JP2004339532A - 工具鋼の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】工具鋼での機械的性質に及ぼす組織の影響を明確にして、機械的性質を改善するための方法を提供する。
【解決手段】Ｍｏおよび／またはＷを含有する工具鋼、または、ＭｏおよびＷの１種または２種を（Ｍｏ＋０．５Ｗ）で０．１〜１６．０質量％含有する工具鋼の組織の変調構造を調整することにより機械的性質を改善する工具鋼の製造方法である。本発明の工具鋼の製造方法は、例えばその工具鋼が、質量％で、Ｃｒ：０〜１８．０％、Ｃあるいは、Ｃおよび／またはＮを合計で０．１〜３．０％含有するものであれば、特に工具鋼としての強度と靭性のバランスを改善する手法として効果を発揮する。
【選択図】 図２
【解決手段】Ｍｏおよび／またはＷを含有する工具鋼、または、ＭｏおよびＷの１種または２種を（Ｍｏ＋０．５Ｗ）で０．１〜１６．０質量％含有する工具鋼の組織の変調構造を調整することにより機械的性質を改善する工具鋼の製造方法である。本発明の工具鋼の製造方法は、例えばその工具鋼が、質量％で、Ｃｒ：０〜１８．０％、Ｃあるいは、Ｃおよび／またはＮを合計で０．１〜３．０％含有するものであれば、特に工具鋼としての強度と靭性のバランスを改善する手法として効果を発揮する。
【選択図】 図２
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、工具鋼の組織の変調構造を構成するＭｏやＷの濃度ゆらぎを調整することで、強度や靭性といった機械的性質を改善するための工具鋼の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、高強度材料は様々な強化メカニズムを組み合わせて高強度化を達成している。特に、汎用の高強度材料の場合、機械加工が効率良く行えかつ使用時には高強度を容易に得ることが重要である。そのため、焼鈍状態では低硬度で加工し易く、その後の焼入れ、時効処理や焼戻し処理によって高強度化できる粒子分散強化が広く利用されている。その分散粒子は多種・多様で、例えば、高速度鋼では異なる種類の炭化物、析出硬化ステンレス鋼ではη−Ｎｉ３Ｔｉあるいはβ−ＮｉＡｌ等の金属間化合物、銅基合金ではγ−ＢｅＣｕ、アルミニウム合金ではθ−ＣｕＡｌ２等の金属間化合物である。
【０００３】
これら材料の降伏強度の増加分は、分散粒子の大きさ、体積率や整合性等を評価することによって見積ることができる（例えば、非特許文献１参照）。一方、靭性は第二相粒子（分散粒子）の体積率が極力少ない方が優れる。つまり、粒子分散強化を利用した高強度材料は、上述した要因を評価することによって、要求特性を満足するように強度と靭性をバランスさせて工業製品として提供されている。
【０００４】
また、粒子分散強化と異なる高強度化機構として、スピノーダル分解によって形成した変調構造を利用した高強度材料が提案されている。例えば、研究例は少ないが、Ｆｅ−Ｍｏ２元系合金やＩＣ素子などのリードフレーム材として考えられているＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金等がある。鉄基材料であるＦｅ−Ｍｏ２元系合金の場合、スピノーダル分解によって変調構造を形成してビッカース硬度１１００にも達する高硬度を示すことが報告されている（例えば、非特許文献２，３参照）。
【０００５】
【非特許文献１】
「金属便覧」改訂６版 日本金属学会編 丸善（株）（２０００），ｐ．３１８
【０００６】
【非特許文献２】
「金属」ｖｏｌ．６７ Ｎｏ．５（１９９７），ｐ．３９５
【０００７】
【非特許文献３】
「Ｐｒｏｃ ｏｆ ｉｎｔｅｒ Ｓｙｍｐｏｓｉｕｍ ｏｎ Ｐｈａｓｅ Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎｓ Ｄｕｒｉｎｇ Ｔｈｅｒｍａｌ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ ｏｆ Ｓｔｅｅｌ．」 ｅｄ． Ｂｙ Ｅ．Ｂ．Ｈａｗｂｏｌｔ ａｎｄ Ｓ．Ｙｕｅ． （１９９５），ｐ．４７３
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
ところが、これまでは、工具鋼のような粒子分散強化で高強度化した材料で上述した要因解析を行っても説明できない機械的性質の差異が発生する場合もあり、なかでもＭｏをある程度多く含有する材料で低靭性となる問題があった。特に、最近の市場動向が軽量化および長寿命化の傾向であるため素形材料の高強度化が要求されるようになり、上記の問題が顕著となってきた。この問題は、安定した品質を保証すべき工業製品を効率良く提供する上で大きな課題となる。また、これまでの問題解消対策は、この原因が不明であったため再度焼鈍、焼入れ・焼戻し等の熱処理を施しており、多大な工数を要していた。
【０００９】
一方、Ｆｅ−Ｍｏ２元系合金では変調構造を形成するために高価なＭｏを２０質量％以上も含有する必要があり、また高硬度は得られるものの非常に脆く実用に適さない。ある程度の靭性改善はＣｏ，Ｖ元素を添加すれば可能であるが、やはり高価なＣｏを約４０質量％も添加する必要があり、素形材である工具鋼等への適用はコストの問題があるため非常に困難である。
【００１０】
本発明の目的は、工具鋼のような粒子分散強化で高強度化していると考えられていた材料で、市場ニーズに合わせて高強度化、高靭性化、さらに強度−靭性の均衡化を達成し安定した品質の工業製品を効率良く提供するため、工具鋼での機械的性質に及ぼす組織要因を明確にして機械的性質を改善するための製造方法を提供することである。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、既存の材料を用いて詳細なナノ組織解析を行い機械的性質に及ぼす組織の影響について鋭意研究した。その結果、Ｍｏをあまり含有していない工具鋼でも変調構造が形成されていることを見出し、これが強度−靭性バランスに多大な影響を及ぼすことも明らかにした。また、変調構造は、微量添加元素や熱処理条件によっても種々変化し、強度−靭性バランスが顕著に変化することも明らかにした。このことより、変調構造の形成を制御することによって強度−靭性バランスを自由に調整できることを見いだし、特に各種工具に適用される工具鋼の具体的な用途の妥当性までをも提案できる工具鋼の製造方法として、本発明に到達した。
【００１２】
すなわち本発明は、Ｍｏおよび／またはＷを含有する工具鋼の組織の変調構造を調整することにより機械的性質を改善することを特徴とする工具鋼の製造方法である。または、工具鋼が、質量％で、ＭｏおよびＷの１種または２種を（Ｍｏ＋０．５Ｗ）で０．１〜１６．０％含有することを特徴とする上記の工具鋼の製造方法であって、工具鋼の組織の変調構造を調整することにより機械的性質を改善するものである。
【００１３】
そして、本発明の工具鋼の製造方法は、例えばその工具鋼が、質量％で、Ｃｒ：０〜１８．０％、Ｃあるいは、Ｃおよび／またはＮを合計で０．１〜３．０％含有するものであれば、特に工具鋼としての強度と靭性のバランスを改善する手法として効果を発揮する。そして、上記の工具鋼で、組織の変調構造の形成を制御することによって、市場ニーズに合わせて、高強度化もしくは高靭性化、さらには強度−靭性バランスを向上できる有効な製造方法である。
【００１４】
【発明の実施の形態】
上述したように、本発明の重要な特徴は、機械的性質を改善するための方法として工具鋼の組織の変調構造の形成を制御することを採用したことにある。そして、特に各種工具に適用される工具鋼を対象にして、その適用される具体的な用途の妥当性までをも提案できる製造方法として、確立したことにある。
【００１５】
最初に本発明の根幹をなす工具鋼の組織の変調構造を観察する方法について説明する。工具鋼の組織は、透過型電子顕微鏡を用いて観察する。本発明での具体的な評価は、試料作製を電解研磨もしくはイオンミリングで行い、加速電圧：２００ｋＶ、倍率：〜４０万で、電子線回折（制限視野回折法）および明視野・暗視野像の観察で行った。
【００１６】
そして、本発明の工具鋼での、その組織の変調構造の形成は、電子線入射方向を＜０１１＞ｂｃｃと平行にした回折図形において、基本格子反射周りの衛星斑点（超格子反射）の有無で評価できることを明らかにした。一例として、変調構造が形成された試料での回折図形を図１に示す。これより＜０１１＞基本格子反射周りに衛星斑点（超格子反射）：矢印が確認され、これは原点と＜０１１＞ｂｃｃスポット間距離の非整数分割の位置に現れている。
【００１７】
また、変調構造が形成された領域は、上記の入射より得られる明視野像および暗視野像より判断した。一例として、変調構造が形成された領域の多波格子像（明視野像）を図２に示す。これより＜０１１＞方向の変調コントラストが現れており、変調の波長（周期）は｛０１１｝面間隔の５〜６倍であり、局所的にゆらいでいるのがわかる。
【００１８】
変調構造は、３００〜７００℃の範囲での焼戻し処理によって形成され、マトリックス中のＭｏの濃度ゆらぎに起因している。また、焼戻し過程でＭＣ、Ｍ７Ｃ３、Ｍ２３Ｃ６、Ｍ６Ｃなど特殊合金炭化物が析出することによって、その炭化物にＭｏが取られるため変調構造は消滅し始める。つまり、変調構造の形成状態は焼戻し過程での特殊合金炭化物の析出挙動に大きく左右されるので、微量添加元素や熱処理条件によっても顕著に種々変化する。なかでも、本発明の工具鋼を高強度化して使用する場合、上述の範囲内での低めの温度で焼戻しを実施するため、ナノメータサイズの特殊合金炭化物が少量析出しているだけで、変調構造がほぼ全面に形成された状態となる傾向が強くなる。
【００１９】
機械的性質については、室温および高温の強度は、変調コントラストが強いほど、かつ、変調構造がより全面に形成されるほど向上する。変調コントラストはＭｏの濃度ゆらぎと対応しており、そのゆらぎが大きいほど変調コントラストが強い。変調コントラストは、基本格子反射の回折強度と衛星斑点（超格子反射）の回折強度の比（衛星斑点（超格子反射）の回折強度／基本格子反射の回折強度）に対応し、この比が大きいと変調コントラストが強くなる。
【００２０】
一方、靭性は、変調構造が形成され始めると低下するようになり、変調コントラストが強いほど、かつ、変調構造がより全面に形成されるほど著しく低下する。Ｍｏを多く含有した工具鋼では変調コントラストが強く、かつ、変調構造がより全面に形成される傾向にあり、室温および高温の強度が向上するものの靭性が著しく低下する。
【００２１】
以上、工具鋼での機械的性質に及ぼす組織要因が明らかになり、その組織の変調構造を調整することで、工具鋼のような粒子分散強化で高強度化していると考えられていた材料の高強度化、高靭性化、そして強度−靭性バランスの向上も図れる。そして、この原理を解明したことによって提案に至った本発明の製造方法を用いることで、各種用途に適した素材であるかどうかの評価、特に各種工具に適用される工具鋼を対象にして、その適用のための最適組成や熱処理条件、さらにはその用途の最適性を評価できる。
【００２２】
以下に、本発明の製造方法の効果を最大限に活用するのに好ましい、その製造対象である工具鋼の成分を限定した理由について詳細に説明する。
・ＭｏおよびＷの１種または２種を（Ｍｏ＋０．５Ｗ）で０．１〜１６．０質量％
Ｍｏは変調構造を形成して高温強度を向上させるのに必要であり、特に、工具鋼といったＣを含む鋼材料では炭化物を形成して基地の強化や耐摩耗性を向上させ、また、焼入性を向上させる効果を有する。これら各々のより顕著な効果を期待する場合は、Ｍｏを０．１質量％以上とすることが望ましい。ただし、Ｍｏの過度の添加は変調構造を発達させ、また鋼材料においては炭化物量を増加させ、靭性の低下を招くため、Ｍｏの上限を１６．０質量％とする。
【００２３】
本発明の変調構造については、上記ではＭｏを例にとって説明したが、ＭｏとＷは同等の効果を有する元素であり、Ｗであっても同様に変調構造を形成して高温強度を向上させる元素である。本発明の製造方法は、特に工具鋼へ適用して効果を発揮するものであるところ、ＭｏおよびＷは工具鋼の機械的性質を左右する基幹元素である。よって、本発明が改善する工具鋼はＭｏおよび／またはＷの含有も意識したものとすることで、その効果が向上する。
【００２４】
ＷはＭｏの約２倍の原子量であることからＭｏ＋０．５Ｗで規定する（当然、いずれか一方のみの添加としてもよいし、双方を共添加することもできる）。そして、上記した各々の作用のより顕著な効果を期待する場合は、Ｍｏ＋０．５Ｗを０．１質量％以上とすることが望ましい。ただし、Ｍｏおよび／またはＷの過度の添加は変調構造を発達させ、また炭化物量を増加させ、靭性の低下を招くため、Ｍｏ＋０．５Ｗの上限を１６．０質量％とする。
【００２５】
・Ｃｒ：１８．０質量％以下（０％を含む）
Ｃｒは焼入れ性を高めて、また、炭化物を形成して基地の強化や耐摩耗性を向上させる効果を有することから、用途に応じて鋼材料に含有させることができ、本発明の製造方法の効果を向上させる。ただし、より顕著な効果を期待する場合は、含有量を０．１質量％以上とすることが望ましい。過度の添加は焼入性や熱間強度の低下を招くため、上限を１８．０質量％とする。
【００２６】
・Ｃあるいは、Ｃおよび／またはＮを合計で０．１〜３．０質量％
Ｃは、一部が基地中に固溶して強度を付与し、一部は炭化物を形成することで耐摩耗性や耐焼付き性を高める重要な元素であることから、本発明の製造方法の効果を向上させる。また、固溶したＣは、ＣｒやＭｏなどのＣやＮとの親和力の大きい置換型原子と共添加した場合、Ｉ（侵入型原子）−Ｓ（置換型原子）効果；溶質原子のひきずり抵抗として作用し高強度化する場合もある。ただし、含有量が０．１質量％未満では工具鋼として十分な硬さ、耐摩耗性を確保できなくなる。他方、過度の添加は靭性や熱間強度の低下を招くため上限を３．０質量％とする。
【００２７】
Ｎは、鋼などの鉄基材料の製造上、不可避的に混入する元素である。他方、Ｔｉ、Ａｌ、Ｖなどと窒化物を形成し、結晶粒の微細化に有効であるため工具鋼の分野等においては積極的に添加する場合もある。また、固溶したＮは、固溶したＣと同様で、Ｉ（侵入型原子）−Ｓ（置換型原子）効果として作用し高強度化する場合もある。ただし、ＮとＣは同等の効果を有する侵入型元素であり、工具鋼のようなＣの調整が重要な鉄基材料を評価する時には、そのＣ量との相互管理をしておくことが評価結果の信頼性を向上させる。
【００２８】
ＮとＣはほぼ同等の原子量であることからＣおよび／またはＮを合計で規定する（当然、いずれか一方のみの添加としてもよいし、双方を共添加することもできる）。より顕著な効果を期待する場合は、Ｃおよび／またはＮを合計で０．１質量％以上とすることが望ましい。ただし、Ｃおよび／またはＮの過度の添加は炭化物／窒化物量を増加させ、靭性の低下を招くため、Ｃおよび／またはＮの合計の上限を３．０質量％とする。なお、Ｎを単独で管理する場合、０．０１％以上の含有で十分な効果を発揮できるが、１．２％以下の範囲で管理することが好ましい。
【００２９】
なお、本発明の製造する工具鋼は、上記の各成分に加えて、その特に工具鋼材料としての成立に管理の欠かせない元素種として、
・Ｓｉ：３．０質量％以下（好ましくは０．１〜３．０％）
・Ｍｎ：２．０質量％以下（好ましくは０．１〜２．０％）
・Ｎｉ：３．０質量％以下（好ましくは０．１〜３．０％）
・Ｖ：６．０質量％以下（好ましくは０．１〜６．０％）
・Ｃｏ：１５．０質量％以下（好ましくは０．３〜１５．０％）
・Ａｌ：０．１質量％以下
の群から選ばれた１種または２種以上を含有させることができる。
【００３０】
また、本発明の製造する工具鋼には、必要に応じて
・Ｓ：０．２０質量％以下
・Ｃａ：０．０５０質量％以下
・Ｐｂ，Ｂｉ：各々０．２質量％以下（好ましくは０．０２〜０．２質量％）
・Ｂ：０．０１０質量％以下（好ましくは０．００１〜０．０１０質量％）
・Ｎｂ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｚｒ：
各々０．０５質量％以下（好ましくは０．００５〜０．０５質量％）
・希土類金属元素（ＲＥＭ）：各々０．５０質量％以下
の１種または２種以上の元素を含有させることができる。
【００３１】
【実施例】
つぎに実施例により、本発明の効果を説明する。
（実施例１）
供試材は、高周波誘導溶解により表１に示す組成に調整し作製した。供試材Ａは熱間工具鋼ＪＩＳ ＳＫＤ６１に相当する材料である。試料は、焼鈍を行ったのち、種々の熱処理を施し各種実験に供した。熱処理は所定の硬さを得るように、焼入れは１０２０℃で１時間加熱してから油冷し、その後焼戻しとして５００℃から７００℃の２０℃刻みの適正温度で２時間加熱後空冷するものである。
【００３２】
【表１】
【００３３】
組織観察については、α’マルテンサイト内部組織や炭化物の形態および凝集挙動、実用焼戻し温度域で析出したナノメータサイズ特殊炭化物および変調構造の直接観察には、２００ｋＶ透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）および２００ｋＶ電界放射型透過型電子顕微鏡（ＦＥ−ＴＥＭ）を用いて行った。変調構造の構造解析は電子線回折法を用いて実施した。電顕観察用試料は、超音波加工したのち、研磨、ディンプリングして、最後に電解研磨およびＡｒイオンミリングを行い作製した。
【００３４】
引張試験は、インストロン型試験機を使用し、室温（２４±２℃）および高温ともで平行部径６．３５ｍｍ、平行部長さ２５．４ｍｍの丸棒試験片（ＡＳＴＭ）を用いて歪み速度０．２ｓ−１で行った。高温引張では、大気雰囲気で昇温速度２５℃・ｓ−１で６００℃の試験温度まで加熱して０．６ｋｓ保持後、試験を実施した。機械的性質については、室温の場合は硬さ、伸び、絞りで、高温の場合は引張強さで評価した。なお、伸びは破断後の試料でのつき合わせ法で測定した。
【００３５】
靭性の評価は、まず、Ｕノッチ試験片（ＪＩＳ３号）を用いてシャルピー衝撃試験を実施し、室温（２４±２℃）でのシャルピー衝撃値を測定した。つぎに、破壊靭性試験は、ＡＳＴＭ Ｅ３９９ コンパクトテンション試験片（Ｗ＝３０．０ｍｍ）を用いて、平面歪み破壊靭性値ＫＩＣを測定した。表２に供試材Ａの機械的性質と変調構造の形成状態の関係を、図３に表２で変調構造が形成されている代表的な試料の回折図形と多波格子像（明視野像）を示す。Ａ３には特殊合金炭化物が確認される。
【００３６】
【表２】
【００３７】
これより、Ａ１とＡ２の硬さ４０ＨＲＣの場合は変調構造が観察されず機械的性質に差がほとんどないことがわかる。つぎに、Ａ３とＡ４の硬さ４４ＨＲＣの場合は変調構造が形成され機械的性質にやや差を生じており、変調構造が多く形成されているＡ４で高温強度がやや高い値であるが靭性がやや低下しているのがわかる。また、Ａ５とＡ６の硬さ５０ＨＲＣの場合は変調構造がほぼ全面に形成されているためどちらの試料も靭性が非常に低い値であるが、特に変調コントラストが強く、かつ、変調構造がより全面に形成されているＡ６でそれが顕著であることがわかる。
【００３８】
（実施例２）
供試材は、高周波誘導溶解により表３に示す組成に調整し作製した。供試材Ｃは熱間工具鋼ＪＩＳ ＳＫＤ７に相当する材料である。試料は、焼鈍を行ったのち、種々の熱処理を施し各種実験に供した。
【００３９】
【表３】
【００４０】
熱処理は硬さ４４ＨＲＣを得るように、焼入れは１０２０℃で１時間加熱してから油冷し、その後焼戻しとして６００℃から７００℃の適正温度で２時間加熱後空冷するものである。表４に供試材ＢとＣの機械的性質と変調構造の形成状態の関係を、図４に変調構造が形成されている供試材ＢとＣの回折図形と多波格子像（明視野像）を示す。
【００４１】
【表４】
【００４２】
これより、Ｍｏを多く含有する供試材Ｃが供試材Ｂより変調コントラストが強く、かつ、変調構造がより全面に形成される傾向にあり、高温強度が高い値であるものの靭性が著しく低下しているのがわかる。
【００４３】
（実施例３）
供試材は、高周波誘導溶解により表５に示す組成に調整し作製した。供試材Ｄは熱間工具鋼ＪＩＳ ＳＫＤ８に相当する材料である。試料は、焼鈍を行ったのち、種々の熱処理を施し各種実験に供した。
【００４４】
【表５】
【００４５】
熱処理は硬さ４４ＨＲＣを得るように、焼入れは１１４０℃で１時間加熱してから油冷し、その後焼戻しとして６００℃から７００℃の適正温度で２時間加熱後空冷するものである。表６に供試材ＤとＥの機械的性質と変調構造の形成状態の関係を、図５に変調構造が形成されている供試材ＤとＥの回折図形と多波格子像（明視野像）を示す。
【００４６】
【表６】
【００４７】
これより、両者とも（Ｍｏ＋０．５Ｗ）が約２．６質量％であるが、Ｗを多く含有する供試材Ｄが供試材Ｅより変調コントラストが強く、かつ、変調構造がより全面に形成される傾向にあり、高温強度が高い値であるものの靭性が低下しているのがわかる。
【００４８】
（実施例４）
供試材は、高周波誘導溶解により表７に示す組成に調整し作製した。供試材Ｆは高速度工具鋼ＪＩＳ ＳＫＨ５１、供試材Ｇはマトリックスハイスに相当する材料である。試料は、焼鈍を行ったのち、種々の熱処理を施し各種実験に供した。
【００４９】
【表７】
【００５０】
供試材Ｆの場合、熱処理は硬さ６４ＨＲＣを得るように、焼入れは１２２０℃で０．５時間加熱してから油冷し、また供試材Ｇの場合、焼入れは１１４０℃で０．５時間加熱してから油冷した。その後、どの供試材も焼戻しとして６００℃から７００℃の適正温度で２時間加熱後空冷するものである。表８に供試材ＦとＧの機械的性質と変調構造の形成状態の関係を、図６、図７に変調構造が形成されている供試材ＦとＧの回折図形と多波格子像（明視野像）を示す。
【００５１】
【表８】
【００５２】
これより、供試材Ｆは（Ｍｏ＋０．５Ｗ）が約８．１質量％で、供試材Ｆ２が供試材Ｆ１より変調コントラストが強く、かつ、変調構造がより全面に形成される傾向にあり、高温強度が高い値であるものの靭性が低下しているのがわかる。また、供試材Ｇは（Ｍｏ＋０．５Ｗ）が約２．８質量％で、供試材Ｇ２が供試材Ｇ１より変調コントラストが強く、かつ、変調構造がより全面に形成される傾向にあり、高温強度が高い値であるものの靭性が低下している。
【００５３】
このような結果は、従来の工具鋼も含め、本発明が対象とするその他の成分組成を有する工具鋼であっても同様の挙動を示し、Ｗを含有する工具鋼においてはそのＷの構成する濃度ゆらぎに応じても同傾向の機械的性質の変化を認めた。
【００５４】
【発明の効果】
本発明によれば、工具鋼での機械的性質に及ぼす組織の影響が明確になり、かつ変調構造の形成を制御することが可能となるため強度−靭性バランスを飛躍的に改善することができ、安定した品質の素形材料の実用化にとって欠くことのできない技術となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】変調構造が形成された試料での回折図形であり、本発明の一例を説明するものである。
【図２】変調構造が形成された領域の多波格子像（明視野像）であり、本発明の一例を説明する電子顕微鏡写真である。
【図３】本発明の実施例で評価した代表的な試料の回折図形と多波格子像（明視野像）であり、本発明の一例を説明する電子顕微鏡写真である。
【図４】本発明の実施例で評価した供試材の回折図形と多波格子像（明視野像）であり、本発明の一例を説明する電子顕微鏡写真である。
【図５】本発明の実施例で評価した供試材の回折図形と多波格子像（明視野像）であり、本発明の一例を説明する電子顕微鏡写真である。
【図６】本発明の実施例で評価した供試材の回折図形と多波格子像（明視野像）であり、本発明の一例を説明する電子顕微鏡写真である。
【図７】本発明の実施例で評価した供試材の回折図形と多波格子像（明視野像）であり、本発明の一例を説明する電子顕微鏡写真である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、工具鋼の組織の変調構造を構成するＭｏやＷの濃度ゆらぎを調整することで、強度や靭性といった機械的性質を改善するための工具鋼の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、高強度材料は様々な強化メカニズムを組み合わせて高強度化を達成している。特に、汎用の高強度材料の場合、機械加工が効率良く行えかつ使用時には高強度を容易に得ることが重要である。そのため、焼鈍状態では低硬度で加工し易く、その後の焼入れ、時効処理や焼戻し処理によって高強度化できる粒子分散強化が広く利用されている。その分散粒子は多種・多様で、例えば、高速度鋼では異なる種類の炭化物、析出硬化ステンレス鋼ではη−Ｎｉ３Ｔｉあるいはβ−ＮｉＡｌ等の金属間化合物、銅基合金ではγ−ＢｅＣｕ、アルミニウム合金ではθ−ＣｕＡｌ２等の金属間化合物である。
【０００３】
これら材料の降伏強度の増加分は、分散粒子の大きさ、体積率や整合性等を評価することによって見積ることができる（例えば、非特許文献１参照）。一方、靭性は第二相粒子（分散粒子）の体積率が極力少ない方が優れる。つまり、粒子分散強化を利用した高強度材料は、上述した要因を評価することによって、要求特性を満足するように強度と靭性をバランスさせて工業製品として提供されている。
【０００４】
また、粒子分散強化と異なる高強度化機構として、スピノーダル分解によって形成した変調構造を利用した高強度材料が提案されている。例えば、研究例は少ないが、Ｆｅ−Ｍｏ２元系合金やＩＣ素子などのリードフレーム材として考えられているＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金等がある。鉄基材料であるＦｅ−Ｍｏ２元系合金の場合、スピノーダル分解によって変調構造を形成してビッカース硬度１１００にも達する高硬度を示すことが報告されている（例えば、非特許文献２，３参照）。
【０００５】
【非特許文献１】
「金属便覧」改訂６版 日本金属学会編 丸善（株）（２０００），ｐ．３１８
【０００６】
【非特許文献２】
「金属」ｖｏｌ．６７ Ｎｏ．５（１９９７），ｐ．３９５
【０００７】
【非特許文献３】
「Ｐｒｏｃ ｏｆ ｉｎｔｅｒ Ｓｙｍｐｏｓｉｕｍ ｏｎ Ｐｈａｓｅ Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎｓ Ｄｕｒｉｎｇ Ｔｈｅｒｍａｌ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ ｏｆ Ｓｔｅｅｌ．」 ｅｄ． Ｂｙ Ｅ．Ｂ．Ｈａｗｂｏｌｔ ａｎｄ Ｓ．Ｙｕｅ． （１９９５），ｐ．４７３
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
ところが、これまでは、工具鋼のような粒子分散強化で高強度化した材料で上述した要因解析を行っても説明できない機械的性質の差異が発生する場合もあり、なかでもＭｏをある程度多く含有する材料で低靭性となる問題があった。特に、最近の市場動向が軽量化および長寿命化の傾向であるため素形材料の高強度化が要求されるようになり、上記の問題が顕著となってきた。この問題は、安定した品質を保証すべき工業製品を効率良く提供する上で大きな課題となる。また、これまでの問題解消対策は、この原因が不明であったため再度焼鈍、焼入れ・焼戻し等の熱処理を施しており、多大な工数を要していた。
【０００９】
一方、Ｆｅ−Ｍｏ２元系合金では変調構造を形成するために高価なＭｏを２０質量％以上も含有する必要があり、また高硬度は得られるものの非常に脆く実用に適さない。ある程度の靭性改善はＣｏ，Ｖ元素を添加すれば可能であるが、やはり高価なＣｏを約４０質量％も添加する必要があり、素形材である工具鋼等への適用はコストの問題があるため非常に困難である。
【００１０】
本発明の目的は、工具鋼のような粒子分散強化で高強度化していると考えられていた材料で、市場ニーズに合わせて高強度化、高靭性化、さらに強度−靭性の均衡化を達成し安定した品質の工業製品を効率良く提供するため、工具鋼での機械的性質に及ぼす組織要因を明確にして機械的性質を改善するための製造方法を提供することである。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、既存の材料を用いて詳細なナノ組織解析を行い機械的性質に及ぼす組織の影響について鋭意研究した。その結果、Ｍｏをあまり含有していない工具鋼でも変調構造が形成されていることを見出し、これが強度−靭性バランスに多大な影響を及ぼすことも明らかにした。また、変調構造は、微量添加元素や熱処理条件によっても種々変化し、強度−靭性バランスが顕著に変化することも明らかにした。このことより、変調構造の形成を制御することによって強度−靭性バランスを自由に調整できることを見いだし、特に各種工具に適用される工具鋼の具体的な用途の妥当性までをも提案できる工具鋼の製造方法として、本発明に到達した。
【００１２】
すなわち本発明は、Ｍｏおよび／またはＷを含有する工具鋼の組織の変調構造を調整することにより機械的性質を改善することを特徴とする工具鋼の製造方法である。または、工具鋼が、質量％で、ＭｏおよびＷの１種または２種を（Ｍｏ＋０．５Ｗ）で０．１〜１６．０％含有することを特徴とする上記の工具鋼の製造方法であって、工具鋼の組織の変調構造を調整することにより機械的性質を改善するものである。
【００１３】
そして、本発明の工具鋼の製造方法は、例えばその工具鋼が、質量％で、Ｃｒ：０〜１８．０％、Ｃあるいは、Ｃおよび／またはＮを合計で０．１〜３．０％含有するものであれば、特に工具鋼としての強度と靭性のバランスを改善する手法として効果を発揮する。そして、上記の工具鋼で、組織の変調構造の形成を制御することによって、市場ニーズに合わせて、高強度化もしくは高靭性化、さらには強度−靭性バランスを向上できる有効な製造方法である。
【００１４】
【発明の実施の形態】
上述したように、本発明の重要な特徴は、機械的性質を改善するための方法として工具鋼の組織の変調構造の形成を制御することを採用したことにある。そして、特に各種工具に適用される工具鋼を対象にして、その適用される具体的な用途の妥当性までをも提案できる製造方法として、確立したことにある。
【００１５】
最初に本発明の根幹をなす工具鋼の組織の変調構造を観察する方法について説明する。工具鋼の組織は、透過型電子顕微鏡を用いて観察する。本発明での具体的な評価は、試料作製を電解研磨もしくはイオンミリングで行い、加速電圧：２００ｋＶ、倍率：〜４０万で、電子線回折（制限視野回折法）および明視野・暗視野像の観察で行った。
【００１６】
そして、本発明の工具鋼での、その組織の変調構造の形成は、電子線入射方向を＜０１１＞ｂｃｃと平行にした回折図形において、基本格子反射周りの衛星斑点（超格子反射）の有無で評価できることを明らかにした。一例として、変調構造が形成された試料での回折図形を図１に示す。これより＜０１１＞基本格子反射周りに衛星斑点（超格子反射）：矢印が確認され、これは原点と＜０１１＞ｂｃｃスポット間距離の非整数分割の位置に現れている。
【００１７】
また、変調構造が形成された領域は、上記の入射より得られる明視野像および暗視野像より判断した。一例として、変調構造が形成された領域の多波格子像（明視野像）を図２に示す。これより＜０１１＞方向の変調コントラストが現れており、変調の波長（周期）は｛０１１｝面間隔の５〜６倍であり、局所的にゆらいでいるのがわかる。
【００１８】
変調構造は、３００〜７００℃の範囲での焼戻し処理によって形成され、マトリックス中のＭｏの濃度ゆらぎに起因している。また、焼戻し過程でＭＣ、Ｍ７Ｃ３、Ｍ２３Ｃ６、Ｍ６Ｃなど特殊合金炭化物が析出することによって、その炭化物にＭｏが取られるため変調構造は消滅し始める。つまり、変調構造の形成状態は焼戻し過程での特殊合金炭化物の析出挙動に大きく左右されるので、微量添加元素や熱処理条件によっても顕著に種々変化する。なかでも、本発明の工具鋼を高強度化して使用する場合、上述の範囲内での低めの温度で焼戻しを実施するため、ナノメータサイズの特殊合金炭化物が少量析出しているだけで、変調構造がほぼ全面に形成された状態となる傾向が強くなる。
【００１９】
機械的性質については、室温および高温の強度は、変調コントラストが強いほど、かつ、変調構造がより全面に形成されるほど向上する。変調コントラストはＭｏの濃度ゆらぎと対応しており、そのゆらぎが大きいほど変調コントラストが強い。変調コントラストは、基本格子反射の回折強度と衛星斑点（超格子反射）の回折強度の比（衛星斑点（超格子反射）の回折強度／基本格子反射の回折強度）に対応し、この比が大きいと変調コントラストが強くなる。
【００２０】
一方、靭性は、変調構造が形成され始めると低下するようになり、変調コントラストが強いほど、かつ、変調構造がより全面に形成されるほど著しく低下する。Ｍｏを多く含有した工具鋼では変調コントラストが強く、かつ、変調構造がより全面に形成される傾向にあり、室温および高温の強度が向上するものの靭性が著しく低下する。
【００２１】
以上、工具鋼での機械的性質に及ぼす組織要因が明らかになり、その組織の変調構造を調整することで、工具鋼のような粒子分散強化で高強度化していると考えられていた材料の高強度化、高靭性化、そして強度−靭性バランスの向上も図れる。そして、この原理を解明したことによって提案に至った本発明の製造方法を用いることで、各種用途に適した素材であるかどうかの評価、特に各種工具に適用される工具鋼を対象にして、その適用のための最適組成や熱処理条件、さらにはその用途の最適性を評価できる。
【００２２】
以下に、本発明の製造方法の効果を最大限に活用するのに好ましい、その製造対象である工具鋼の成分を限定した理由について詳細に説明する。
・ＭｏおよびＷの１種または２種を（Ｍｏ＋０．５Ｗ）で０．１〜１６．０質量％
Ｍｏは変調構造を形成して高温強度を向上させるのに必要であり、特に、工具鋼といったＣを含む鋼材料では炭化物を形成して基地の強化や耐摩耗性を向上させ、また、焼入性を向上させる効果を有する。これら各々のより顕著な効果を期待する場合は、Ｍｏを０．１質量％以上とすることが望ましい。ただし、Ｍｏの過度の添加は変調構造を発達させ、また鋼材料においては炭化物量を増加させ、靭性の低下を招くため、Ｍｏの上限を１６．０質量％とする。
【００２３】
本発明の変調構造については、上記ではＭｏを例にとって説明したが、ＭｏとＷは同等の効果を有する元素であり、Ｗであっても同様に変調構造を形成して高温強度を向上させる元素である。本発明の製造方法は、特に工具鋼へ適用して効果を発揮するものであるところ、ＭｏおよびＷは工具鋼の機械的性質を左右する基幹元素である。よって、本発明が改善する工具鋼はＭｏおよび／またはＷの含有も意識したものとすることで、その効果が向上する。
【００２４】
ＷはＭｏの約２倍の原子量であることからＭｏ＋０．５Ｗで規定する（当然、いずれか一方のみの添加としてもよいし、双方を共添加することもできる）。そして、上記した各々の作用のより顕著な効果を期待する場合は、Ｍｏ＋０．５Ｗを０．１質量％以上とすることが望ましい。ただし、Ｍｏおよび／またはＷの過度の添加は変調構造を発達させ、また炭化物量を増加させ、靭性の低下を招くため、Ｍｏ＋０．５Ｗの上限を１６．０質量％とする。
【００２５】
・Ｃｒ：１８．０質量％以下（０％を含む）
Ｃｒは焼入れ性を高めて、また、炭化物を形成して基地の強化や耐摩耗性を向上させる効果を有することから、用途に応じて鋼材料に含有させることができ、本発明の製造方法の効果を向上させる。ただし、より顕著な効果を期待する場合は、含有量を０．１質量％以上とすることが望ましい。過度の添加は焼入性や熱間強度の低下を招くため、上限を１８．０質量％とする。
【００２６】
・Ｃあるいは、Ｃおよび／またはＮを合計で０．１〜３．０質量％
Ｃは、一部が基地中に固溶して強度を付与し、一部は炭化物を形成することで耐摩耗性や耐焼付き性を高める重要な元素であることから、本発明の製造方法の効果を向上させる。また、固溶したＣは、ＣｒやＭｏなどのＣやＮとの親和力の大きい置換型原子と共添加した場合、Ｉ（侵入型原子）−Ｓ（置換型原子）効果；溶質原子のひきずり抵抗として作用し高強度化する場合もある。ただし、含有量が０．１質量％未満では工具鋼として十分な硬さ、耐摩耗性を確保できなくなる。他方、過度の添加は靭性や熱間強度の低下を招くため上限を３．０質量％とする。
【００２７】
Ｎは、鋼などの鉄基材料の製造上、不可避的に混入する元素である。他方、Ｔｉ、Ａｌ、Ｖなどと窒化物を形成し、結晶粒の微細化に有効であるため工具鋼の分野等においては積極的に添加する場合もある。また、固溶したＮは、固溶したＣと同様で、Ｉ（侵入型原子）−Ｓ（置換型原子）効果として作用し高強度化する場合もある。ただし、ＮとＣは同等の効果を有する侵入型元素であり、工具鋼のようなＣの調整が重要な鉄基材料を評価する時には、そのＣ量との相互管理をしておくことが評価結果の信頼性を向上させる。
【００２８】
ＮとＣはほぼ同等の原子量であることからＣおよび／またはＮを合計で規定する（当然、いずれか一方のみの添加としてもよいし、双方を共添加することもできる）。より顕著な効果を期待する場合は、Ｃおよび／またはＮを合計で０．１質量％以上とすることが望ましい。ただし、Ｃおよび／またはＮの過度の添加は炭化物／窒化物量を増加させ、靭性の低下を招くため、Ｃおよび／またはＮの合計の上限を３．０質量％とする。なお、Ｎを単独で管理する場合、０．０１％以上の含有で十分な効果を発揮できるが、１．２％以下の範囲で管理することが好ましい。
【００２９】
なお、本発明の製造する工具鋼は、上記の各成分に加えて、その特に工具鋼材料としての成立に管理の欠かせない元素種として、
・Ｓｉ：３．０質量％以下（好ましくは０．１〜３．０％）
・Ｍｎ：２．０質量％以下（好ましくは０．１〜２．０％）
・Ｎｉ：３．０質量％以下（好ましくは０．１〜３．０％）
・Ｖ：６．０質量％以下（好ましくは０．１〜６．０％）
・Ｃｏ：１５．０質量％以下（好ましくは０．３〜１５．０％）
・Ａｌ：０．１質量％以下
の群から選ばれた１種または２種以上を含有させることができる。
【００３０】
また、本発明の製造する工具鋼には、必要に応じて
・Ｓ：０．２０質量％以下
・Ｃａ：０．０５０質量％以下
・Ｐｂ，Ｂｉ：各々０．２質量％以下（好ましくは０．０２〜０．２質量％）
・Ｂ：０．０１０質量％以下（好ましくは０．００１〜０．０１０質量％）
・Ｎｂ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｚｒ：
各々０．０５質量％以下（好ましくは０．００５〜０．０５質量％）
・希土類金属元素（ＲＥＭ）：各々０．５０質量％以下
の１種または２種以上の元素を含有させることができる。
【００３１】
【実施例】
つぎに実施例により、本発明の効果を説明する。
（実施例１）
供試材は、高周波誘導溶解により表１に示す組成に調整し作製した。供試材Ａは熱間工具鋼ＪＩＳ ＳＫＤ６１に相当する材料である。試料は、焼鈍を行ったのち、種々の熱処理を施し各種実験に供した。熱処理は所定の硬さを得るように、焼入れは１０２０℃で１時間加熱してから油冷し、その後焼戻しとして５００℃から７００℃の２０℃刻みの適正温度で２時間加熱後空冷するものである。
【００３２】
【表１】
組織観察については、α’マルテンサイト内部組織や炭化物の形態および凝集挙動、実用焼戻し温度域で析出したナノメータサイズ特殊炭化物および変調構造の直接観察には、２００ｋＶ透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）および２００ｋＶ電界放射型透過型電子顕微鏡（ＦＥ−ＴＥＭ）を用いて行った。変調構造の構造解析は電子線回折法を用いて実施した。電顕観察用試料は、超音波加工したのち、研磨、ディンプリングして、最後に電解研磨およびＡｒイオンミリングを行い作製した。
【００３４】
引張試験は、インストロン型試験機を使用し、室温（２４±２℃）および高温ともで平行部径６．３５ｍｍ、平行部長さ２５．４ｍｍの丸棒試験片（ＡＳＴＭ）を用いて歪み速度０．２ｓ−１で行った。高温引張では、大気雰囲気で昇温速度２５℃・ｓ−１で６００℃の試験温度まで加熱して０．６ｋｓ保持後、試験を実施した。機械的性質については、室温の場合は硬さ、伸び、絞りで、高温の場合は引張強さで評価した。なお、伸びは破断後の試料でのつき合わせ法で測定した。
【００３５】
靭性の評価は、まず、Ｕノッチ試験片（ＪＩＳ３号）を用いてシャルピー衝撃試験を実施し、室温（２４±２℃）でのシャルピー衝撃値を測定した。つぎに、破壊靭性試験は、ＡＳＴＭ Ｅ３９９ コンパクトテンション試験片（Ｗ＝３０．０ｍｍ）を用いて、平面歪み破壊靭性値ＫＩＣを測定した。表２に供試材Ａの機械的性質と変調構造の形成状態の関係を、図３に表２で変調構造が形成されている代表的な試料の回折図形と多波格子像（明視野像）を示す。Ａ３には特殊合金炭化物が確認される。
【００３６】
【表２】
これより、Ａ１とＡ２の硬さ４０ＨＲＣの場合は変調構造が観察されず機械的性質に差がほとんどないことがわかる。つぎに、Ａ３とＡ４の硬さ４４ＨＲＣの場合は変調構造が形成され機械的性質にやや差を生じており、変調構造が多く形成されているＡ４で高温強度がやや高い値であるが靭性がやや低下しているのがわかる。また、Ａ５とＡ６の硬さ５０ＨＲＣの場合は変調構造がほぼ全面に形成されているためどちらの試料も靭性が非常に低い値であるが、特に変調コントラストが強く、かつ、変調構造がより全面に形成されているＡ６でそれが顕著であることがわかる。
【００３８】
（実施例２）
供試材は、高周波誘導溶解により表３に示す組成に調整し作製した。供試材Ｃは熱間工具鋼ＪＩＳ ＳＫＤ７に相当する材料である。試料は、焼鈍を行ったのち、種々の熱処理を施し各種実験に供した。
【００３９】
【表３】
熱処理は硬さ４４ＨＲＣを得るように、焼入れは１０２０℃で１時間加熱してから油冷し、その後焼戻しとして６００℃から７００℃の適正温度で２時間加熱後空冷するものである。表４に供試材ＢとＣの機械的性質と変調構造の形成状態の関係を、図４に変調構造が形成されている供試材ＢとＣの回折図形と多波格子像（明視野像）を示す。
【００４１】
【表４】
これより、Ｍｏを多く含有する供試材Ｃが供試材Ｂより変調コントラストが強く、かつ、変調構造がより全面に形成される傾向にあり、高温強度が高い値であるものの靭性が著しく低下しているのがわかる。
【００４３】
（実施例３）
供試材は、高周波誘導溶解により表５に示す組成に調整し作製した。供試材Ｄは熱間工具鋼ＪＩＳ ＳＫＤ８に相当する材料である。試料は、焼鈍を行ったのち、種々の熱処理を施し各種実験に供した。
【００４４】
【表５】
熱処理は硬さ４４ＨＲＣを得るように、焼入れは１１４０℃で１時間加熱してから油冷し、その後焼戻しとして６００℃から７００℃の適正温度で２時間加熱後空冷するものである。表６に供試材ＤとＥの機械的性質と変調構造の形成状態の関係を、図５に変調構造が形成されている供試材ＤとＥの回折図形と多波格子像（明視野像）を示す。
【００４６】
【表６】
これより、両者とも（Ｍｏ＋０．５Ｗ）が約２．６質量％であるが、Ｗを多く含有する供試材Ｄが供試材Ｅより変調コントラストが強く、かつ、変調構造がより全面に形成される傾向にあり、高温強度が高い値であるものの靭性が低下しているのがわかる。
【００４８】
（実施例４）
供試材は、高周波誘導溶解により表７に示す組成に調整し作製した。供試材Ｆは高速度工具鋼ＪＩＳ ＳＫＨ５１、供試材Ｇはマトリックスハイスに相当する材料である。試料は、焼鈍を行ったのち、種々の熱処理を施し各種実験に供した。
【００４９】
【表７】
供試材Ｆの場合、熱処理は硬さ６４ＨＲＣを得るように、焼入れは１２２０℃で０．５時間加熱してから油冷し、また供試材Ｇの場合、焼入れは１１４０℃で０．５時間加熱してから油冷した。その後、どの供試材も焼戻しとして６００℃から７００℃の適正温度で２時間加熱後空冷するものである。表８に供試材ＦとＧの機械的性質と変調構造の形成状態の関係を、図６、図７に変調構造が形成されている供試材ＦとＧの回折図形と多波格子像（明視野像）を示す。
【００５１】
【表８】
これより、供試材Ｆは（Ｍｏ＋０．５Ｗ）が約８．１質量％で、供試材Ｆ２が供試材Ｆ１より変調コントラストが強く、かつ、変調構造がより全面に形成される傾向にあり、高温強度が高い値であるものの靭性が低下しているのがわかる。また、供試材Ｇは（Ｍｏ＋０．５Ｗ）が約２．８質量％で、供試材Ｇ２が供試材Ｇ１より変調コントラストが強く、かつ、変調構造がより全面に形成される傾向にあり、高温強度が高い値であるものの靭性が低下している。
【００５３】
このような結果は、従来の工具鋼も含め、本発明が対象とするその他の成分組成を有する工具鋼であっても同様の挙動を示し、Ｗを含有する工具鋼においてはそのＷの構成する濃度ゆらぎに応じても同傾向の機械的性質の変化を認めた。
【００５４】
【発明の効果】
本発明によれば、工具鋼での機械的性質に及ぼす組織の影響が明確になり、かつ変調構造の形成を制御することが可能となるため強度−靭性バランスを飛躍的に改善することができ、安定した品質の素形材料の実用化にとって欠くことのできない技術となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】変調構造が形成された試料での回折図形であり、本発明の一例を説明するものである。
【図２】変調構造が形成された領域の多波格子像（明視野像）であり、本発明の一例を説明する電子顕微鏡写真である。
【図３】本発明の実施例で評価した代表的な試料の回折図形と多波格子像（明視野像）であり、本発明の一例を説明する電子顕微鏡写真である。
【図４】本発明の実施例で評価した供試材の回折図形と多波格子像（明視野像）であり、本発明の一例を説明する電子顕微鏡写真である。
【図５】本発明の実施例で評価した供試材の回折図形と多波格子像（明視野像）であり、本発明の一例を説明する電子顕微鏡写真である。
【図６】本発明の実施例で評価した供試材の回折図形と多波格子像（明視野像）であり、本発明の一例を説明する電子顕微鏡写真である。
【図７】本発明の実施例で評価した供試材の回折図形と多波格子像（明視野像）であり、本発明の一例を説明する電子顕微鏡写真である。
Claims (7)
- Ｍｏおよび／またはＷを含有する工具鋼の組織の変調構造を調整することにより機械的性質を改善することを特徴とする工具鋼の製造方法。
- 工具鋼が、質量％で、ＭｏおよびＷの１種または２種を（Ｍｏ＋０．５Ｗ）で０．１〜１６．０％含有することを特徴とする請求項１に記載の工具鋼の製造方法。
- 工具鋼が、質量％で、Ｃｒ：０〜１８．０％、Ｃ：０．１〜３．０％含有することを特徴とする請求項１または２に記載の工具鋼の製造方法。
- 工具鋼が、質量％で、Ｃｒ：０〜１８．０％、Ｃおよび／またはＮを合計で０．１〜３．０％含有することを特徴とする請求項１または２に記載の工具鋼の製造方法。
- 前記機械的性質を改善することが高強度化であることを特徴とする請求項１ないし４のいずれかに記載の工具鋼の製造方法。
- 前記機械的性質を改善することが高靭性化であることを特徴とする請求項１ないし４のいずれかに記載の工具鋼の製造方法。
- 前記機械的性質を改善することが強度と靭性の均衡化であることを特徴とする請求項１ないし４のいずれかに記載の工具鋼の製造方法。
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