JP5338188B2 - 合金工具鋼及びその製造方法 - Google Patents

Description

この発明は合金工具鋼、詳しくは焼入焼戻しの際に等方的に膨張する性質を有する合金工具鋼及びその製造方法に関する。

従来、冷間鍛造用，精密鍛造用，順送プレス用，プラスチック成型用，温間鍛造用，粉末成型用，磁石成型用の金型（トリム，ダイ，ドロー等）や金型に付帯する金型部品等として合金工具鋼が広く用いられている。

この合金工具鋼は硬さの要求される材料で、焼入焼戻し処理を行うことによって組織をマルテンサイト化し、所望の硬さとして上記の金型等として使用する。

この合金工具鋼は、その焼入焼戻し処理によって体積膨張を起す。その膨張が等方的な膨張であれば問題はないが、従来の合金工具鋼はその膨張が非等方的な不均一な膨張であり、そのことが金型等を製造する上で大きな障害となっていた。

合金工具鋼におけるこのような非等方的な不均一な膨張は、合金工具鋼に炭化物が多く含まれている場合に特に顕著に生じる傾向にあるが、その理由については従来解明されてはいない。
この非等方的な不均一な膨張は、例えば金型を製造するに際して次のような問題を生ずる。

金型を製造するに際しては、所望の金型寸法に対して予め熱処理による寸法変化を見込んだ形状，寸法で粗加工しておいて、その後に焼入焼戻しを施し、しかる後に仕上げ加工を施して最終的に求める寸法の金型とする。

金型材料（合金工具鋼）が焼入焼戻しによって等方的に膨張を起す場合には、何れの方向にも等しい膨張量を見込んだ寸法，形状で金型を粗加工しておけば良い。

ところが焼入焼戻しによって金型材料が一方向に大きく伸び（膨張し）、他方向に伸びが小さいか又は収縮するような場合、その他方向の寸法変化を基準として、焼入焼戻し前の寸法を定めておかなければならない。

ところが焼入焼戻しによって伸びる方向は、素材のどちら向きから金型となる材料を採取したかによっても変ってきてしまうため、焼入焼戻し後における寸法の再現性が無く、金型の寸法を所望の精度でコントロールし得ず、そしてそのことが金型を製造する上で大きな障害となっていた。

そこで例えば一般的なユーザーに求められる金型寸法精度±０．０３％（長さ１００ｍｍの場合、寸法精度は±３０μｍ）に対し、従来では熱処理前の寸法を一様に大きく（およそ＋０．０６％）しておき、焼入焼戻しによって寸法が狂っても（＋０．０６±０．０３％＝０．０３％〜０．０９％）十分な加工代（＋０．０３％以上。０．０３％未満であると切削加工で１〜３０μｍを除去することとなるが、これは機械剛性等の観点から困難である）を確保するようにしていた。

しかしながらこの場合仕上げ加工の加工代は最大０．０９％となり、もともと工具鋼は硬度の高い硬い材料であるために、熱処理後の加工に多大な時間がかかってしまう（０．０３％ずつ切削加工したとすると、３回の切削加工が必要）。
或いは切削工具の負荷が大きくなり過ぎて（０．０９％を１回で加工した場合）、工具が破損するといった重大な問題に繋がる。

そのため従来から加工代の低減に対する強い要請があったが、熱処理による膨張の不均一性を支配する因子が不明であるため、その対策を見出すことができていなかったのが実情である。

尚、熱間工具鋼における熱膨張率の異方性の問題の解決を狙いとしたものが下記特許文献１に開示されている。この場合の熱膨張率とは、焼入焼戻しの熱処理を実施した後の材料において、温度に応じて（相変態を伴わない場合の）材料が膨張する率のことである。
本発明は、焼入焼戻しの熱処理に関するもの、すなわち相変態を伴う場合の寸法変化の等方性に関するものであり、相変態の有無の点で引用文献１に開示のものとは本質的に異なっている。よって、特許文献１から、本発明に示す相変態を伴う場合の寸法変化の等方性は推論されるものではない。

また下記特許文献２には、熱間工具鋼において炭化物及び非金属介在物の粒径と量とを制御することで、被削性を改善できる点が開示されている。
しかしながらこの特許文献２には本発明の課題は開示されておらず、また課題解決のための手法においてこの文献に開示のものは本発明と相異なったものである。

特開２００５−１１３１６１号公報 特開２００３−２２６９３９号公報

本発明は以上のような事情を背景とし、工具鋼としての使用硬さ５５ＨＲＣを満足しつつ、焼入焼戻しによる相変態を伴う寸法変化が等方的である合金工具鋼及びその製造方法を提供することを目的としてなされたものである。

而して請求項１は合金工具鋼に関するもので、質量％でC ：0.55〜0.85％，Si；0.20〜2.50％，Mn：0.30〜1.20％，Cu：≦0.50％，Ni：0.01〜0.50％，Cr：6.00〜9.00％，Mo＋0.5W：0.1〜2.00％，V ：0.01〜0.40％，残部Fe及び不可避的成分の組成を有し、且つ鍛造方向と平行な断面における、円相当直径で２μｍ以上の粗大な炭化物の面積率をＬ（％）、該鍛造方向と直角方向の断面における前記粗大な炭化物の面積率をＴ（％）としたとき、Ｌ，Ｔともに０．００１％以上でＬ／Ｔが０．９０〜３．００の範囲内であることを特徴とする。

請求項２のものは、請求項１において、前記ＬとＴとがそれぞれ０．５％以下であることを特徴とする。

請求項３のものは、請求項１，２の何れかにおいて、質量％でS ：0.040〜0.100％，Se：0.040〜0.100％，Te：0.040〜0.100％，の少なくとも１種以上を更に含有していることを特徴とする。

請求項４のものは、請求項３において、質量％でCa：0.0001〜0.0150％を更に含有していることを特徴とする。

請求項５のものは、請求項１〜４の何れかにおいて、質量％でAl：≦0.50％，O ：≦0.0050％，N ：≦0.0200に規制してあることを特徴とする。

請求項６のものは、請求項１〜５の何れかにおいて、質量％でNb：0.01〜0.15％，Ta：0.01〜0.15％，Ti：0.01〜0.15％，Zr：0.01〜0.15％の少なくとも１種以上を更に含有していることを特徴とする。

請求項７は、請求項１〜６の何れかに記載の合金工具鋼の製造方法に関するもので、鍛錬比を０．８５〜３０の範囲内として熱間鍛造を行い、鍛造方向と平行な断面における、円相当直径で２μｍ以上の粗大な炭化物の面積率をＬ（％）、該鍛造方向と直角方向の断面における前記粗大な炭化物の面積率をＴ（％）としたとき、Ｌ，Ｔともに０．００１％以上で且つＬ／Ｔが０．９０〜３．００の範囲内とすることを特徴とする。

請求項８の製造方法は、請求項７において、前記熱間鍛造に先立って１１００〜１２５０℃で１０時間以上のソーキング処理を行うことを特徴とする。

発明の作用・効果

以上のように本発明は、合金工具鋼を上記の組成を有するものとなし、且つ鍛造方向と平行な断面における、円相当直径で２μｍ以上の粗大な炭化物の面積率をＬ（％）、これと直角方向の断面における粗大な炭化物の面積率をＴ（％）としたとき、Ｌ，Ｔともに０．００１％以上でＬ／Ｔが０．９０〜３．００の範囲内とするもので、このようにすることで合金工具鋼を焼入焼戻し処理したときの膨張を等方的な膨張となすことができる。
尚、本発明において鍛造とはロール鍛造（一般的には圧延）を含む概念である。

本発明者は、合金工具鋼が焼入焼戻しによって非等方的に不均一に膨張する現象を解明すべく研究を行う中で、炭化物の分布状況に着目し、そして炭化物の分布状況と膨張との関係を調べたところ、それらの間に密接な関係のある事実を見出した。

詳しくは、合金工具鋼における焼入焼戻し後の膨張が鍛造方向に大きく、鍛造方向と直角方向に小さくなる事実の下で、鍛造方向と平行な断面における炭化物の分布状況と、これと直角方向の断面における炭化物の分布状況とを調べたところ、鍛造方向と平行な断面においては、円相当直径で２μｍ以上の粗大な炭化物が集合体を形成して、その集合体が鍛造方向に長く伸びる形態で分布しており、且つ炭化物の面積率も大となっているのに対して、鍛造方向と直角方向の断面においてはそのような形態と異なって炭化物が非集合体で比較的均一に分布しており、且つ炭化物の面積率も小であることが判明した。
またこの炭化物の分布状況と、焼入焼戻しによる膨張の関係とを調べたところ、膨張の大きさが炭化物の面積率と相関があり、その面積率が大となるほど、膨張の程度が大きいことが併せて判明した。

粗大な炭化物の面積率が大となることによって、焼入焼戻しによる膨張が大となり、また炭化物の面積率が小さいことによって、膨張が小となる原因については、現時点で解明されてはいないが、次のような理由によるものと推察される。

炭化物と、その周りにある母材即ち金属マトリックスとの強度を比較した場合、室温から焼入れ温度に至るまでのすべての範囲で、炭化物の方が強度は極めて高い。このため、熱処理による熱応力や特に加熱時のオーステナイト変態や冷却時のマルテンサイト変態による変態応力によって、母材即ち金属マトリックスが歪み、応力緩和することとなる。
合金工具鋼における鍛造方向とこれに直角方向とで、炭化物の面積率が異なれば、母材即ち金属マトリックスの歪み方も方向によって異なることが考えられ、これが膨張の非等方性の要因となっていると考えられる。

従って鍛造方向と、これと直角方向との焼入焼戻しによる膨張を均等化するためには、即ち膨張を等方性とするためには、鍛造方向及びこれと直角方向とで粗大な炭化物の分布を均等化すれば良いことになる。

実際に本発明者がその確認試験を行ったところ、鍛造方向と平行方向の断面における粗大な炭化物の面積率Ｌと、これに対し直角方向の断面における粗大な炭化物の面積率Ｔとの比率が小さくなるに従って、焼入焼戻しによる膨張が等方的となることが分った。
その面積比率Ｌ／Ｔは理想的には１とすることであるが、金型等を製造する上では０．９〜３．００の範囲内であれば十分均一な寸法変化（焼入焼戻しによる）を得ることができる。
本発明はこうした知見に基づいてなされたものである。

ここで十分均一な寸法変化とは、鍛造方向の寸法変化率（％）と、これに対して直角方向の寸法変化率（％）との差が−０．０３〜０．０３の範囲内であることを言う。
この範囲内でなければ一般的に必要とされる金型寸法精度±０．０３％を満たすことができない（鍛造方向では寸法精度を満たしたとしても、鍛造方向と直角方向の寸法精度を満たせなくなるため）。

上記の如き炭化物分布を実現する方法として、以下の製造方法を好適に適用する事ができる。
(1)鋳造開始から、凝固完了（１２００℃）までの冷却速度が０．１〜５．０℃/ｍｉｎとなる条件での鋳造。あるいは、この鋳造材を再溶融させ（２次溶解）、再凝固させる方法（一般的には、ＶＡＲ（真空アーク再溶解法）やＥＳＲ（エレクトロスラグ再溶解法）による２次溶解・鋳造技術）。さらには、粉末素材を使用し、ＨＩＰ（高温静水圧プレス）によって製造する方法。
(2)１１００〜１２５０℃で１０時間以上のソーキング処理を少なくとも一度は実施し、９００〜１２５０℃の温度範囲で、熱間鍛造（圧延含む）を開始することにより鍛錬比０．８５〜３０となるように行う製造方法。

(1)の方法は、鋳造で発生する粗大な炭化物を微細化する方法である。鋳造開始から凝固完了までの冷却速度が速いほど、形成される粗大な炭化物の大きさは小さくなる。(2)のソーキング処理により、この粗大な炭化物の大きさ，量，分布状態を適正な範囲にコントロールするためには、鋳造時の冷却速度が０．１℃/ｍｉｎ以上でなければならない。しかし現実には、鋳造量などから５．０℃/ｍｉｎを越えて急速に冷却することは困難であるため、上記範囲で鋳造すれば良い。

また、２次溶解の適用は、溶解・凝固が短時間で行われるため、冷却速度の高速度化に相当する。粉末素材を使用した場合は、炭化物粒径が通常の鋳造材よりも細かいことが特徴である。ただし、製造コストが高いため、この点で実用的上は問題がある。
(2)の方法は、粗大な炭化物を適正範囲にコントロールするのに最適の方法である。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正に行えば、(1)で製造された鋳造材であれば、形成された粗大な炭化物を小さく、量を少なく、均一に分散させることが可能となる。ソーキング温度と時間は、成分によって適正値が異なる。

温度の適正値は、(1)で製造した鋳造材を、融点（成分偏析部の局部的な溶融の意味を含む）よりも−５０〜−１０℃の範囲に加熱することである。鋳造材をソーキングにより一部溶融させてしまった場合は、材料が割れてしまう。逆に温度が適正値よりも低い場合には粗大な炭化物の固溶が不十分となり、炭化物分布を適正な範囲にコントロールすることができない。
ソーキングのための適正時間は、ソーキング温度によっても異なるが、工場で製造することを考慮すると１０時間以上であれば良い。

鍛造温度は、ソーキング温度以下であり、現実的に熱間鍛造が可能な９００℃以上であれば、どの温度を選定して鍛造しても良い。
しかし、ソーキングによって固溶させた炭化物が、低い鍛造温度によって再析出すると、本発明の範囲の炭化物分布が得られなくなる。よって、可能な限り、ソーキング温度に近い（ソーキング温度に対し５０℃以内）温度で鍛造開始することが望ましい。

鍛錬比は、（鍛造前の断面積）／（鍛造後の断面積）で規定される値で、一般的にはこの鍛錬比が大きくなるほど炭化物は鍛造方向に長く延ばされる。
(1)と(2)の製造方法を適用すれば、そもそも粗大な炭化物を固溶させコントロールできるため、必ずしも鍛錬比の大きさと炭化物の分布状態（Ｌ／Ｔ）の面積率比とは相関を持たない。
ただし極端に鍛錬比が大きくなった場合は、母材即ち金属マトリックスの組織が強い配向状態（結晶方位がランダムではなく、特異な方向に揃うこと）となり、この配向状態が原因で、熱処理による寸法変化の非等方性が発生する。

本発明は等方性が必須であるため、鍛錬比は、３０未満に抑える必要がある。一方、鍛錬比１未満は、鋳造材の断面積より、鍛造後の断面積が大きくなることを意味しており、一般的には据え込みと呼ばれる鍛造にて実現される。一般的には据え込み状態ままでは、鋳造時の粗大な炭化物が多く残存するため、この状態では使用できないが、(1)と(2)の製造方法を適用した場合には、据え込み状態であっても熱処理による寸法変化の等方性は確保される。
(1)と(2)の製造方法を適用することが、本発明の効果を得る上で特に有用である。

また請求項２に従って、ＬとＴ方向の面積率をそれぞれ０．５％以下となした場合、変寸率差（寸法変化率の差）は、非常に高い金型寸法精度±０．０１％を満足できるようになる。

前述したように鍛造方向の断面における炭化物の面積率Ｌと、鍛造方向と直角方向の断面における炭化物の面積率Ｔとは１：１の比率とすることが理想的である。

請求項２に従ってそれらの面積率であるＬ，Ｔそれぞれを０．５％以下としたとき、鍛造方向と平行な断面，鍛造方向と直角方向の断面のそれぞれにおける炭化物の面積比率は小さいものとなって、即ち炭化物の分布そのものが極めて少ないものとなって、そもそも炭化物の集合体ができ難く、従って炭化物の集合体が鍛造方向に伸ばされることによって生ずる炭化物分布の不均等そのものが生じ難く、鍛造方向における炭化物の分布と、鍛造方向と直角方向における炭化物の分布とがほぼ均等化する。
即ちＬとＴとの比率を１：１に近くする手段として請求項２は有用な手段である。

更に請求項３に従ってS，Se，Teの少なくとも１種以上を選択元素として添加しておくことができる。この場合において請求項４に従いS，Se，Teと併せてCaを添加しておくことができる。また請求項５に従い、Al，O，Nを規制することができる。更に請求項６に従い、Nb，Ta，Ti，Zrの少なくとも１種以上を更に添加しておくことができる。

次に請求項７は、鍛錬比を０．８５〜３０の範囲内として熱間鍛造を行い、鍛造方向と平行な断面における粗大な炭化物の面積率Ｌと、鍛造方向と直角方向の断面における粗大な炭化物の面積率Ｔとの比率Ｌ／Ｔを０．９０〜３．００の範囲内とするように合金工具鋼を製造するもので、このようにすることで、焼入焼戻しによる膨張が鍛造方向とこれと直角方向とで均等化する合金工具鋼を良好に製造することができる。

この場合において、上記熱間鍛造に先立って１１００〜１２５０℃で１０時間以上のソーキング処理を行うことができる（請求項８）。

次に本発明における化学成分等の限定理由を以下に詳述する。
「鍛造方向と平行な断面における、２μｍ以上の粗大な炭化物の面積率Ｌ，これと直角方向の断面における粗大な炭化物の面積率Ｔともに０．００１％以上で且つＬ／Ｔが０．９０〜３．００の範囲内のこと」
鍛造方向及びこれと直角方向の膨張をほぼ等方膨張となし、両方向において必要な寸法公差を満たすためには、変寸率差（寸法変化率の差）が−０．０３〜０．０３％であることが望ましい。
これを満たすためには（Ｌ／Ｔ）が０．９０〜３．００の範囲内であることが必要である。

微細な炭化物は、焼入焼戻しによって固溶や析出を起し、変寸率への影響が実質認められない。
よって熱処理で固溶や析出をし難い、円相当直径で２μｍ以上の粗大なものを対象（炭化物）として扱う必要がある。
ここで円相当直径とは、観測される炭化物の面積を求めて、これを円形に換算したときの相当直径のことを言う。

C ：0.55〜0.85％
Cは工具鋼として使用硬さ５５ＨＲＣ以上を得るために必要な元素である。必要硬さに応じてC量は適宜調整される。0.55％以上含まれなければ、５５ＨＲＣ以上が得られず、逆に0.85％を超えて添加しても炭化物の増加や硬さの増加への寄与が飽和する。
Cの好適な範囲は、0.60〜0.70％である。

Si；0.20〜2.50％
Siは脱酸元素として添加される元素である。実際の製造上、0.20％未満にするのはコストがかかり、2.50％を超えて添加すると炭化物の形態が粒状から、棒状に変化し、粗大な炭化物が残存しやすくなるため、上限以下に抑える必要である。
Siの好適な範囲は、0.90〜2.20％である。

Mn：0.30〜1.20％
工具鋼として大きな金型や部品などに適用するためには焼入性が高いことが必要である。焼入性の観点では、0.30％以上の添加が無ければ空冷で焼入れができず、1.20％を超えて添加すると、焼入性は十分であるが、残留オーステナイト量が増加し、硬さが大きく低下してしまうため、上限以下に抑える必要がある。
Mnの好適な範囲は、0.70〜1.20％である。

Cu：≦0.50％
鋼中に含まれる不可避的元素である。Cuが0.50％を超えると鍛造時に赤熱脆性が発生し製造できなくなるため、0.50％以下に抑える必要がある。
但し実際の製造上0.01％未満とするには多大なコストがかかるため、0.01％以上は許容できるものとする。

Ni：0.01〜0.50％
工具鋼として、大きな金型や部品などに適用するためには、焼入性が高いことが必要である。焼入性の観点では、0.01％以上の添加が無ければ空冷で焼入れができず、0.50％を超えて添加すると、焼入性は十分であるが、残留オーステナイト量が増加し、硬さが大きく低下してしまうため、上限以下に抑える必要がある。

Cr：6.00〜9.00％
炭素と結合して炭化物を形成するため、高硬度の焼入焼戻し硬さを得るために必須の元素である。硬さに寄与する十分な炭化物を形成するためには6.00％以上の添加が必要である。但し9.00％を超えて添加しても、硬さに寄与しない炭化物が多量に形成されるため、上限以下に抑える必要がある。Crの好適な範囲は6.50〜8.00％である。

Mo＋0.5W：0.1〜2.00％
炭素と結合し、炭化物を形成するため、高硬度の焼入焼戻し硬さを得るために必須の元素である。硬さに寄与する十分な炭化物を形成するためには0.1％以上の添加が必要である。但し2.00％を超えて添加しても炭化物が多量になりすぎ、靭性が非常に劣化するため、上限以下に抑える必要がある。

V ：0.01〜0.40％
炭素と結合して炭化物を形成するため、高硬度の焼入焼戻し硬さを得るために必須の元素である。硬さに寄与する十分な炭化物を形成するためには0.01％以上の添加が必要である。但し0.40％を超えて添加すると、非常に粗大な炭化物が形成され、靭性が非常に劣化するため、上限以下に抑える必要がある。
Vの好適な範囲は、0.03〜0.20％である。

S，Se，Te：0.040〜0.100％
S，Se，Teはどの元素も同じ効果が得られるため、どの元素を選択してもよい（少なくとも１種以上）。いずれも材料中のMnと結合してMnS，MnSe，MnTe等を形成する。
MnS，MnSe，MnTeの存在によりドリル被削性など、切削加工による工具摩耗量が低減したり、切削速度を従来よりも向上させることができる効果がある。S等の添加は材料中のMnを使用するため、0.100％を超えて多量に添加すれば、マトリックス中のMn量が低下してしまう。一方、快削化の効果を得るためには0.040％以上の添加が必要である。なお、S等は炭化物量や大きさ、分布には全く寄与しないため、自由に添加することができる。

Ca：0.0001〜0.0150％
CaはSと同時に添加することで、MnS中にCa酸化物や固溶Caとして存在する。この場合、MnS単独よりも快削効果が大きくなることが知られている。その効果を得るためには0.0001％以上の積極的な添加が必須である。但し0.0150％を超えて添加しても快削化の効果が飽和するため、上限以下に限定する。Sと同様に炭化物量や大きさ、分布には全く寄与しないため、自由に添加することができる。

Al：≦0.50％
O ：≦0.0050％
N ：≦0.0200
これらの元素は不可避的不純物として鋼中に含まれる。しかし、これらの元素がそれぞれ上限を越えていると、Al酸化物やAl窒化物が多量に形成される。酸化物や窒化物が多量に形成されると、粗大な炭化物が多量に残存していることに相当するため、寸法変化の等方性の観点から、できる限り低減することが望ましい。ただし、これらの元素を低減する事は、精錬時間の長時間化などコスト増加を招くため、上限以下であれば問題ない。

Nb，Ta，Ti，Zr：0.01〜0.15％
これらの元素は酸化物や窒化物、炭化物を形成する。積極的に添加することで、これら非金属介在物を形成させ、焼入れ時に結晶粒粗大化を抑制し、靭性が向上する。本発明鋼は、粗大な炭化物を均一に分散させているが、炭化物量が少なくなり、焼入れ時の結晶粒が粗大化する場合に添加する。

本発明に係る合金工具鋼は、主に金型として使用される。特に合金工具鋼の中でも、冷間ダイス鋼と高速度工具鋼は、粗大な非晶出炭化物を多く含むため、好適に使用される。更に、この中でも、冷間ダイス鋼は、非等方的な変寸挙動が顕著に認められやすいため、好適に使用される。

次に本発明の実施形態を以下に詳しく説明する。
表１に示す成分組成の３０ｋｇの鋼材を高周波真空溶解炉で溶解した後、造塊した。この鋳造時の冷却速度は、１．２℃/ｍｉｎであった。また、比較鋼２については、ヒーターによる加熱コントロールを実施し、鋳造時の冷却速度を０．０１℃/ｍｉｎとして製造した。そして鋼塊を表２に示す塑性加工温度（鍛造加熱温度）で１０時間以上保持した後、５００tハンマー型の鍛造機を用いて熱間鍛造を行い、冷間ダイス鋼を作製した。

ここで鍛造は、表１に示す鍛錬比となるように行った。鍛錬比は鍛造前断面積／鍛造後断面積である。
鍛造後徐冷を行い、その後球状化焼鈍し処理を行った。
得られた発明鋼及び比較鋼について以下の試験及び評価を行った。

＜炭化物の面積率＞
鍛造方向と平行な面（Ｌ方向）が１５ｍｍ角として得られるように切断し、この面を最終ダイヤモンド研摩まで実施した後、ナイタールまたはビレラで腐食した。鍛造方向と直角の面（Ｔ方向）も同様に切断、研摩、腐食した。腐食後、光学顕微鏡の１００倍の倍率で１０視野撮影し、この１０視野の炭化物の面積率を測定した。面積率は、炭化物の円相当直径が２μｍ以上であるものを対象とし、１視野ずつの炭化物の面積率を測定し、１０視野の平均値とした。そしてこの平均値を炭化物の面積率とした。

＜熱処理条件＞
表２中の温度で焼入焼戻しを実施した。
＜残留オーステナイト量の定量化＞
製造した発明鋼，比較鋼から試験片を切り出した。
焼入れは表２中の温度で３０分保持した後，５０℃／分の平均冷却速度で冷却することで行った。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平均割合を求めた。
尚、表２中の残留γ量は、鋼中の焼入れ焼戻後における残留オーステナイト量の体積割合（％）を示している。

＜変寸率差＞
製造した発明鋼，比較鋼からφ１０×５０ｍｍの試験片を切り出し，加工した。このとき、試験片長さ方向が鍛造方向に平行になるように採取したもの、直角方向から採取したものについて、それぞれその試験片の長さをマイクロメーターを用いて１μｍ単位で測定し，この長さを基準値とした。それらの試験片を表２中の温度で焼入焼戻しを実施した。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で実施した。
焼入れ後と、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を求めた。そして鍛造方向（Ｌ方向）及びこれと直角方向（Ｔ方向）のそれぞれの試験片の長さの変化割合の差（Ｌ方向の寸法変化割合−Ｔ方向の寸法変化割合）を変寸率差として評価した。

それらの結果が表２及び図１に示してある。
尚、図１には表２の結果に加えて同様の試験による結果を追加して示してある（図中の●印と▲印は表２の結果の一部である）。

ここで図１（Ａ）は、横軸に面積率比（Ｌ／Ｔ）を、また縦軸に変寸率差をとって、それらの関係を表したものである。
また図１（Ｂ）は、横軸に鍛造方向と平行方向における断面の炭化物の面積率Ｌをとって、また縦軸に変寸率差をとってそれらの関係を表したものである。
請求項２はＬ，Ｔそれぞれを０．５％以下とするものであるが、ここではＬと変寸率差の関係のみを示している。Ｔと変寸率差の関係も全く同様である。

先ず図１（Ａ）に示す結果から、面積率比（Ｌ／Ｔ）が０．９〜３．００の範囲内である場合に、求める変寸率差−０．０３〜０．０３を満たし得ることが見て取れる。
また（Ｂ）に示す結果から、鍛造方向における炭化物の面積率Ｌを０．５％以下とすることで、より望ましい変寸率差−０．０１〜０．０１を満たし得ることが見て取れる。

表２の結果において、比較鋼１は、発明鋼１５と同じ成分であるが、溶融温度から適正と考えられる温度よりも低温で加熱（ソーキング）し、かつ、大きな鍛錬比を加えたため、粗大な炭化物も多量に残存している上、（Ｌ／Ｔ）が適正範囲から外れる。このため、変寸率差が大きくなってしまう。
比較鋼２は、発明鋼１５と同じ成分であるが、鋳造時の冷却速度を遅くして製造したため、適正な加熱温度・鍛錬比を加えても、炭化物分布がコントロールできず、（Ｌ／Ｔ）が適正範囲から外れ、変寸率差が大きくなる。
比較鋼３は、CやCrが適正範囲から外れており、かつ、大きな鍛錬比を加えたため、（Ｌ／Ｔ）が適正範囲から外れ、変寸率差が大きくなる。
比較鋼４、５、６は適正成分からはずれているため、硬さ４０ＨＲＣ未満となり、工具鋼としての使用硬さを満足できていない。ただし面積率比は適正範囲であるため、変寸率差は発明鋼と同等である。
これに対して発明鋼は何れも良好な結果となっている。

以上本発明の実施形態を詳述したが、これはあくまで一例示であり、本発明はその趣旨を逸脱しない範囲において、種々変更を加えた態様で実施可能である。

（Ａ）面積率比（Ｌ／Ｔ）と変寸率差との関係を表した図である。（Ｂ）鍛造方向と平行方向における断面の炭化物の面積率Ｌと、変寸率差の関係を表した図である。

Claims (8)

1. 質量％で
   C ：0.55〜0.85％
   Si；0.20〜2.50％
   Mn：0.30〜1.20％
   Cu：≦0.50％
   Ni：0.01〜0.50％
   Cr：6.00〜9.00％
   Mo＋0.5W：0.1〜2.00％
   V ：0.01〜0.40％
   残部Fe及び不可避的成分の組成を有し、且つ鍛造方向と平行な断面における、円相当直径で２μｍ以上の粗大な炭化物の面積率をＬ（％）、該鍛造方向と直角方向の断面における前記粗大な炭化物の面積率をＴ（％）としたとき、Ｌ，Ｔともに０．００１％以上でＬ／Ｔが０．９０〜３．００の範囲内であることを特徴とする合金工具鋼。
2. 前記ＬとＴとがそれぞれ０．５％以下であることを特徴とする請求項１に記載の合金工具鋼。
3. 質量％で
   S ：0.040〜0.100％
   Se：0.040〜0.100％
   Te：0.040〜0.100％
   の少なくとも１種以上を更に含有していることを特徴とする請求項１，２の何れかに記載の合金工具鋼。
4. 質量％で
   Ca：0.0001〜0.0150％
   を更に含有していることを特徴とする請求項３に記載の合金工具鋼。
5. 質量％で
   Al：≦0.50％
   O ：≦0.0050％
   N ：≦0.0200
   に規制してあることを特徴とする請求項１〜４の何れかに記載の合金工具鋼。
6. 質量％で
   Nb：0.01〜0.15％
   Ta：0.01〜0.15％
   Ti：0.01〜0.15％
   Zr：0.01〜0.15％
   の少なくとも１種以上を更に含有していることを特徴とする請求項１〜５の何れかに記載の合金工具鋼。
7. 鍛錬比を０．８５〜３０の範囲内として熱間鍛造を行い、鍛造方向と平行な断面における、円相当直径で２μｍ以上の粗大な炭化物の面積率をＬ（％）、該鍛造方向と直角方向の断面における前記粗大な炭化物の面積率をＴ（％）としたとき、Ｌ，Ｔともに０．００１％以上で且つＬ／Ｔが０．９０〜３．００の範囲内とすることを特徴とする請求項１〜６の何れかに記載の合金工具鋼の製造方法。
8. 請求項７において、前記熱間鍛造に先立って１１００〜１２５０℃で１０時間以上のソーキング処理を行うことを特徴とする合金工具鋼の製造方法。

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