热作工具材料、热作工具的制造方法及热作工具

摘要

本发明提供热作工具材料、使用其的热作工具的制造方法和热作工具，所述热作工具材料具有对制作热作工具时的韧性的波动的抑制有效的退火组织。一种热作工具材料，该热作工具材料具有退火组织、被淬火回火来使用，其中，该热作工具材料具有能够通过上述淬火而被调整为马氏体组织的成分组成，该热作工具材料的截面的退火组织中包括铁素体晶粒，其中，最大直径L为100μm以上的铁素体晶粒的个数比率为铁素体晶粒整体的10.0％以下，并且，作为最大直径L与和其正交的最大的横向宽度T的比的长宽比L/T为3.0以上的铁素体晶粒的个数比率为铁素体晶粒整体的10.0％以下。优选的是，热作工具材料的截面的退火组织中的铁素体晶粒具有以圆当量直径计为25.0μm以下的平均粒径。而且，提供对该热作工具材料进行淬火回火的热作工具的制造方法和热作工具。

说明书

技术领域

本发明涉及对加压成型模具、锻造模具、压铸模具、挤出工具等多种热作工具最合适的热作工具材料、使用其的热作工具的制造方法、以及热作工具。

背景技术

热作工具由于一边与高温的被加工材料、硬质的被加工材料接触一边使用，因此需要具备能够耐受冲击的韧性。而且，以往对于热作工具材料，使用例如为JIS钢种的SKD61系合金工具钢。另外，应最近的进一步的韧性提高的要求，提出了改良了SKD61系合金工具钢的成分组成的合金工具钢(专利文献1～3)。

对于热作工具材料，通常将由钢锭或者对钢锭进行开坯加工得到的钢坯而成的原材料作为起始物料，对其进行各种热加工、热处理而制成规定的钢材，对该钢材进行退火处理，进行精加工。而且，热作工具材料通常以硬度低的退火状态供给至热作工具的制造商。供给至热作工具的制造商的热作工具材料被机械加工成热作工具的形状之后，通过淬火回火而被调节至规定的使用硬度。另外，通常在被调整至使用硬度之后，进行精加工。有时也根据情况对退火状态的热作工具材料先进行淬火回火，然后还结合上述精加工，而机械加工成热作工具的形状。淬火是如下的操作：将退火状态的热作工具材料(或者该热作工具材料被机械加工后的热作工具材料)加热至奥氏体温度区域为止，对其进行骤冷，由此使组织发生马氏体相变。因此，热作工具材料的成分组成能够通过淬火而被调整为马氏体组织。

然而已知，通过在淬火回火前的热作工具材料的阶段对该退火组织预先适当地进行操作，能够提高热作工具的韧性。例如，提出了如下热作工具材料：通过对一致粗大的贝氏体的析出的钢材进行退火处理，抑制了碳化物沿该粗大的贝氏体晶界析出为针状，其结果，具有碳化物均匀分散的退火组织(专利文献4)。若为该碳化物均匀分散的热作工具材料，则通过对其进行淬火回火从而能够获得韧性优异的热作工具。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平2-179848号公报

专利文献2：日本特开2000-328196号公报

专利文献3：国际公开第2008/032816号小册子

专利文献4：日本特开2001-294935号公报

发明内容

发明要解决的问题

通过对专利文献4的热作工具材料进行淬火回火，能够提高热作工具的夏氏冲击值。但是，即使作为热作工具的整体得到高的夏氏冲击值，有时在其一部分中，在夏氏冲击值上也产生“波动”，从而产生相对于目标夏氏冲击值，夏氏冲击值高或低的部分。在一个热作工具中，若这样的夏氏冲击值的差异尤其是在需要韧性的位置存在时，则会给热作工具的寿命带来很多影响。

本发明的目的在于提供具有对制作热作工具时的韧性波动的抑制有效的退火组织的热作工具材料、使用其的热作工具的制造方法、及热作工具。

用于解决问题的方案

本发明为一种热作工具材料，该热作工具材料具有退火组织、被淬火回火来使用，其中，该热作工具材料具有能够通过上述淬火而被调整为马氏体组织的成分组成，该热作工具材料的截面的退火组织中包括铁素体晶粒，其中，最大直径L为100μm以上的铁素体晶粒的个数比率为铁素体晶粒整体的10.0％以下，并且，作为最大直径L与和其正交的最大的横向宽度T的比的长宽比L/T为3.0以上的铁素体晶粒的个数比率为铁素体晶粒整体的10.0％以下。

优选的是，上述热作工具材料的截面的退火组织中的铁素体晶粒具有以圆当量直径计为25.0μm以下的平均粒径。

而且，本发明涉及对上述本发明的热作工具材料进行淬火回火的热作工具的制造方法。

另外，本发明涉及一种热作工具，其中，在具有马氏体组织的热作工具的截面组织中，基于JIS-G-0551的粒度级别计，与具有最大频率的粒度级别的原奥氏体晶粒相差3以上的粒度级别的原奥氏体晶粒所占的比率为5面积％以下。而且，优选的是，在该热作工具的截面组织中，在其视场之间不存在基于JIS-G-0551的原奥氏体晶粒的粒度级别相差3以上的视场。

发明的效果

根据本发明，能够抑制热作工具的韧性的波动。

附图说明

图1是本发明例的热作工具材料D的截面组织的光学显微镜照片(a)以及由电子背散射衍射(以下，记为“EBSD”)得到的晶界图(b)的一个例子。

图2是本发明例的热作工具材料E的截面组织的光学显微镜照片(a)以及由EBSD得到的晶界图(b)的一个例子。

图3是比较例的热作工具材料A的截面组织的光学显微镜照片(a)以及由EBSD得到的晶界图(b)的一个例子。

图4是比较例的热作工具材料F的截面组织的光学显微镜照片(a)以及由EBSD得到的晶界图(b)的一个例子。

图5是示出分布于本发明例及比较例的热作工具材料A～G的截面组织中的铁素体晶粒的、相对于最大直径L的累计个数比率的一个例子的图。

图6是示出分布于本发明例及比较例的热作工具材料A～G的截面组织的铁素体晶粒的、相对于长宽比L/T的累计个数比率的一个例子的图。

具体实施方式

本发明人对影响热作工具的韧性的波动的、热作工具材料的退火组织中的因素进行了调查。其结果，发现该因素中有退火组织中的铁素体晶粒“自身”的分布状态。而且发现，通过将退火组织中的铁素体晶粒调整为规定的分布，能够抑制在淬火回火后产生的韧性的波动，从而实现了本发明。以下，对本发明的各构成特征进行说明。

(1)本发明的热作工具材料是具有退火组织、被淬火回火来使用的热作工具材料，其是具有能够通过上述淬火而被调整为马氏体组织的成分组成的热作工具材料。

退火组织是通过退火处理而得到的组织，通常为：铁素体相、该铁素体相中混合有珠光体、渗碳体(Fe₃C)的组织。而且，上述铁素体相构成退火组织中的“铁素体晶粒”。而且，在热作工具材料的情况下，例如如SKD61系合金工具钢那样，还有在上述铁素体晶粒的晶粒内、晶界处存在Cr、Mo、W、V等的碳化物的组织。本发明中，优选为珠光体、渗碳体少的退火组织。珠光体、渗碳体会使热作工具材料的机械加工性大幅劣化。

另外，由于退火处理后的冷却明显快等因素，退火处理后的组织难以调整为具有上述铁素体相的组织，容易形成贝氏体、马氏体。而且，贝氏体、马氏体使热作工具材料的机械加工性劣化。因此，本发明中，优选为贝氏体、马氏体少的组织。

因此，本发明的热作工具材料优选具有例如其截面组织中的80％面积以上可被确认为铁素体晶粒的退火组织。更优选为90％面积以上。此时，存在于铁素体晶粒的晶粒内、晶界处的上述Cr、Mo、W、V等的碳化物与珠光体、渗碳体等相比，对机械加工性的影响小，包含在铁素体晶粒的面积中。

对于具有退火组织的热作工具材料，通常将由钢锭或者对钢锭进行开坯加工得到的钢坯而成的原材料作为起始物料，对其进行各种热加工、热处理而制成规定的钢材，对该钢材实施退火处理，精加工成块状。而且，如上所述，以往将通过淬火回火而显现马氏体组织的原材料用于热作工具材料。马氏体组织对于奠定各种热作工具的绝对韧性的基础而言是必要的组织。作为这样的热作工具材料的原材料，例如各种热作工具钢是代表性的。热作工具钢能够在其表面温度被升温至大致200℃以上的环境下使用。而且，例如可以代表性地将属于JIS-G-4404的“合金工具钢钢材”的标准钢种、其它已提出的钢种应用于热作工具钢的成分组成。另外，可以根据需要添加除上述热作工具钢中规定以外的元素种类。

而且，若为退火组织经过淬火回火而显现马氏体组织的原材料，则通过使该退火组织满足后述(2)的特征，就能实现本发明的韧性波动的抑制效果。因此，为了实现本发明的韧性波动的抑制效果，无需特别规定原材料的成分组成。

但是，对于奠定热作工具的绝对的机械特性的基础而言，例如，作为显现马氏体组织的成分组成，优选具有以质量％计包含C：0.30～0.50％、Cr：3.00～6.00％的热作工具钢的成分组成。另外，进而在提高热作工具的绝对的韧性方面，优选具有包含V：0.10～1.50％的热作工具钢的成分组成。而且，作为一个具体例子，优选具有如下的成分组成：C：0.30～0.50％、Si：2.00％以下，Mn：1.50％以下，P：0.050％以下，S：0.0500％以下，Cr：3.00～6.00％、基于关系式(Mo+1/2W)的Mo和W中的1种或2种：0.50～3.50％、V：0.10～1.50％、余量为Fe和杂质。通过预先提高热作工具的基本韧性值，从而使本发明的“抑制韧性的波动”的效果与其协同地发挥作用，能够获得在“高韧性”和“韧性的稳定性”这两个方面上韧性优异的热作工具。

·C：0.30～0.50质量％(以下，简称为“％”)

C是一部分固溶于基体中而赋予强度、一部分形成碳化物从而提高耐磨耗性、抗咬(seizure)性的热作工具材料的基本元素。另外，将作为间隙原子而固溶的C和Cr等与C亲和性大的代位原子一起添加时，还可以期待I(间隙原子)-S(代位原子)效果(起到溶质原子的拖拽阻力的作用、使热作工具高强度化的作用)。但是，过度的添加导致韧性、高温强度的降低。因此，优选为0.30～0.50％。更优选为0.34％以上。另外，更优选为0.40％以下。

·Si：2.00％以下

Si是制钢时的脱氧剂，过多时，导致在淬火回火后的工具组织中生成铁素体。因此，优选使其为2.00％以下。更优选为1.00％以下。进一步优选为0.50％以下。另一方面，Si具有提高材料的切削性的效果。为了得到该效果，优选添加0.20％以上。更优选为0.30％以上。

·Mn：1.50％以下

Mn过多时，提高基体的粘度，从而降低材料的切削性。因此，优选使其为1.50％以下。更优选为1.00％以下。进一步优选为0.75％以下。另一方面，Mn具有提高淬透性、抑制工具组织中的铁素体的生成、得到适当的淬火回火硬度的效果。另外，通过以非金属夹杂物的MnS的形式存在，对于切削性的提高具有较大的效果。为了得到这些效果，优选添加0.10％以上。更优选为0.25％以上。进一步优选为0.45％以上。

·P：0.050％以下

P是通常即使不添加也会不可避免地包含于各种热作工具材料中的元素。而且是在回火等热处理时在原奥氏体晶界处偏析而使晶界脆化的元素。因此，为了提高热作工具的韧性，包括添加的情况在内，优选限制为0.050％以下。

·S：0.0500％以下

S是通常即使不添加也会不可避免地包含于各种热作工具材料中的元素。而且是在热加工前的原材料阶段使热加工性劣化、使热加工中的原材料产生裂纹的元素。因此，为了提高上述热加工性，优选限制为0.0500％以下。另一方面，S具有与上述Mn键合而以非金属夹杂物MnS的形式存在从而提高切削性的效果。为了得到该效果，优选添加0.0300％以上。

·Cr：3.00～6.00％

Cr是提高淬火性而且形成碳化物，对于基体的强化、耐磨耗性的提高有效果的元素。而且是还有助于回火软化阻力及高温强度的提高的热作工具材料的基本元素。但是，过度的添加导致淬火性、高温强度的降低。因此，优选设为3.00～6.00％。而且，更优选为5.50％以下。另外，更优选为3.50％以上。进一步优选为4.00％以上。特别优选为4.50％以上。

·基于关系式(Mo+1/2W)的Mo及W中的1种或2种：0.50～3.50％

对于Mo和W，为了通过回火而使微细碳化物析出或者凝聚从而赋予强度、提高软化阻力，可以以单独或组合的方式添加。对于此时的添加量，由于W的原子量是Mo的约2倍，因此能够用由关系式(Mo+1/2W)定义的Mo当量一起规定(当然，可以仅添加任一者，也可以同时添加两者)。而且，为了得到上述效果，优选以基于关系式(Mo+1/2W)的值计添加0.50％以上。更优选为1.50％以上。进一步优选为2.50％以上。但是，过多时，导致切削性、韧性的降低，因此优选以基于关系式(Mo+1/2W)的值计为3.50％以下。更优选为2.90％以下。

·V：0.10～1.50％

V具有形成碳化物从而强化基体、提高耐磨耗性、回火软化阻力的效果。而且，分布于退火组织中的V的碳化物起到抑制淬火加热时的奥氏体晶粒的粗大化的“钉扎颗粒(pinning particles)”的作用，有助于韧性的提高。为了得到这些效果，优选添加0.10％以上。更优选为0.30％以上。进一步优选为0.50％以上。但是，过多时，导致切削性的降低、碳化物自身的增加造成的韧性的降低，因此优选使其为1.50％以下。更优选为1.00％以下。进一步优选为不足0.70％。

而且，除了上述元素种类以外，也可以含有下述元素种类。

·Ni：0～1.00％

Ni是提高基体的粘度从而使切削性降低的元素。因此，优选使Ni的含量为1.00％以下。更优选为不足0.50％，进一步优选为不足0.30％。另一方面，Ni是抑制工具组织中的铁素体生成的元素。另外，其是对于以下而言有效的元素：用于与C、Cr、Mn、Mo、W等一起赋予工具材料优异的淬透性，即使在淬火时的冷却速度缓慢的情况下，也形成马氏体主体的组织，从而防止韧性的降低。而且，还改善基体的基本韧性，因此本发明中也可以根据需要来添加。添加时，优选添加0.10％以上。

·Co：0～1.00％

Co由于降低韧性，因此优选使其为1.00％以下。另一方面，Co在热作工具的使用中，在其升温时的表面形成极其致密且密合性良好的保护氧化覆膜。该氧化覆膜防止与对象材料之间的金属接触，抑制工具表面的温度上升，并且带来优异的耐磨耗性。因此，Co也可以根据需要来添加。添加时，优选添加0.30％以上。

·Nb：0～0.30％

Nb由于导致切削性的降低，因此优选使其为0.30％以下。另一方面，Nb具有形成碳化物、强化基体、提高耐磨耗性的效果。另外，具有提高回火软化阻力，并且与V同样地抑制晶粒的粗大化、有助于韧性的提高的效果。因此，Nb也可以根据需要添加。添加时优选添加0.01％以上。

Cu、Al、Ca、Mg、O(氧)、N(氮)是有可能以不可避的杂质的形式残留于钢中的元素。本发明中，优选使这些元素尽可能地低。然而另一方面，为了得到夹杂物的形态控制、其它的机械特性、以及提高制造效率等附加的作用效果，也可以含有少量。此时，若为Cu≤0.25％、Al≤0.025％、Ca≤0.0100％、Mg≤0.0100％、O≤0.0100％、N≤0.0300％的范围，则能够充分允许，为本发明的优选的限制上限。

(2)对于本发明的热作工具材料，截面的退火组织中的铁素体晶粒中，最大直径L为100μm以上的铁素体晶粒的个数比率为铁素体晶粒整体的10.0％以下，并且，作为最大直径L与和其正交的最大的横向宽度T的比的长宽比L/T为3.0以上的铁素体晶粒的个数比率为铁素体晶粒整体的10.0％以下。

如上所述，对具有退火组织的热作工具材料进行淬火回火。该淬火回火中，淬火为通过将热作工具材料加热至淬火温度(奥氏体温度区域)、进行骤冷，由此由热作工具材料的退火组织生成马氏体组织的过程。具体而言，首先，在热作工具材料被向淬火温度加热的过程中，从温度达到A₁点时起，在退火组织中的铁素体晶粒的晶界处优先地开始析出“新的奥氏体晶粒”。接着，在热作工具材料达到淬火温度并保持规定时间的过程中，整个退火组织实质上被替换为新的奥氏体晶粒。而且，通过对保持为淬火温度之后的热作工具材料进行冷却，金相组织发生马氏体相变，从而成为上述新的奥氏体晶粒的晶界被确认为“原奥氏体晶界”的马氏体组织，淬火结束。在该原奥氏体晶界处形成的“原奥氏体粒径”的分布状况即便在接下来的回火之后的金相组织(即，所完成的热作工具的组织)中实质上也能得到维持。

而且，本发明人对关于经淬火回火后的热作工具，调查其具有的马氏体组织与韧性的关系。其结果发现，在马氏体组织中的原奥氏体粒径变微细从而提高韧性的绝对值自身，但即使原奥氏体粒径是微细的，由于其彼此的粒径差异较大(即由于混晶(mixed grain)的程度显著)而产生韧性的“波动”。而且得到如下见解：该原奥氏体粒径的波动(以下，记为“混晶”)是由如下结果产生的：在上述淬火工序中，新的奥氏体晶粒以“不均匀的分布”的方式在铁素体晶粒的晶界处析出，并且该以不均匀的分布的方式析出的新的奥氏体晶粒各自生长成“不均匀的大小”。

因此，为了抑制原奥氏体晶粒的混晶，若在淬火工序中，新的奥氏体晶粒以均匀分布的方式析出，并且，该析出的新的奥氏体晶粒生长成均匀的大小即可。而且，本发明人经过深入研究，结果发现，在淬火加热前的阶段，若将热作工具材料具有的退火组织的铁素体晶粒调整为“微细”并且为“等轴的形状”，则能够实现上述新的奥氏体晶粒的“均匀的”析出及生长。即，该原理在于，通过将淬火加热前的退火组织中的铁素体晶粒调整为“微细”并且为“等轴的形状”，从而使在淬火加热时新的奥氏体晶粒析出的晶界(以下，记为“析出点”)均匀地分布。由此，在淬火工序中，新的奥氏体晶粒以均匀分布的方式析出。而且，该以均匀分布的方式析出的新的奥氏体晶粒生长成均匀的大小。其结果，在对保持为淬火温度后的热作工具材料进行冷却时，组织中的新的奥氏体晶粒在大小一致的状态下被冷却，因此在淬火后的马氏体组织中确认到的原奥氏体粒径也大小一致，能够获得原奥氏体晶粒的混晶被抑制了的马氏体组织。

另一方面，退火组织中的铁素体晶粒粗大时，在铁素体晶粒的晶界和晶粒内析出点的密度差显著，新的奥氏体晶粒的析出点的分布状况明显变“不规则致密(irregular dense)”。另外，若退火组织中的铁素体晶粒不是等轴的形状而是针状时，则沿铁素体晶粒的晶界析出的新的奥氏体晶粒变为“各向异性”。因此，若对具有这样的退火组织的热作工具材料进行淬火，则在其析出点析出的新的奥氏体晶粒的分布变为不均匀。而且，析出的新的奥氏体晶粒生长成不均匀的大小。其结果，由于在淬火后的马氏体组织中确认到的原奥氏体粒径的大小不均匀、形成原奥氏体晶粒的混晶显著的马氏体组织。因此，对于抑制原奥氏体晶粒的混晶，重要的是将淬火回火前的热作工具材料具有的退火组织的铁素体晶粒调整为微细并且等轴的形状。

而且，本发明人对将热作工具材料具有的退火组织的铁素体晶粒调整为微细并且等轴的形状进一步反复进行了研究。其结果发现，在该退火组织的截面中，通过减少最大直径L为100μm以上的“粗大的”铁素体晶粒、作为最大直径L与和其正交的最大的横向宽度T的比的长宽比L/T为3.0以上的“针状的”铁素体晶粒，能够使淬火时的新的奥氏体晶粒的析出点充分均匀化。即，对于本发明的热作工具材料，在截面的退火组织中，最大直径L为100μm以上的铁素体晶粒的个数比率为铁素体晶粒整体的10.0％以下，并且，长宽比L/T为3.0以上的铁素体晶粒的个数比率为铁素体晶粒整体的10.0％以下(以下，将个数比率记为“个数％”)。

最大直径L为100μm以上的铁素体晶粒为10.0个数％以下时，析出点的“不规则致密”的分布状态被消除、析出点变均匀。优选为8.0个数％以下、更优选为5.0个数％以下。而且，长宽比L/T为3.0以上的铁素体晶粒为10.0个数％以下时，析出的奥氏体晶粒呈“各向同性”，淬火后的原奥氏体粒径变均匀。优选为8.0个数％以下、更优选为7.0个数％以下。

对本发明的铁素体晶粒的评价中使用的、铁素体晶粒的“最大直径L”、与最大直径L正交的“最大的横向宽度T”及“长宽比L/T”的测定方法进行说明。首先，需要对热作工具材料的截面组织进行显微镜观察，由位于该截面上的铁素体晶粒的聚集体识别各个铁素体晶粒。该识别方法中，例如能够利用EBSD(电子背散射衍射分析)。EBSD是指进行结晶性试样的取向解析的方法。由此，截面组织中的各个晶粒可被识别为“具有同一取向的单元”，即，能够使晶粒的晶界变得突出。其结果，能够将铁素体晶粒的聚集体区分为一个个铁素体晶粒。图3的(b)是对于后述实施例中评价的热作工具材料A的截面组织，其的由EBSD得到的晶界图的一个例子。此时，图3的(b)是对EBSD的衍射图案进行解析从而示出取向差15°以上的大角度晶界的图。而且，图3的(b)中，被细线划分为多个的一个个区域为铁素体晶粒。

接着，对于由晶界图得到的上述铁素体晶粒，使用图像分析软件求出该各个铁素体晶粒的最大直径L以及与其正交的最大的横向宽度T，进而求出长宽比L/T。需要说明的是，此时，还求出各个铁素体晶粒的截面积，由其值可以求出圆当量直径。然后，用这些求出的各值，分别制成基于最大直径L及长宽比L/T的存在比率的“粒度分布”。此时，存在比率的基准以测定范围内的铁素体晶粒的个数为基准。并且，粒度分布采用以最大直径L及长宽比L/T小侧为零的“筛上物”的累计分布。即，作成的粒度分布由以铁素体晶粒的累计个数比率(％)为纵轴、以铁素体晶粒的最大直径L或长宽比L/T为横轴的“右方上升的累计分布图”表示。图5是基于筛上物的累计分布的、相对于铁素体晶粒的最大直径L的累计个数比率的一个例子。另外，图6是基于筛上物的累计分布的、累计个数比率相对于铁素体晶粒的长宽比L/T的一个例子。图5及图6的折线的各点表示其横轴的值“不足”的累计值。

然后，在掌握铁素体晶粒的最大直径L及长宽比L/T的、各自的粒度分布的基础上，首先，根据图5确认铁素体晶粒的最大直径L不足100μm时的累计个数时，其值为“最大直径L不足100μm的铁素体晶粒在铁素体晶粒整体中所占有的个数％”。在图5的情况下，上述图3的(b)的晶界图中的“最大直径L不足100μm的铁素体晶粒的个数％”为84.8个数％(热作工具材料A)。然后，从100个数％中减去该84.8个数％的值所得的值为本发明要求的“最大直径L为100μm以上的铁素体晶粒的个数％”。即，图3的(b)的晶界图中的本发明要求的“最大直径L为100μm以上的铁素体晶粒的个数％”为15.2个数％。并且，在本发明的情况下，该值为10.0个数％以下时，对淬火回火后的热作工具的韧性的波动的抑制是有效的。

另外，根据图6确认铁素体晶粒的长宽比L/T不足3.0时的累计个数时，其值为“长宽比L/T不足3.0的铁素体晶粒在铁素体晶粒整体中所占有的个数％”。在图6的情况下，上述图3的(b)的晶界图中的“长宽比L/T不足3.0的铁素体晶粒的个数％”为95.1个数％(热作工具材料A)。而且，从100个数％中减去该95.1个数％的值所得的值为本发明要求的“长宽比L/T为3.0以上的铁素体晶粒的个数％”。即，图3的(b)的晶界图中的本发明要求的“长宽比L/T为3.0以上的铁素体晶粒的个数％”为4.9个数％。而且，在本发明的情况下，该值为10.0个数％以下时，对淬火回火后的热作工具的韧性的波动的抑制是有效的。

另外，本发明的热作工具材料优选其截面的退火组织中的铁素体晶粒具有以圆当量直径计为25.0μm以下的平均粒径。通过使该铁素体晶粒的平均粒径小，从而对上述析出点的均匀化更有利。另外，通过使该铁素体晶粒的平均粒径小，从而能够使淬火回火后的组织中的原奥氏体晶粒微细，作为热作工具整体的韧性也提高。而且，对于该原奥氏体晶粒的微细化，优选的是，热作工具的截面组织中的原奥氏体晶粒基于JIS-G-0551的粒度级别计为No.8.0以上(粒度级别越大，原奥氏体粒径越小)。更优选为No.8.5以上。进一步优选为No.9.0以上。需要说明的是，基于JIS-G-0551的粒度级别可视为等价于基于国际标准ASTM-E112的粒度级别。

需要说明的是，在确认上述“淬火回火后的组织中的原奥氏体晶粒”时，可以用回火前的“淬火时”的组织进行该确认。其理由在于，在淬火时的组织的情况下，未析出微细的回火碳化物，容易确认原奥氏体晶粒。而且，该淬火时的原奥氏体晶粒的粒径即便在回火后也能得到维持。关于此，在确认后述的“淬火回火后的组织中的原奥氏体晶粒的混晶”时也是同样的。

对于具有退火组织的热作工具材料，通常将由钢锭或对钢锭进行开坯加工得到的钢坯而成的原材料作为起始物料，对其进行各种热加工、热处理而制成规定的钢材，对该钢材进行退火处理，进行精加工。此时，退火处理前的钢材的组织例如为马氏体组织，但在该马氏体组织中不可避免地残留有贝氏体组织。而且，若对这样的钢材进行的退火处理不恰当，则铁素体晶粒的生成不完全，在上述贝氏体组织形成痕迹的部分中会生成针状的铁素体晶粒。另外，若退火处理不恰当，则生成的铁素体晶粒的生长过度进展，铁素体晶粒变粗大。因此，为了实现本发明的热作工具材料的退火组织，重要的是恰当地管理对该钢材进行的退火处理的进行情况。

例如，对钢材进行退火处理时的“退火保持温度”的调整是重要的。通过限制退火保持温度(例如，采用不足870℃)，能够抑制铁素体晶粒的粗大化。而且，例如，钢材达到上述退火保持温度后的“退火保持时间”的调整是重要的。通过充分确保退火保持时间(例如，采用180分钟以上)，能够抑制针状的铁素体晶粒的生成。而且，通过限制退火保持时间(例如，采用400分钟以内)，能够抑制铁素体晶粒的粗大化。

另外，如前所述，为了维持热作工具材料的机械加工性，优选在退火处理后的组织中不形成贝氏体、马氏体。对于抑制退火处理中贝氏体、马氏体的形成，以在退火保持温度下保持后的冷却不过快的方式进行管理是有效的。

而且，对于抑制上述贝氏体、马氏体的形成，从而使铁素体晶粒在热作工具材料的截面组织中所占的面积率为例如“80面积％以上”而言，优选将从退火保持温度到600℃为止期间的冷却速度调整为“20℃/h以下”的缓慢的冷却速度。

(3)本发明的热作工具的制造方法为对上述本发明的热作工具材料进行淬火及回火。

通过对本发明的热作工具材料进行淬火，能够抑制淬火后的马氏体组织中的原奥氏体晶粒的混晶。而且，该原奥氏体晶粒的混晶的程度即便在之后的回火后实质上也能维持。因此，通过对本发明的热作工具材料进行淬火回火，能够抑制热作工具的韧性的波动。而且，关于韧性的波动的程度，例如，相对于热作工具具有的平均夏氏冲击值，能够实现5.00(J/cm²)以下的标准偏差。进而也能实现4.00(J/cm²)以下的标准偏差。

此处，关于原奥氏体晶粒的混晶，在JIS-G-0551中，混晶的定义为“在1视场内，不均匀地存在与具有最大频率的粒度级别的晶粒相差大致3以上的粒度级别的晶粒，并且这些晶粒处于占约20％以上的面积的状态，或者在视场之间存在相差3以上的粒度级别的视场。”。

即使对于这样的混晶的定义，为本发明时，能够实现在热作工具的截面组织中与具有最大频率的粒度级别的原奥氏体晶粒相差3以上的粒度级别的原奥氏体晶粒所占的比率为“5面积％以下”的热作工具。优选上述原奥氏体晶粒所占的比率为4面积％以下。更优选为3面积％以下。

此处，对于截面组织的“粒度级别”，用该截面组织的整体进行评价。而且，上述的“粒度级别G的晶粒”为具有相当于粒度级别G的截面组织所具有的“计算上的晶粒的平均截面积”的截面积的“各个晶粒”。该“计算上的晶粒的平均截面积”由通过(8×2^G)的计算式求出的“计算上的每1mm²截面积的晶粒的数m”来算出。而且例如，“粒度级别8.0的晶粒”的截面积相当于“0.000488mm²”，(m＝2048个/mm²)、“粒度级别9.0的晶粒”的截面积相当于“0.000244mm²”(m＝4096个/mm²)

而且，本发明中，用于确认上述“原奥氏体晶粒所占的比率”的截面组织的截面积采用“0.16mm²(400μm×400μm)”。而且，将该截面积作为1个视场，以10个视场进行确认时是充分的。

进而，为本发明时，能够实现在热作工具的截面组织中的视场之间原奥氏体晶粒的粒度级别相差3以上的视场“不存在的”热作工具。优选为在上述视场之间不存在粒度级别相差2以上的视场的热作工具。

此时，本发明中，对于确认上述“不存在”的视场数，将其1个视场的截面积设为“0.16mm²(400μm×400μm)”，在10个视场间确认时是充分的。

这样，在本发明的情况下，即使为JIS-G-0551的定义中不产生混晶的热作工具，也能够进一步消除依然存在于该组织中的“原奥氏体粒径的波动”。因此，能够进一步抑制热作工具的韧性的波动。而且，关于原奥氏体晶粒的微细化，优选的是能够实现其粒度级别为No.8.0以上的热作工具。因此，作为热作工具整体的韧性也提高。

本发明的热作工具材料通过淬火及回火而被制备成具有规定硬度的马氏体组织，被整理为热作工具的制品。然后，该期间，热作工具材料通过切削、穿孔等各种机械加工等而被整理成热作工具的形状。关于该机械加工的时机，优选在淬火回火前的、硬度低的热作工具材料的状态(即，退火状态)下进行。在该情况下，在淬火回火后也可以进行精加工。另外，也可以根据情况，结合上述精加工，在进行淬火回后的预硬状态下，进行上述机械加工。

淬火及回火的温度根据原材料的成分组成、目标硬度等而不同，淬火温度优选为大致1000～1100℃左右、回火温度优选为大致500～650℃左右。例如，在作为热作工具钢的代表钢种的SKD61的情况下，淬火温度为1000～1030℃左右、回火温度为550～650℃左右。优选使淬火回火硬度为50HRC以下。更优选为48HRC以下。

实施例

准备具有表1的成分组成的原材料A～G(厚度50mm×宽度50mm×长度100mm)。需要说明的是，原材料A～G是作为JIS-G-4404的标准钢种的热作工具钢SKD61的改良钢。接着，将这些原材料加热至作为热作工具钢的通常的热加工温度的1100℃，进行热加工，然后放置冷却。并且，对结束该热加工的放置冷却后的钢材进行860℃的退火处理，制作与原材料A～G的顺序相对应的热作工具材料A～G。此时，在上述退火处理中，将自达到860℃的退火温度起的退火保持时间设为如下：热作工具材料A：540分钟、热作工具材料B：400分钟、热作工具材料C：300分钟、热作工具材料D：240分钟、热作工具材料E：180分钟、热作工具材料F：100分钟、热作工具材料G：30分钟。然后，在自退火温度开始的冷却过程中，对于全部的热作工具材料，将其到600℃之间的冷却速度设为20℃/h。需要说明的是，与将热作工具材料C的上述冷却速度设为20℃/h不同的是，还准备将热作工具材料C的冷却速度设为120℃/h的“热作工具材料H”。

[表1]

质量％

CSiMnPSCrM·oVFe^※0.370.380.700.0100.00405.162.660.64余量

※含杂质

观察退火处理后的热作工具材料A～H的截面组织。观察到的截面为热作工具材料的中心部，是与其热加工方向(即，材料的长度方向)平行的面。观察用光学显微镜(倍率200倍)进行，观察到的截面积为0.16mm²(400μm×400μm)。观察的结果，热作工具材料A～G的截面组织几乎全部被铁素体相占据，铁素体晶粒占观察到的截面的99面积％以上。与此相对，在热作工具材料H的截面组织中，实质上没有发现铁素体相，观察到的截面的95面积％以上为贝氏体、马氏体。而且，热作工具材料H由于机械加工性差，因此以其原样的状态下为难以应用于热作工具的材料。

接着，确认了热作工具材料A～G的截面组织中的铁素体晶粒的分布状况。首先，对于上述截面积为0.16mm²的截面组织，解析倍率为200倍的EBSD图案，得到由取向差15°以上的大角度晶界划分的晶界图。关于该EBSD图案的解析，使用附属于扫描电子显微镜(Carl>

将相对于热作工具材料A～G的铁素体晶粒的最大直径L的累计个数比率示于图5。图5中，纵轴为铁素体晶粒的累计个数(％)、横轴为铁素体晶粒的最大直径L。另外，将相对于铁素体晶粒的长宽比L/T的累计个数比率示于图6。图6中，纵轴为铁素体晶粒的累计个数(％)、横轴为铁素体晶粒的长宽比L/T。根据图5、6的结果，热作工具材料A～G的组织截面中的“最大直径L为100μm以上的铁素体晶粒的个数％”及“长宽比L/T为3.0以上的铁素体晶粒的个数％”如表2所示。需要说明的是，表2中还示出了基于铁素体晶粒的圆当量直径的平均粒径。

[表2]

对观察截面组织后的热作工具材料A～G进行始于1030℃的淬火和630℃的回火(目标硬度45HRC)、得到与热作工具材料A～G的顺序对应的、具有马氏体组织的热作工具A～G。并且，对于各个热作工具A～G，从包含确认了铁素体晶粒的粒度分布的截面组织的位置任意采取10个夏氏冲击试验片(T方向、2mmU切口)，实施夏氏冲击试验。并且，对所得10个夏氏冲击值求出其平均值及标准偏差，对韧性的波动度进行评价。另外，对上述10个夏氏冲击试验片测定其组织中的原奥氏体晶粒的粒径，并以基于JIS-G-0551的粒度级别进行评价。对于粒度级别，对由上述10个夏氏冲击试验片测定的粒度级别进行平均，以0.5单位进行四舍五入。并且，对基于本发明的判定基准的混晶的有无(即，(1)与具有最大频率的粒度级别的原奥氏体晶粒相差3以上的粒度级别的原奥氏体晶粒的有无及面积率、(2)造视场之间，原奥氏体晶粒的粒度级别相差3以上的视场的有无)进行调查。将结果示于表3。

[表3]

根据表3的结果，任意热作工具的平均夏氏冲击值均实现较高的值，作为工具整体具有高的韧性。而且，在这些热作工具中，特别是热作工具C、D、E，同淬火回火前的热作工具材料的阶段铁素体晶粒的平均粒径小一道平均的夏氏冲击值高。而且，对本发明的热作工具材料进行了淬火回火而得到的热作工具B～E，相对于其平均夏氏冲击值，得到了5.00(J/cm²)以下的标准偏差，韧性的波动也被抑制。

上述10个夏氏冲击试验片中，在本发明例的热作工具B～E的组织中，没有确认到与具有最大频率的粒度级别(即，表3中示出的粒度级别)的原奥氏体晶粒相差3以上的粒度级别的原奥氏体晶粒。另外，在其视场之间也没有原奥氏体晶粒的粒度级别相差3以上的视场，未产生基于本发明的判定基准的混晶。而且，对于本发明例的热作工具B～E，原奥氏体晶粒的粒度级别为No.8.0以上。特别是，热作工具C、D、E，同热作工具材料的阶段铁素体晶粒的平均粒径小一道原奥氏体晶粒的粒度级别为No.8.5以上。

与此相对，比较例的热作工具A、F、G的原奥氏体晶粒的粒度级别也为No.8.0以上。另外，在其视场之间也没有确认到原奥氏体晶粒的粒度级别相差3以上的视场。但是，在热作工具A、F、G的组织中，确认到比具有最大频率的粒度级别(即，表3中示出的粒度级别)的原奥氏体晶粒小3以上的粒度级别的、粒径大的原奥氏体晶粒。而且，该粒度级别小3以上的原奥氏体晶粒占据的面积率为8面积％左右，确认到基于本发明的判定基准的混晶。