいことが必要である。
【００１１】
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、その解決しようとする課題は、被削性に優れ、熱処理時の寸法変化が相対的に小さい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、被削性に優れ、かつ、金型等の各種工具に不可欠な機械的特性（例えば、硬度、耐摩耗性、靱性、耐疲労性等）を維持したまま、熱処理時の寸法変化を最小限に抑制することができる工具鋼を提供することにある。
更に、本発明が解決しようとする他の課題は、熱処理時に温度ムラが生じた場合であっても熱処理時の寸法変化を最小限に抑制することが可能な工具鋼を提供することにある。
更に、本発明が解決しようとする他の課題は、納期短縮や製作コストの削減が可能な工具鋼を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
上記課題を解決するために、本発明に係る工具鋼は、０．６０質量％≦Ｃ≦１．００質量％、１．４０質量％≦Ｓｉ≦２．６０質量％、０．４０質量％≦Ｍｎ≦１．２０質量％、６．０質量％≦Ｃｒ≦８．５質量％、０．５０質量％≦Ｍｏ＋０．５Ｗ≦１．８０質量％、０．０２質量％≦Ｖ≦０．２０質量％、０．０２０質量％＜Ｓ≦０．１０質量％、Ｃｕ≦０．５０質量％、及び、Ｎｉ≦０．５０質量％を含み、残部が実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなることを要旨とする。
【００１３】
本発明に係る工具鋼は、更に、（１）０．０００５質量％≦Ｃａ≦０．０５０質量％、（２）Ｐ≦０．０３０質量％、Ａｌ≦０．０３０質量％、Ｏ≦０．００５０質量％、及び、Ｎ≦０．０２５０質量％のいずれか１以上、（３）Ｃｏ≦０．５０質量％、及び、Ｂ≦０．０１００質量％のいずれか１以上、（４）０．０２０≦Ｓｅ≦０．１０質量％、０．０２０≦Ｔｅ≦０．１０質量％、０．０２０≦Ｐｂ≦０．１０質量％、及び、０．０２０≦Ｂｉ≦０．１０質量％のいずれか１以上、（５）Ｎｂ≦０．１０質量％、Ｔａ≦０．１０質量％、Ｔｉ≦０．１０質量％、Ｚｒ≦０．１０質量％、Ｍｇ≦０．１０質量％、及び、ＲＥＭ≦０．１０質量％のいずれか１以上を含んでもよい。
【００１４】
本発明に係る工具鋼の線膨張率は、Ｃ、Ｃｒ、Ｍｏ＋０．５Ｗ、残留オーステナイト量に大きな影響を受ける。そのため、本発明に係る工具鋼は、残留オーステナイト量を精度良くコントロールし、線膨張率を一定に保つためには、上記成分元素のうち、該当するものについては、０．８≦Ｃ≦１．０質量％、１．５０≦Ｓｉ≦２．３０質量％、０．５０≦Ｍｎ≦０．８０質量％、７．０≦Ｃｒ≦８．３質量％、０．９≦Ｍｏ＋０．５０Ｗ≦１．５０質量％、０．０２≦Ｖ≦０．１５質量％、Ｃｕ≦０．２０質量％、Ｎｉ≦０．２０質量％とするとよい。成分範囲が狭くなれば、その分だけ線膨張率の範囲も狭くなるからである。成分組成をこの範囲に制御すれば、残留オーステナイト量を１０〜１８ｖｏｌ％にでき、線膨張率を０〜０．０４％とすることができる。
【００１５】
本発明に係る工具鋼は、上記成分組成を有するものであって、１０００℃〜１０５０℃の焼入れ温度で２０〜１８０分保持した後、表面温度が１００℃になるまで平均冷却速度１０℃／ｍｉｎ以上で焼入れを行った場合において、焼入れ後の残留オーステナイト量が５〜２０ｖｏｌ％（又は１０〜１８ｖｏｌ％）となり、かつ、焼入れ後の線膨張率が−０．０１〜０．０５％（又は０〜０．０４％）となるものが望ましい。本発明に係る工具鋼は、この中でも特に、焼戻し後の線膨張率が−０．０３〜０．０１％となるように、１５０〜５１５℃の温度で焼戻すことにより得られるものが望ましい。
【発明の効果】
【００１６】
本発明に係る工具鋼は、上記成分組成を有し、Ｓ及びＭｎ、更に必要に応じてＣａを所定量含むため、被削性に優れる。
本発明に係る工具鋼は、上記成分組成を有し、Ｃ、Ｃｒ、Ｍｏ＋０．５Ｗを所定量含むものであるから、残留オーステナイト量をある範囲に絞ることでき、熱処理時の寸法変化が相対的に小さいという効果がある。
本発明に係る工具鋼は、上記成分組成を有し、Ｃ、Ｃｒ、Ｍｏ＋０．５Ｗを所定量含むため、硬度や耐摩耗性を維持することができ、これらを過多に含ませていないため、靭性や耐疲労性の低下が抑制されるという効果がある。
本発明に係る工具鋼は、上記成分組成を有し、Ｐ、Ａｌ、Ｏ、Ｎをできるだけ低減させたため、靭性、耐疲労性を維持できるという効果がある。
【００１７】
本発明に係る工具鋼は、熱処理時に焼入れ温度で保持したり、焼戻し温度を５１５℃以下にしたものであるため、熱処理時に温度ムラが生じた場合であっても熱処理時の寸法変化を最小限に抑制することができる。
本発明に係る工具鋼は、被削性に優れるため、熱処理前に高精度な粗加工がしやすく、高精度な加工を行っても、熱処理時の寸法変化を最小限に抑制することができるため、熱処理後の仕上げ加工もしやすくその工数を減らすことができる。従って、納期短縮や製作コストの削減が可能であるという効果がある。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１８】
以下に、本発明の一実施形態に係る工具鋼について図面を参照して詳細に説明する。本発明の一実施形態に係る工具鋼の成分元素の種類、成分組成の限定理由は、以下の通りである。
（成分元素の種類）
本発明の一実施形態に係る工具鋼は、必須元素として、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、「Ｍｏ及びＷのいずれか１以上」、Ｖ、Ｓを含み、選択添加元素として、Ｃａ、「Ｃｏ及びＢのいずれか１以上」、「Ｓｅ、Ｔｅ、Ｐｂ及びＢｉのいずれか１以上」、「Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｍｇ及びＲＥＭのいずれか１以上」を含み、残部が実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなる工具鋼である。尚、不可避的不純物には、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｐ、Ａｌ、Ｏ、Ｎ等が含まれる。
【００１９】
（成分組成の限定理由）
（１）０．６０質量％≦Ｃ≦１．００質量％。
Ｃは、焼入れ時のマルテンサイトの硬さを高めるためには必須の元素である。Ｃ量が多くなるほど、マルテンサイト変態時の膨張率が大きくなる。また、Ｃは、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ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り、耐摩耗性の向上等に効果がある。焼入れ焼戻し硬さにおいてＨＲＣ５５以上を得るためには、Ｃ量は、０．６０質量％以上が好ましい。一方、Ｃの過剰添加は、炭化物量が過剰となり、靱性の低下を招く。従って、Ｃ量は、１．００質量％以下が好ましい。より好ましいＣ量は、０．８質量％≦Ｃ≦１．０質量％である。
【００２０】
（２）１．４０質量％≦Ｓｉ≦２．６０質量％。
Ｓｉは、高温焼戻し硬さの向上に有効である。そのためには、Ｓｉ量は、１．４０質量％以上が好ましい。一方、Ｓｉの過剰添加は、熱間加工性を低下させるとともに、成分偏析を助長する。従って、Ｓｉ量は、２．６０質量％以下が好ましい。より好ましいＳｉ量は、１．５０質量％≦Ｓｉ≦２．３０質量％である。
【００２１】
（３）０．４０質量％≦Ｍｎ≦１．２０質量％。
Ｍｎは、焼入性を高めるとともに、Ｓと結合して鋼の被削性を上げる元素である。Ｍｎ量は、残留オーステナイト量に寄与し、ＨＲＣ５５以上の硬さを得るためには、０．１０質量％以上が好ましいが、ＭｎとＳとの結合によるＭｎＳの形成により鋼の被削性を向上させるには、ＭｎＳの形成に使われるＭｎ量が必要になる。そのため、Ｍｎ量は、０．４０質量％以上が好ましい。一方、Ｍｎの過剰添加は、焼なましによって軟化しにくくなる。従って、Ｍｎ量は、１．２０質量％以下が好ましい。より好ましいＭｎ量は、０．５０質量％≦Ｍｎ≦０．８０質量％である。
【００２２】
（４）６．０質量％≦Ｃｒ≦８．５質量％。
Ｃｒは、マトリックス中に固溶して焼入性を高め、硬さの向上に寄与するとともに、炭化物を形成し、耐摩耗性を向上させる。これらの効果を得るためには、Ｃｒ量は、６．０質量％以上が好ましい。一方、Ｃｒの過剰添加は、必要以上の炭化物を生成させ、焼入れ・焼戻し後の靱性低下、切削性低下を引き起こす。従って、Ｃｒ量は、８．５質量％以下が好ましい。より好ましいＣｒ量は、７．０質量％≦Ｃｒ≦８．３質量％である。
【００２３】
（５）０．５０質量％≦Ｍｏ＋０．５Ｗ≦１．８０質量％。
Ｍｏ及びＷは、マトリックス中に固溶して焼入性を高め、硬さ向上に寄与するとともに、炭化物を形成し、耐摩耗性を向上させ、あるいは、焼入れ・焼戻しにおける軟化抵抗性を高める効果がある。このような効果を得るためには、Ｍｏ＋０．５Ｗ量は、０．５質量％以上が好ましい。一方、Ｍｏ及び／又はＷの過剰添加は、熱間加工性の低下、靱性の低下、及び、切削性の低下を招く。従って、Ｍｏ＋０．５Ｗ量は、１．８０質量％以下が好ましい。尚、Ｍｏは、Ｗと同等の効果を得るためにはＷの２倍の量が必要であるので、Ｍｏ及びＷの添加量は、Ｍｏ＋０．５Ｗで記述されるＭｏ当量で規定する。より好ましいＭｏ＋０．５Ｗ量は、０．９質量％≦Ｍｏ＋０．５０Ｗ≦１．５０質量％である。
【００２４】
（６）０．０２質量％≦Ｖ≦０．２０質量％。
Ｖは、安定な炭化物を形成し、結晶粒の粗大化防止に効果がある。また、微細な炭化物を形成して耐摩耗性や硬さ向上に寄与する。これらの効果を得るためには、Ｖ量は、０．０２質量％以上が好ましい。一方、Ｖの過剰添加は、晶出炭化物の増加による切削性の低下、熱間加工性の低下を引き起こす。従って、Ｖ量は、０．２０質量％以下が好ましい。更に、Ｖ量は、焼入れ状態での残留オーステナイト量に大きく寄与する。残留オーステナイト量を制御するためには、Ｖ量は、０．０２〜０．２０質量％の間で制御することが必須となる。より好ましいＶ量は、０．０２質量％≦Ｖ≦０．１５質量％である。
【００２５】
（７）０．０２０質量％＜Ｓ≦０．１０質量％。
Ｓは、被削性付与元素であり、鋼に被削性を付与する硫化物（ＭｎＳ）の構成元素となる。ＭｎＳが鋼に存在することによって、切削工具での切削がしやすくなり、同時に、切削工具の工具寿命を延ばす。このような効果を得るためには、Ｓ量は、０．０２０質量％超が好ましい。これにともない、上記のように、ＭｎＳを形成させるに必要なＭｎを添加する。一方、Ｓが過剰になりすぎると、ＭｎＳが過剰となり、靭性や耐疲労性等の特性を極端に悪化させる。従って、適度な被削性を付与しつつ、靭性や耐疲労性等の特性の悪化を抑制するには、Ｓ量は、０．１０質量％以下が好ましい。
【００２６】
（８）Ｃｕ≦０．５０質量％。
Ｃｕは、鋼中に不可避的に含まれ、焼入れ状態における残留オーステナイト量に寄与する。よって、線膨張率にも寄与するものである。残留オーステナイト量を制御するためには、Ｃｕ量は、０．５０質量％以下が好ましい。Ｃｕ量は、できる限り低減することが望ましい。但し、必要以上の低減は、製造コストを増大させるので好ましくない。より好ましいＣｕ量は、０．２０質量％以下である。
【００２７】
（９）Ｎｉ≦０．５０質量％。
Ｎｉは、鋼中に不可避的に含まれ、焼入れ状態における残留オーステナイト量に寄与する。よって、線膨張率にも寄与するものである。残留オーステナイト量を制御するためには、Ｎｉ量は、０．５質量％以下が好ましい。Ｎｉ量は、できる限り低減することが望ましい。但し、必要以上の低減は、製造コストを増大させるので好ましくない。より好ましいＮｉ量は、０．２０質量％以下である。
【００２８】
（１０）０．０００５質量％≦Ｃａ≦０．０５０質量％。
Ｃａは、選択添加元素であり、鋼に被削性を付与するために添加する元素であるが、Ｓの存在により初めてその効果を発揮する。この効果を得るために、Ｃａは、０．０００５質量％以上とする。一方、Ｃａは、過剰に添加すると、非金属介在物の量が多くなり、靱性が極端に低下する。そこで、Ｃａは、０．０５０質量％以下が好ましい。
【００２９】
（１１）Ｐ≦０．０３０質量％、Ａｌ≦０．０３０質量％、Ｏ≦０．００５０質量％、及び、Ｎ≦０．０２５０質量％のいずれか１以上。
Ｐ、Ａｌ、Ｏ及びＮは、いずれも、鋼中に不可避的に含まれる。これらが鋼中に多量に含まれると、靱性や切削性を低下させる。従って、これらの元素は、上記の上限以下とするのが好ましい。これらの元素を積極的に低減すると、安定した高い靱性を維持できる。但し、必要以上の低減は、製造コストを増大させるので好ましくない。
【００３０】
（１２）Ｃｏ≦０．５０質量％、及び、Ｂ≦０．０１００質量％のいずれか１以上。
Ｃｏ及びＢは、選択添加元素であり、マトリックス中に固溶し、焼入性を向上させる効果がある。また、衝撃遷移温度を低下させ、靱性を向上させる効果、及び、靱性向上による溶接性の劣化を防止する効果もある。一方、Ｃｏ及び／又はＢの過剰添加は、残留オーステナイト量を増加させる。従って、これらの添加量は、上記の上限以下とするのが好ましい。
【００３１】
（１３）０．０２０≦Ｓｅ≦０．１０質量％、０．０２０≦Ｔｅ≦０．１０質量％、０．０２０≦Ｐｂ≦０．１０質量％、及び、０．０２０≦Ｂｉ≦０．１０質量％のいずれか１以上。
これらの元素は、選択添加元素であり、いずれも、切削性を向上させるために添加することができる。一方、これらの元素を過剰に添加すると、非金属介在物の量が多くなり、靱性が極端に低下する。従って、これらの添加量は、上記の上限以下とするのが好ましい。
【００３２】
（１４）Ｎｂ≦０．１０質量％、Ｔａ≦０．１０質量％、Ｔｉ≦０．１０質量％、Ｚｒ≦０．１０質量％、Ｍｇ≦０．１０質量％、及び、ＲＥＭ≦０．１０質量％のいずれか１以上。
これらの元素は、選択添加元素であり、いずれも、炭化物の微細化や結晶粒の微細化による靱性向上の効果を得るために添加することができる。一方、これらの元素を過剰に添加すると、靱性や溶接性が低下する。従って、これらの添加量は、上記の上限以下とするのが好ましい。
【００３３】
（熱処理（焼入れ）と線膨張率）
本発明の一実施形態に係る工具鋼は、上記の成分組成を有するものの中でも、特に、１０００℃〜１０５０℃の焼入れ温度で２０〜１８０分保持した後、表面温度が１００℃になるまで平均冷却速度１０℃／ｍｉｎ以上で焼入れを行った場合において、焼入れ後の残留オーステナイト量が５〜２０ｖｏｌ％となり、かつ、焼入れ後の線膨張率が−０．０１％〜０．０５％となる組成を有するものが好ましい。より好ましくは、焼入れ後の残留オーステナイト量が１０〜１８ｖｏｌ％となり、線膨張率が０〜０．０４％となる組成を有するものが好ましい。
【００３４】
焼入れ温度は、Ｆｅ中の元素の固溶量を変化させる。熱処理時の寸法変化は、焼入れ温度におけるＦｅ中の元素の固溶量に依存するので、熱処理時の寸法変化を最小限に抑制するためには、成分元素だけでなく、焼入れ温度の制御も重要である。焼入れ温度が低すぎると、元素の固溶量が少なくなりすぎるため、金型等として必要な硬さＨＲＣ５５以上を得ることができない。従って、焼入れ温度は、１０００℃以上が好ましい。
一方、焼入れ温度が高すぎると、元素の固溶量が多くなりすぎ、焼入れ後の残留オーステナイト量が極端に増加する。従って、焼入れ温度は、１０５０℃以下が好ましい。
【００３５】
また、焼入れ温度での保持時間が短い場合、質量効果により材料内部が焼入れ温度に達しないため、材料内部の焼入れ硬さが低下する。従って、保持時間は、２０分以上が好ましい。一方、保持時間が長すぎると、材料表面の結晶粒が粗大化し、靱性が低下する。従って、保持時間は、１８０分以下が好ましい。
更に、焼入れ時の平均冷却速度が遅くなると、パーライト組織が発生する。パーライト組織が混在すると、焼入れ後の残留オーステナイト量及び焼入れ後の線膨張率が極端に変化し、両者の間に相関関係が成立しなくなる。従って、表面温度が１００℃になるまでの平均冷却速度は、１０℃／ｍｉｎ以上が好ましい。尚、「平均冷却速度」とは、冷却開始温度と冷却終了温度の差を総冷却時間で除した値をいう。
【００３６】
「焼入れ後の線膨張率」とは、焼入れ前の基準寸法（Ｌ0）に対する焼入れ後の寸法（Ｌ1）の変化率（＝(Ｌ1−Ｌ0)×１００／Ｌ0（％））をいう。
焼入れ後の残留オーステナイト量Ｘ（ｖｏｌ％）は、次の（１）式に示すように、焼入れ温度でＦｅに固溶する元素量（質量％）に依存する。
Ｘ(vol％)＝191.6Ｃ＋4.1Ｓｉ＋6.2Ｃｕ＋8.9Ｎｉ−15.7Ｃｒ−11.4Ｍｏ＋138.4Ｖ・・・（１）
一方、焼入れ後の線膨張率Ｙ（％）は、次の（２）式に示すように、焼入れ温度でＦｅに固溶するＣ量（質量％）及び残留オーステナイト量Ｘ（ｖｏｌ％）に依存する。
Ｙ(％)＝−0.003Ｘ＋0.117Ｃ  ・・・（２）
焼入れ後の線膨張率がＣ量に依存するのは、焼入れによってマルテンサイト変態が生ずるため、及び、マルテンサイト変態による膨張量は、焼入れ温度でＦｅに固溶するＣ量に依存するためである。また、焼入れ後の線膨張率が残留オーステナイト量に依存するのは、オーステナイトが１００％マルテンサイト変態を起こすわけではなく、成分元素の影響によって、焼入れ後もオーステナイトの一部が残存するためである。
従って、鋼中に含まれる成分元素を上記成分組成に最適化することに加えて、焼入れ条件を最適化すると、焼入れ後の残留オーステナイト量を５〜２０ｖｏｌ％の範囲に収めることができる。また、これによって焼入れ後の線膨張率を−０．０１〜０．０５％に収めることができる。更に、上記成分組成のうち、より好ましい範囲に最適化すると、焼入れ後の残留オーステナイト量を１０〜１８ｖｏｌ％に収めることができ、焼入れ後の線膨張率を０〜０．０４％に収めることができる。
【００３７】
尚、焼入れ温度でＦｅに固溶する元素量は、
（１）焼入れ後の材料について電解抽出を行い、抽出液中の残渣をろ紙等で回収し、
（２）残渣に含まれる相をＸ線回折等により同定し、残渣中の元素量を測定し、
（３）合金全体の元素量から残渣の元素量を差し引く、
ことによって推定することができる。
あるいは、平衡状態計算ソフトを用いて、理論上の焼入れ温度における平衡状態でのオーステナイト相の成分を推定することもできる。
【００３８】
（熱処理（焼入れ・焼戻し）と線膨張率）
本発明の一実施形態に係る工具鋼は、上記の成分組成に調整された鋼塊を１０００℃〜１０５０℃の焼入れ温度で２０〜１８０分保持した後、表面温度が１００℃になるまで平均冷却速度１０℃／ｍｉｎ以上で焼入れを行い、次いで、焼戻し後の線膨張率が−０．０３〜０．０１％となるように、鋼塊を１５０〜５１５℃の温度で焼戻すことにより得られるものが好ましい。
【００３９】
上記の成分組成に調整された鋼塊は、必要に応じて、焼入れ前に所定の形状にするための熱間加工を行ってもよい。また、鋼塊は、焼入れ前であって、熱間加工の前又は後に、ＭＣ、Ｍ6Ｃ、Ｍ23Ｃ6等の合金炭化物を球状化するための球状化焼きなましを行うのが好ましい。この場合、焼きなまし条件及び熱間加工条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて、最適な条件を選択すればよい。
次に、成分調整が行われ、かつ、必要に応じて熱間加工及び焼きなましが行われた鋼塊を所定の条件下で焼入れを行う。焼入れ条件の詳細な限定理由は、上記の通りである。この時、成分組成を最適化すると、焼入れ後の残留オーステナイト量は５〜２０ｖｏｌ％となり、かつ、焼入れ後の線膨張率は−０．０１〜０．０５％となる。成分組成を上記のより好ましい範囲に最適化すると、焼入れ後の残留オーステナイト量は１０〜１８ｖｏｌ％となり、かつ、焼入れ後の線膨張率は、０〜０．０４％となる。
【００４０】
次に、焼戻し後の線膨張率が−０．０３〜０．０１％となるように、焼入れされた鋼塊を１５０〜５１５℃の温度で焼戻しを行う。
ここで、「焼戻し後の線膨張率」とは、焼入れ前の基準寸法（Ｌ0）に対する焼戻し後の寸法（Ｌ2）の変化率（＝(Ｌ2−Ｌ0)×１００／Ｌ0（％））をいう。
焼戻し温度が５１５℃を超えると、急激な膨張が発生する。これは、相対的に高温で焼戻しを行うと、焼入れ時に残存していた残留オーステナイトが、焼戻し後の冷却の際にマルテンサイト変態するためである。しかも、実際の熱処理においては、金型の場所によって温度ムラが発生するため、焼戻し温度が相対的に高いと、部位によって線膨張率が著しく異なる可能性が高くなる。従って、急激な膨張と、温度ムラに起因する線膨張率の急激な変化を抑制するためには、焼戻し温度は、５１５℃以下が好ましい。
一方、焼戻し温度が５１５℃以下では、焼戻し後の線膨張率は、焼戻し温度の上昇とともにほぼ単調に減少する。そのため、温度ムラが生じても、部位による線膨張率の急激な変化は生じない。しかも、この減少量は、成分の影響がなく、どのような成分であってもほぼ同一である。但し、焼戻し温度が低すぎると、実用的な時間内に十分な焼戻し効果が得られない。従って、焼戻し温度は、１５０℃以上が好ましい。
焼入れ後の線膨張率を−０．０１〜０．０５％とし、かつ、焼戻し温度を最適化すると、成分元素によらず焼戻し後の線膨張率を−０．０３〜０．０１％の範囲に収めることができる。これにより、金型等の各種工具に不可欠な機械的特性を維持したまま、熱処理時の寸法変化を最小限に抑制することができる。
【００４１】
（作用）
次に、本発明の一実施形態に係る工具鋼の作用について説明する。
従来の冷間工具鋼は、焼入れ後の膨張量を適切な量に調整できていないため、熱処理後の寸法にバラツキが生じるという問題があったが、本実施形態に係る工具鋼は、成分組成を最適化し、かつ、焼入れ条件及び焼戻し条件を最適化したものであるため、機械的特性を犠牲にすることなく、熱処理前後の寸法変化が最小限に抑制される。これについて、以下に詳細に説明する。
［１．焼入れ後の残留オーステナイト量］
上記のように、焼入れによって生じる残留オーステナイト量は、焼入れ温度でＦｅに固溶する元素量と関係がある。従って、幅広い成分域を持つ材料では、焼入れ後の残留オーステナイト量が大きく変化し、焼入れ後の線膨張率を一定の範囲に収めることはできない。一方、各元素の成分域を上記の範囲に限定し、かつ、焼入れ条件を最適化すると、焼入れ温度でＦｅに固溶するＣ量及び焼入れ後に生ずる残留オーステナイト量を最適な範囲に収めることができる。残留オーステナイト量と、焼入れ温度でＦｅに固溶する元素量は、上記（１）式の関係が成り立つので、（１）式に従って成分組成を最適化すると、焼入れ後の残留オーステナイト量を５〜２０ｖｏｌ％に制御することができる。
【００４２】
以下に、焼入れ温度でＦｅに固溶する元素量を測定した一例を示す。試料には、本発明の組成範囲にある鋼種（以下、「工具鋼Ａ」という）と、本発明の組成範囲内にない鋼種（以下、「工具鋼Ｂ」という）の２種類を用いた。測定方法は、以下の通りである。
工具鋼Ａ、Ｂを所定の温度（１０００〜１０５０℃）から焼入れし、１５×１５×１５ｍｍ程度の試験片を切り出した。この試験片の全面を鏡面研磨した後、電解抽出を行った。電解抽出溶液には、１０％アセチルアセトン−１％テトラアンモニウムクロライド−エタノール溶液を用い、電流量は、２５ｍＡ／ｃｍ2とした。適切な時間（３〜８時間）で電解抽出した後、抽出液中の残渣をろ紙で回収した。この残渣に含まれる相を、Ｘ線回折を用いて同定した。更に、合金全体の成分から残渣の元素量を差し引き、焼入れ温度でＦｅに固溶する元素量（オーステナイト組成）を算出した。
【００４３】
次の表１及び表２に、それぞれ、工具鋼Ａ及び工具鋼Ｂのオーステナイト組成を示す。
工具鋼Ａの場合、（１）式を用いて算出される残留オーステナイト量は、１１．２３２ｖｏｌ％である。一方、工具鋼Ｂの場合、（１）式を用いて算出される残留オーステナイト量は、２１．５９ｖｏｌ％である。工具鋼Ｂにおいて、残留オーステナイト量が２０ｖｏｌ％を超えたのは、Ｓｉ量が相対的に少なく、かつ、Ｍｏ量及びＶ量が相対的に多いためである。
更に、表３に、工具鋼Ａを１１５０℃から焼入れを行った場合のオーステナイト組成を示す。同一組成であっても焼入れ温度が異なると、残留オーステナイト量が変化する。工具鋼Ａを１１５０℃から焼入れした場合、（１）式を用いて算出される残留オーステナイト量は、３６．８１８ｖｏｌ％である。
尚、表１〜表３の結果は、Ｘ線回折法を用いて測定された残留オーステナイト量と良く一致した。
【００４４】
【表１】
2008189982.tif 000003
【００４５】
【表２】
2008189982.tif 000004
【００４６】
【表３】
2008189982.tif 000005
【００４７】
［２．焼入れ後の線膨張率］
上記のように、焼入れ後の線膨張率は、残留オーステナイト量及び焼入れ温度でＦｅに固溶するＣ量と関係がある。従って、各元素の成分域を上記の範囲に限定し、かつ、焼入れ条件を最適化すると、焼入れ温度でＦｅに固溶するＣ量及び焼入れ後に生ずる残留オーステナイト量を制御することができ、これによって焼入れ後の線膨張率を一定の範囲に収めることができる。
【００４８】
図１に、種々の組成を有する工具鋼について測定された焼入れ後の残留オーステナイト量と焼入れ後の線膨張率との関係を示す。図１中、横軸は、Ｘ線回折装置を用いてマルテンサイト組織とオーステナイト組織のピーク強度比を測定し、ピーク強度比から算出された残留オーステナイト量（ｖｏｌ％）である。図１より、残留オーステナイト量と線膨張係数との間に直線関係が成り立ち、傾きが約−０．００３であることがわかる。各プロットが最小自乗法により求めた直線の上下にばらついているのは、線膨張率は残留オーステナイト量だけでなく、Ｃ量にも依存するためである。また、図１より、成分組成及び焼入れ条件を最適化すると、例えば、残留オーステナイト量が５〜２０ｖｏｌ％となり、かつ、焼入れ後の線膨張率を−０．０１〜０．０５％の範囲に収めることができることがわかる。
【００４９】
［３．焼戻し後の線膨張率］
焼戻し後の線膨張率は、焼戻し温度と関係がある。図２（ａ）及び図２（ｂ）に、それぞれ、焼入れ後の線膨張率が上記の条件を満たす場合及び満たさない場合の焼戻し温度と焼戻し後の線膨張率との関係を示す。
上記のように、焼入れされた工具鋼を焼戻す場合において、焼戻し温度が約５１５℃を超えると、焼戻し後の線膨張率は、急激に増加する。一方、焼戻し温度が約５１５℃以下であるときには、焼戻し後の線膨張率は、単調に減少し、しかも、その減少量は、成分の影響を受けない。そのため、焼入れ後の線膨張率が著しく大きくなった場合（図２（ｂ）中の上の曲線）、焼戻し温度をどのように選択しても焼戻し後の線膨張率を−０．０３〜０．０１％の範囲に収めることができない。同様に、焼入れ後の線膨張率が著しく小さくなった場合（図２（ｂ）中の下の曲線）、５１５℃以下での焼戻しにより、焼戻し後の線膨張率を−０．０３〜０．０１％の範囲に収めることができない。
【００５０】
これに対し、成分組成及び焼入れ温度を最適化すると、焼入れ後の線膨張率を−０．０１〜０．０５％に収めることができる。そのため、焼入れ後の線膨張率が相対的に大きくなった場合（図２（ａ）中の上の曲線）であっても、焼戻し温度を相対的に高温（約２５０〜５１５℃）にすることによって、焼戻し後の線膨張率を−０．０３〜０．０１％の範囲に確実に収めることができる。同様に、焼入れ後の線膨張率が相対的に小さくなった場合（図２（ａ）中の下の曲線）であっても、焼戻し温度を相対的に低温（約１５０〜２５０℃）にすることによって、焼戻し後の線膨張率を−０．０３〜０．０１％の範囲に確実に収めることができる。しかも、焼戻し温度が１５０〜５１５℃の範囲にあれば、温度ムラが生じた場合であっても、部位によって膨張量が著しく異なることもない。
更に、本実施形態に係る工具鋼は、成分元素が適正化されているので、１５０〜５１５℃での焼戻しによって、実用上十分な機械的特性が得られる。特に、Ｃ及びＶは、熱処理後の機械的特性、及び、残留オーステナイト量に与える影響が大きい。そのため、従来に比べてこれらの添加量を狭い範囲に限定することにより、機械的特性が高く、かつ、熱処理時の寸法変化が少ない工具鋼が得られる。
【実施例】
【００５１】
（発明鋼１〜１３、比較鋼１〜１１）
［１．試料の作製］
表４に示す成分組成の鋼材（８０ｋｇ）を高周波真空溶解炉で溶解し、造塊した。次いで、得られた鋳塊を所定の塑性加工温度で５時間以上保持した後、熱間鍛造を行い、１辺４０×５０ｍｍの角棒とした。鍛造後、徐冷を行い、その後、球状化焼きなまし処理（９５０℃保持、徐冷速度１８℃／ｈ）を行った。
【００５２】
【表４】
2008189982.tif 000006
【００５３】
［２．試験方法］
［２．１  残留オーステナイトの定量化］
球状化焼きなまし後の材料から試験片を切り出した。この試験片を表５に示した焼入れ温度で３０分保持した後、５０℃／ｍｉｎの平均冷却速度で冷却した。その後、表面の研削・研磨を行い、最終仕上げとして電解研磨で０．０５μｍ分の厚さを除去した。これをＸ線回折装置でマルテンサイト組織とオーステナイト組織のピーク強度比から残留オーステナイト量（ｖｏｌ％）を求めた。
【００５４】
［２．２  シャルピー衝撃試験及び試験硬さ］
球状化焼きなまし後の材料から、１０Ｒノッチシャルピー衝撃試験片を切り出した。材料の長手方向がシャルピー試験片の長さ方向となるように向きを揃えた。この試験片を表５に示した焼入れ温度で３０分保持した後、６０℃／ｍｉｎの平均冷却速度で冷却した。更に、この試験片を表５に示した焼戻し温度で焼戻した。焼戻し後の試験片について、シャルピー衝撃試験を行った。試験方法は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠し、試験温度は、室温とした。
また、シャルピー衝撃試験片を用いて、ロックウェルＣスケールで硬さ測定を行った。
【００５５】
［２．３  線膨張率］
球状化焼きなまし後の材料からφ１０×１００ｍｍの試験片を切り出した。この試験片の長さをマイクロメータを用いて１μｍ単位で測定し、この長さを基準値とした。この試験片を表５に示した温度で焼入れし、焼戻した。尚、これらの熱処理は、試験片が酸化しないように真空熱処理炉を用いて行った。焼入れ後及び焼戻し後でそれぞれ長さを測定し、基準値に対する長さの変化割合（線膨張率）を求めた。
【００５６】
［２．４  エンドミル工具寿命］
球状化焼きなまし後の材料から、３０ｍｍ×２００ｍｍ×５０ｍｍの試験片を切り出した。この試験片を表５に示した焼入れ温度で３０分保持した後、６０℃／ｍｉｎの平均冷却速度で冷却した。更に、この試験片を表５に示した焼戻し温度で焼戻した。この試験片を切削対象とした。切削は、φ６ｍｍ（Ｒ＝３ｍｍ）の２枚刃超硬ソリッドボールエンドミルの工具を用いて実施した。切削条件は、切削速度３００ｍ／ｍｉｎ、送り０．０３ｍｍ／ｒｅｖ、切り込み幅０．３ｍｍ、切り込み深さ０．１ｍｍ、エアブロー（空気を当てて冷却）とした。そして、横逃げ面最大摩耗量が２００μｍ到達時における切削距離（ｍ）をエンドミル工具寿命とした。
【００５７】
［２．５  ドリル工具寿命］
球状化焼きなまし後の材料から、３０ｍｍ×２００ｍｍ×５０ｍｍの試験片を切り出し、硬さＨＲＢ９０〜ＨＲＢ１００の硬さに調整した材料を試験片とし切削対象とした。通常、粗加工は熱処理前のこの状態で行われるからである。切削は、φ１０ｍｍのハイスドリルの工具を用いて実施した。切削条件は、切削速度４０ｍ／ｍｉｎ、送り０．１５ｍｍ／ｒｅｖ、深さ２５ｍｍ（非貫通）、油冷（水溶性油による冷却）とした。そして、ドリルが溶損又は折損するに至るまでの切削距離（ｍ）をドリル工具寿命とした。
【００５８】
［２．６  疲労試験］
球状化焼きなまし後の材料から、掴み部φ２０、平行部φ６、長さ２１０ｍｍの試験片を切り出した。この試験片を表５に示した焼入れ温度で３０分保持した後、６０℃／ｍｉｎの平均冷却速度で冷却した。更に、この試験片を表５に示した焼戻し温度で焼戻した。そして、この試験片を用いて小野式回転曲げ疲労試験を行った。試験の条件は、試験応力を６００Ｎ／ｍｍ２（一定）、応力比を−１、室温下とした。疲労寿命は、この試験条件下で試験片が破断するまでとした。
【００５９】
［３．結果］
次の表５に、試験結果を示す。尚、表５には、塑性加工温度、焼入れ温度及び焼戻し温度も併せて示した。
【００６０】
【表５】
2008189982.tif 000007
【００６１】
発明鋼１〜１３は、成分組成、及び、焼入れ・焼戻し条件が適当であったため、良好な結果が得られた。これらの結果について更に説明する。
（１）発明鋼１〜１３は、線膨張率が−０．０１〜０．０５％（焼入れ後）、−０．０３〜０．０１％（焼戻し後）であったため、熱処理時の寸法変化が相対的に小さかったことがわかった。その理由は、成分組成を絞り込んだため、残留オーステナイトの量を５〜２０ｖｏｌ％に絞り込めたためである。尚、焼戻し後の線膨張率がこの範囲に収まったのは、焼入れ後の線膨張率に応じて焼戻し温度が適正化されていることも理由としてあげられる。
（２）発明鋼１〜１３は、試験硬さがＨＲＣ５５以上であったため、硬度を維持できたことがわかった。その理由は、成分組成を絞り込んだためであるが、特に、Ｃ、Ｃｒ、Ｍｏの量が所望の靭性は得られる程度の適正量だからである。すなわち、ＣとＣｒ，ＣとＭｏ等により、それぞれ炭化物が形成され所望の硬度が得られたためである。
（３）発明鋼１〜１３は、耐摩耗性を維持できたことがわかった。その理由は、硬度の場合と同様であるため、その説明をもってこれに代える。
【００６２】
（４）発明鋼１〜１３は、シャルピー衝撃値が３０Ｊ／ｃｍ２以上となったため、快削化のためＳを添加したにも係わらず、靭性を維持できたことがわかった。その理由は、炭化物を形成するＣ、Ｃｒ、Ｍｏ等が多すぎないことや、非金属介在物となる元素（Ｐ、Ａｌ、Ｏ等）の量を下げたことによる。
（５）発明鋼１〜１３は、疲労寿命も良い値を示したことから、耐疲労性を維持できたことがわかった。その理由は、靭性の場合と同様であるので、その説明をもってこれに代える。
（６）発明鋼１〜１３は、エンドミル工具寿命及びドリル工具寿命が長かったため、被削性に優れることがわかった。より詳細には、ドリル工具寿命が長かったことから、熱処理前の粗加工時の加工がしやすく、エンドミル工具寿命が長かったことから、熱処理後の仕上げ加工がしやすいことがわかった。その理由は、発明鋼１〜１３は、Ｓ、Ｃａを適正量含むためである。すなわち、Ｓは、ＭｎとＭｎＳを形成することにより、被削性に寄与し、Ｃａは、ＭｎＳの中に入ることにより、ＭｎＳの効果を発現させるのに寄与したため、被削性が得られたといえる。
【００６３】
これに対し、比較鋼１〜１１は、成分組成及び／又は焼入れ・焼戻し条件に不適正なところがあったため、良好な結果が得られなかった。それについて、更に説明する。
（１）比較鋼１は、成分元素（特に、Ｃ、Ｃｒ、Ｖ、Ｓｉ、及び、Ｓ）の量が適正でないために、残留オーステナイト量が多くなり、線膨張率が適正範囲（焼入れ後：−０．０１〜０．０５％、焼戻し後：−０．０３〜０．０１％。以下同じ）から外れた。また、比較鋼１は、Ｃ、Ｃｒ量が多いため、晶出炭化物が多く生成し、シャルピー衝撃値が低く、被削性（エンドミルとドリルの工具寿命が長いと被削性が良く、短いと悪い。以下同じ）が悪かった。
（２）比較鋼２は、成分元素（特に、Ｃｒ、及び、Ｓ）が少ないため、残留オーステナイト量が多くなり、線膨張率が適正範囲から外れた。また、比較鋼２は、Ｓが少ないため、被削性が悪かった。尚、比較鋼２は、Ｃｒが少ないため、炭化物の量自体が少ないのでシャルピー衝撃値は良好な値だった。
【００６４】
（１）比較鋼３は、Ｃｕ、Ｎｉが多すぎるため、残留オーステナイト量が多くなり、線膨張率が適正範囲から外れた。また、比較鋼３は、Ｐが多いため、非金属介在物の形成や結晶粒界の脆化により、シャルピー衝撃値が低かった。
（２）比較鋼４は、Ｃ、Ｃｕ、Ｎｉ、及び、Ｖの量が適正でないために、試験硬さが出なかった。比較鋼４は、硬さが低いのでエンドミルの工具寿命が長かったが、Ｓ量が少ないのでドリルの工具寿命が短かった。
【００６５】
（１）比較鋼５は、Ｍｏが多すぎるため、残留オーステナイト量が多くなり、線膨張率が適正範囲から外れた。また、比較鋼５は、Ｓ量が少ないので、被削性が悪かった。
（２）比較鋼６は、Ｍｎが多すぎる一方、Ｍｏが少なすぎるため、残留オーステナイト量が適正範囲にならなかった。また、比較例６は、Ｏが多すぎるために、多くの非金属介在物が形成され、シャルピー衝撃値が低くなった。
【００６６】
（１）比較鋼７は、Ｓｉ、Ｖが適正量ではないため、残留オーステナイト量が多くなり、線膨張率が適正範囲から外れた。また、比較例７は、Ｓ量が少ないので、被削性が悪かった。
（２）比較鋼８〜１０は、Ｓ量が外れているため、被削性が悪かったがその他の特性は問題なかった。
（３）比較鋼１１は、Ｖ量が多すぎるため、晶出炭化物が多く形成され、シャルピー衝撃値が低かった。また、残留オーステナイト量が適正範囲ではあるが、Ｖ量が多すぎるために組成バランスがくずれ、線膨張率が適正範囲から外れた。
【００６７】
以上、本発明の一実施形態について詳細に説明したが、本発明は上記の実施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。
【産業上の利用可能性】
【００６８】
本発明に係る工具鋼は、
（１）曲げ型、打ち抜き型、切り刃、転造型、パンチ部材、絞り型、鍛造型、歯車用パンチ部材・ダイス、スエージングダイス等の冷間において鍛造し、あるいは順送型プレスによって加工する冷間金型、
（２）塑性加工工具、スクリュー部材、カム部品、シールプレート、ゲージ類等の構造部材、に用いることができる。
また、本発明に係る工具鋼は、そのままの状態でも使用できるが、ＣＶＤ処理、ＰＶＤ処理、ＴＤ処理、窒化等の表面処理、あるいは、ショットピーニング等の表面改質を行った状態で使用することもできる。
【図面の簡単な説明】
【００６９】
【図１】残留オーステナイト量と焼入れ後の線膨張率との関係を示す図である。
【図２】図２（ａ）は、焼入れ後の線膨張率が−０．０１〜０．０５％を満たす場合の焼戻し温度と焼戻し後の線膨張率との関係を示す図であり、図２（ｂ）は、焼入れ後の線膨張率が−０．０１〜０．０５％を満たさない場合の焼戻し温度と焼戻し後の線膨張率との関係を示す図である。
【図１】
2008189982.tif 000008
【図２】
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