WO2016013273A1 - 熱間工具材料、熱間工具の製造方法および熱間工具 - Google Patents

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大志郎 福丸
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Definitions

  • the present invention relates to a hot tool material optimal for various hot tools such as a press die, a forging die, a die casting die, and an extrusion tool, a hot tool manufacturing method using the hot tool material, and a hot tool. Is.
  • Hot tool materials are usually steel ingots or steel slabs made by splitting steel ingots as a starting material, and various hot working and heat treatments are applied to this to produce a predetermined steel material, which is then annealed. To finish.
  • hot tool material is normally supplied to the manufacture maker side of a hot tool in the annealing state with low hardness.
  • the hot tool material supplied to the manufacturer of the hot tool is machined into the shape of the hot tool and then adjusted to a predetermined working hardness by quenching and tempering.
  • the hot tool material in the annealed state is first quenched and tempered and then machined into the shape of the hot tool together with the finishing process.
  • Quenching refers to heating the hot tool material in the annealed state (or the hot tool material after the hot tool material has been machined) to the austenite temperature range and quenching it, thereby cooling the structure. It is work to transform martensite. Therefore, the component composition of the hot tool material can be adjusted to a martensite structure by quenching.
  • the toughness of a hot tool can be improved by appropriately operating the annealed structure at the time of the hot tool material before quenching and tempering.
  • the steel material in which the precipitation of coarse bainite is suppressed the precipitation of carbides in the shape of needles along this coarse bainite grain boundary is suppressed, and as a result, annealing in which the carbide is uniformly dispersed is performed.
  • a hot tool material having a structure has been proposed (Patent Document 4). If it is a hot tool material in which the carbide is uniformly dispersed, a hot tool having excellent toughness can be obtained by quenching and tempering the material.
  • the Charpy impact value of the hot tool can be improved. However, even if a high Charpy impact value is obtained for the entire hot tool, some of the Charpy impact value varies, and the Charpy impact value is higher than the target Charpy impact value. Or a low part may occur. In one hot tool, when such a difference in Charpy impact value is present at a position where toughness is particularly required, the life of the hot tool is affected considerably.
  • An object of the present invention is to provide a hot tool material having an annealed structure effective for suppressing variation in toughness when used as a hot tool, a method of manufacturing a hot tool using the hot tool material, and a hot tool It is to be.
  • the present invention relates to a hot tool material that has an annealed structure and is used after being quenched and tempered.
  • This hot tool material has a component composition that can be adjusted to a martensite structure by the above-described quenching.
  • the ferrite crystal grains in the annealed structure of the cross section of the material have a ratio of the number of ferrite crystal grains having a maximum diameter L of 100 ⁇ m or more of 10.0% or less of the entire ferrite crystal grains, and the maximum diameter L and the maximum orthogonal to it.
  • This is a hot tool material in which the ratio of the number of ferrite crystal grains having an aspect ratio L / T of 3.0 or more is 10.0% or less of the entire ferrite crystal grains.
  • the ferrite crystal grains in the annealed structure of the cross section of the hot tool material have an average grain diameter of 25.0 ⁇ m or less in terms of the equivalent circle diameter.
  • this invention is a manufacturing method of the hot tool which quenches and tempers the hot tool material of this invention mentioned above.
  • the present invention provides a grain size number in accordance with JIS-G-0551 in a cross-sectional structure of a hot tool having a martensite structure, and a grain size number different by 3 or more from the prior austenite crystal grains having the largest frequency.
  • a hot tool in which the proportion of the prior austenite crystal grains is 5 area% or less.
  • the hot tool does not have a field of view in which the grain size number of the prior austenite crystal grain conforms to JIS-G-0551 is different between the fields of view in the cross-sectional structure of the hot tool. .
  • An example of a grain boundary diagram (b) obtained by an optical micrograph (a) of a cross-sectional structure of the hot tool material D of the present invention and electron beam backscatter diffraction (hereinafter referred to as “EBSD”). is there. It is an example of the optical micrograph (a) of the cross-sectional structure
  • FIG. 4 is a diagram showing an example of the cumulative number ratio of the ferrite crystal grains distributed in the cross-sectional structures of the hot tool materials A to G of the present invention example and the comparative example with respect to the maximum diameter L. It is a figure which shows an example of the cumulative number ratio with respect to the aspect-ratio L / T of the ferrite crystal grain distributed in the cross-sectional structure
  • the present inventor investigated the factors in the annealed structure of the hot tool material that affect the toughness variation of the hot tool. As a result, it has been found that this factor has a distribution state of ferrite crystal grains “self” in the annealed structure. Then, it was found that by adjusting the ferrite crystal grains in the annealed structure to a predetermined distribution, variation in toughness that occurs after quenching and tempering can be suppressed, and the present invention has been achieved. Below, each component of this invention is demonstrated.
  • the hot tool material of the present invention is an hot tool material that has an annealed structure and is used after being quenched and tempered, and has a component composition that can be adjusted to a martensite structure by the above quenching. It is.
  • An annealed structure is a structure obtained by annealing treatment, and is generally a ferrite phase or a structure in which pearlite or cementite (Fe 3 C) is mixed with this ferrite phase.
  • the ferrite phase constitutes “ferrite crystal grains” in the annealed structure.
  • carbides such as Cr, Mo, W, and V are present in the ferrite crystal grains and in the grain boundaries as in, for example, SKD61 series alloy tool steel.
  • an annealed structure with little pearlite and cementite is preferable.
  • Pearlite and cementite can significantly degrade the machinability of hot tool materials.
  • due to factors such as extremely rapid cooling after the annealing treatment it becomes difficult to adjust the structure after the annealing treatment to the above-described structure having a ferrite phase, and bainite and martensite are easily formed.
  • And bainite and martensite deteriorate the machinability of the hot tool material. Therefore, in this invention, it is preferable that it is a structure
  • the hot tool material of the present invention has an annealed structure in which, for example, 80 area% or more in the cross-sectional structure is confirmed as ferrite crystal grains. More preferably, it is 90 area% or more.
  • the carbides such as Cr, Mo, W, V, etc. present in the ferrite crystal grains and at the grain boundaries have less influence on the machinability than pearlite, cementite, etc. It shall be included in the area.
  • a hot tool material having an annealed structure is usually a steel ingot or a material made of a steel piece obtained by dividing a steel ingot, and is subjected to various hot working and heat treatments to obtain a predetermined steel material.
  • the steel material is annealed and finished into a block shape.
  • tissue by quenching and tempering is conventionally used for the hot tool material.
  • the martensite structure is a structure necessary for basing the absolute toughness of various hot tools.
  • As a raw material of such a hot tool material for example, various hot tool steels are typical.
  • Hot tool steel is used in an environment where the surface temperature is raised to approximately 200 ° C. or higher.
  • the component composition of the hot tool steel for example, the standard steel types in “Alloy Tool Steel” in JIS-G-4404 and those proposed elsewhere can be representatively applied.
  • element types other than those specified in the hot tool steel can be added as necessary.
  • the toughness variation suppressing effect of the present invention can be achieved by satisfying the requirement (2) described later if the annealed structure is a material that is quenched and tempered to develop a martensite structure. It is. Therefore, it is not necessary to specify the component composition of the material in order to achieve the toughness variation suppressing effect of the present invention.
  • mass C: 0.30 to 0.50%, Cr: 3.00
  • it has a component composition of hot tool steel containing ⁇ 6.00%.
  • the composition of the hot tool steel contains V: 0.10 to 1.50%.
  • C 0.30 to 0.50%, Si: 2.00% or less, Mn: 1.50% or less, P: 0.050% or less, S: 0.0500% or less Cr: 3.00 to 6.00%, one or two of Mo and W according to the relational expression (Mo + 1 / 2W): 0.50 to 3.50%, V: 0.10 to 1. It preferably has a component composition of 50%, balance Fe and impurities.
  • C 0.30 to 0.50 mass% (hereinafter simply expressed as “%”)
  • C is a basic element of a hot tool material that partly dissolves in the matrix and imparts strength, and partly forms carbides to increase wear resistance and seizure resistance.
  • C dissolved as interstitial atoms when added together with substitutional atoms having a high affinity with C, such as Cr, has an I (interstitial atom) -S (substitutional atom) effect (the drag resistance of solute atoms).
  • the strength of the hot tool is increased).
  • the content is preferably 0.30 to 0.50%. More preferably, it is 0.34% or more. Further, it is more preferably 0.40% or less.
  • Si is a deoxidizer during steelmaking, but if it is too much, ferrite is generated in the tool structure after quenching and tempering. Therefore, it is preferable to set it as 2.00% or less. More preferably, it is 1.00% or less. More preferably, it is 0.50% or less. On the other hand, Si has the effect of increasing the machinability of the material. In order to obtain this effect, addition of 0.20% or more is preferable. More preferably, it is 0.30% or more.
  • Mn has the effect of improving hardenability, suppressing the formation of ferrite in the tool structure, and obtaining appropriate quenching and tempering hardness.
  • MnS of a nonmetallic inclusion, there is a great effect in improving machinability.
  • addition of 0.10% or more is preferable. More preferably, it is 0.25% or more. More preferably, it is 0.45% or more.
  • P is an element which can be inevitably contained in various hot tool materials, even if it is not usually added. It is an element that segregates at the prior austenite grain boundaries and embrittles the grain boundaries during heat treatment such as tempering. Therefore, in order to improve the toughness of the hot tool, it is preferable to limit it to 0.050% or less including the case where it is added.
  • S 0.0500% or less
  • S is an element that can be inevitably contained in various hot tool materials even if not usually added. And it is an element which degrades hot workability at the time of the raw material before hot working, and causes a crack in the raw material during hot working. Therefore, in order to improve the hot workability described above, it is preferable to limit the amount to 0.0500% or less.
  • S has the effect of improving machinability by being bonded to the above-mentioned Mn and existing as MnS of non-metallic inclusions. In order to obtain this effect, 0.0300% or more is preferably added.
  • ⁇ Cr 3.00 to 6.00% Cr is an element that enhances hardenability and forms carbides, and is effective in strengthening the base and improving wear resistance. And it is a basic element of a hot tool material that contributes to the improvement of temper softening resistance and high-temperature strength. However, excessive addition causes a decrease in hardenability and high temperature strength. Therefore, the content is preferably 3.00 to 6.00%. And it is 5.50% or less more preferably. Further, it is more preferably 3.50% or more. More preferably, it is 4.00% or more. Particularly preferably, it is 4.50% or more.
  • Mo and W can be added alone or in combination in order to impart strength by precipitating or agglomerating fine carbides by tempering and to improve softening resistance.
  • the addition amount at this time can be defined together with the Mo equivalent defined by the relational expression of (Mo + 1 / 2W) since W is an atomic weight about twice that of Mo (of course, as addition of only one of them) Or both can be added together).
  • 0.50% or more of addition is preferable by the value by the relational expression of (Mo + 1 / 2W). More preferably, it is 1.50% or more. More preferably, it is 2.50% or more. However, if too much, the machinability and toughness are reduced, so the value according to the relational expression (Mo + 1 / 2W) is preferably 3.50% or less. More preferably, it is 2.90% or less.
  • V 0.10 to 1.50% V has the effect of forming carbides and improving the strength of the base, wear resistance, and temper softening resistance.
  • tissue acts as "pinning particle
  • addition of 0.10% or more is preferable. More preferably, it is 0.30% or more. More preferably, it is 0.50% or more. However, if it is too much, machinability and toughness decrease due to an increase in the carbide itself are caused, so it is preferable to be 1.50% or less. More preferably, it is 1.00% or less. More preferably, it is 0.70% or less.
  • Ni is an element that increases the viscosity of the base and lowers the machinability. Therefore, the Ni content is preferably 1.00% or less. More preferably, it is less than 0.50%, More preferably, it is less than 0.30%.
  • Ni is an element that suppresses the formation of ferrite in the tool structure.
  • C, Cr, Mn, Mo, W, etc. give excellent hardenability to the tool material, and even when the cooling rate during quenching is slow, a martensite-based structure is formed, reducing toughness. It is an effective element to prevent. Furthermore, since the essential toughness of the matrix is also improved, it may be added as necessary in the present invention. When added, 0.10% or more is preferable.
  • Co 0-1.00% Since Co reduces toughness, it is preferable to make it 1.00% or less.
  • Co forms a very dense and protective oxide film with good adhesion on the surface when the temperature is raised. This oxide film prevents metal contact with the counterpart material, suppresses temperature rise on the tool surface, and provides excellent wear resistance. Therefore, Co may be added as necessary. When added, addition of 0.30% or more is preferable.
  • Nb causes a decrease in machinability, and is therefore preferably set to 0.30% or less.
  • Nb has the effect of forming carbides and improving the reinforcement of the base and the wear resistance.
  • Nb may be added as necessary. When added, 0.01% or more is preferable.
  • Cu, Al, Ca, Mg, O (oxygen), and N (nitrogen) are elements that may remain in the steel as inevitable impurities. In the present invention, these elements are preferably as low as possible. However, on the other hand, a small amount may be contained in order to obtain additional functions and effects such as control of the shape of inclusions, other mechanical properties, and improvement of production efficiency. In this case, Cu ⁇ 0.25%, Al ⁇ 0.025%, Ca ⁇ 0.0100%, Mg ⁇ 0.0100%, O ⁇ 0.0100%, and N ⁇ 0.0300% are sufficient. This is a preferable upper limit of regulation of the present invention.
  • the number ratio of ferrite crystal grains having a maximum diameter L of 100 ⁇ m or more among the ferrite crystal grains in the annealed structure of the cross section is 10.0% or less of the entire ferrite crystal grains.
  • the ratio of the number of ferrite crystal grains having an aspect ratio L / T of 3.0 or more, which is the ratio of the maximum diameter L and the maximum lateral width T orthogonal thereto, is 10.0% or less of the entire ferrite crystal grains. is there.
  • the hot tool material having an annealed structure is subjected to quenching and tempering.
  • quenching is a process in which a hot tool material is heated to a quenching temperature (austenite temperature range) and rapidly cooled to generate a martensite structure from the annealed structure of the hot tool material.
  • a quenching temperature austenite temperature range
  • a martensite structure from the annealed structure of the hot tool material.
  • the metal structure undergoes martensitic transformation, and the grain boundaries of the new austenite crystal grains are confirmed as “old austenite grain boundaries”. It becomes a martensite structure and quenching is completed.
  • the distribution of the “old austenite grain size” formed at the prior austenite grain boundaries is substantially maintained even in the metal structure after the next tempering (that is, the structure of the finished hot tool). ing.
  • new austenite crystal grains are precipitated in a uniform distribution in the quenching process, and the newly precipitated austenite crystal grains grow to a uniform size. do it.
  • the present inventor has prepared the ferrite crystal grains of the annealed structure of the hot tool material “finely” and “in an equiaxed shape” before quenching and heating. It has been found that "uniform" precipitation and growth of the above new austenite grains can be achieved.
  • this principle is based on the fact that the ferrite grains in the annealed structure before quenching heating are arranged in “fine” and “equiaxial shape” so that new austenite grains are precipitated during quenching heating. (Hereinafter referred to as “precipitation sites”) is distributed uniformly. Thereby, a new austenite crystal grain precipitates with uniform distribution in a hardening process. And the new austenite crystal grain which precipitated with this uniform distribution grows in a uniform size.
  • the ferrite crystal grains in the annealed structure are coarse, the density difference of the precipitation sites is noticeable between the grain boundaries of the ferrite crystal grains and within the grains, and the distribution of the precipitation sites of the new austenite crystal grains is markedly "become.
  • the ferrite crystal grains in the annealed structure are not equiaxed but are needle-shaped, new austenite grains that precipitate along the grain boundaries of the ferrite crystal grains become “anisotropic”. Therefore, when a hot tool material having such an annealed structure is quenched, the distribution of new austenite crystal grains precipitated at the precipitation site becomes non-uniform.
  • the newly precipitated austenite crystal grains grow to a non-uniform size.
  • the size of the prior austenite grain size confirmed in the martensitic structure after quenching is non-uniform, and a martensitic structure with a significant mixture of prior austenite crystal grains is obtained. Therefore, in order to suppress the mixing of prior austenite crystal grains, it is important to arrange the ferrite crystal grains of the annealed structure of the hot tool material before quenching and tempering into a fine and equiaxed shape.
  • the number ratio of ferrite crystal grains having a maximum diameter L of 100 ⁇ m or more in the annealed structure of the cross section is 10.0% or less of the entire ferrite crystal grains, and the aspect ratio L
  • the number ratio of ferrite crystal grains having a / T of 3.0 or more is 10.0% or less of the entire ferrite crystal grains (hereinafter, the number ratio is referred to as “number%”).
  • the precipitated austenite crystal grains become “isotropic”, and the prior austenite grain size after quenching is uniform. Become.
  • it is 8.0 number% or less, More preferably, it is 7.0 number% or less.
  • the measurement method of “maximum diameter L”, “maximum lateral width T” orthogonal to the maximum diameter L, and “aspect ratio L / T” used for the evaluation of ferrite crystal grains in the present invention will be described.
  • the cross-sectional structure of the hot tool material must be observed with a microscope, and individual ferrite crystal grains must be identified from the aggregate of ferrite crystal grains in the cross section.
  • EBSD electron beam backscatter diffraction analysis
  • EBSD is a method for performing orientation analysis of a crystalline sample. Thereby, individual crystal grains in the cross-sectional structure are identified as “units having the same orientation”, that is, the crystal grain boundaries of the crystal grains can be made to stand out.
  • FIG.3 (b) is an example of the crystal grain boundary diagram obtained by the EBSD about the cross-sectional structure
  • FIG. 3B shows a large-angle grain boundary having an orientation difference of 15 ° or more by analyzing the diffraction pattern of EBSD.
  • wire is a ferrite crystal grain.
  • the maximum diameter L of each ferrite crystal grain and the maximum lateral width T perpendicular to the ferrite crystal grain obtained from the crystal grain boundary diagram are obtained.
  • the ratio L / T is determined.
  • the sectional area of each ferrite crystal grain is also obtained, and the equivalent circle diameter can be obtained from the value.
  • a “particle size distribution” based on the existence ratio of the maximum diameter L and the aspect ratio L / T is created.
  • the existence ratio is based on the number of ferrite crystal grains in the measurement range.
  • an “oversize” cumulative distribution is adopted in which the smaller side of the maximum diameter L and the aspect ratio L / T is zero.
  • the created particle size distribution is a “upward cumulative distribution diagram” with the cumulative number ratio (%) of ferrite crystal grains as the vertical axis and the maximum diameter L or aspect ratio L / T of the ferrite crystal grains as the horizontal axis.
  • FIG. 5 is an example of the cumulative number ratio with respect to the maximum diameter L of the ferrite crystal grains due to the oversize cumulative distribution.
  • FIG. 6 is an example of the cumulative number ratio with respect to the aspect ratio L / T of the ferrite crystal grains by the oversize cumulative distribution.
  • Each point of the broken line in FIGS. 5 and 6 represents a cumulative value of the value “less than” on the horizontal axis.
  • the cumulative number when the maximum diameter L of the ferrite crystal grains is less than 100 ⁇ m is confirmed from FIG.
  • the value is “number% of ferrite crystal grains having a maximum diameter L of less than 100 ⁇ m in the entire ferrite crystal grains”.
  • “number% of ferrite crystal grains having a maximum diameter L of less than 100 ⁇ m” in the above-described grain boundary diagram of FIG. 3B is 84.8 number% (hot tool material A).
  • a value obtained by subtracting the value of 84.8% by number from 100% is the “number% of ferrite crystal grains having a maximum diameter L of 100 ⁇ m or more” as required by the present invention. That is, the “number% of ferrite crystal grains having a maximum diameter L of 100 ⁇ m or more” required by the present invention in the crystal grain boundary diagram of FIG. 3B is 15.2% by number. In the case of the present invention, if this value is 10.0% by number or less, it is effective for suppressing variation in toughness of the hot tool after quenching and tempering.
  • the value is “the aspect ratio L / T occupying the entire ferrite crystal grains is less than 3.0.
  • the number% of ferrite crystal grains ”.
  • the “number% of ferrite crystal grains having an aspect ratio L / T of less than 3.0” in the grain boundary diagram of FIG. 3B is 95.1 number% (hot tool) Material A).
  • a value obtained by subtracting the value of 95.1% by number from 100% is the “number% of ferrite crystal grains having an aspect ratio L / T of 3.0 or more” that is required by the present invention.
  • the “number% of ferrite crystal grains having an aspect ratio L / T of 3.0 or more” required by the present invention in the grain boundary diagram of FIG. 3B is 4.9 number%. In the case of the present invention, if this value is 10.0% by number or less, it is effective for suppressing variation in toughness of the hot tool after quenching and tempering.
  • the average grain diameter of ferrite crystal grains in the annealed structure of the cross section is 25.0 ⁇ m or less in terms of the equivalent circle diameter. Since the average grain size of the ferrite crystal grains is small, the above-described precipitation sites are more uniform. Further, since the average grain size of the ferrite crystal grains is small, the prior austenite crystal grains in the structure after quenching and tempering can be made fine, and the toughness of the entire hot tool is improved. For the refinement of the prior austenate crystal grains, preferably, the prior austenite crystal grains in the cross-sectional structure of the hot tool have a grain size number in accordance with JIS-G-0551, No.
  • the particle number according to JIS-G-0551 can be handled equivalently to the particle number according to ASTM-E112, which is an international standard.
  • the confirmation can be performed in the “tempering” structure before tempering. This is because in the case of the structure at the time of quenching, fine tempered carbides are not precipitated, and confirmation of the prior austenite crystal grains is easy. And the grain size of the prior austenite crystal grains at the time of quenching is maintained even after tempering. The same applies to the confirmation of “mixed grains of prior austenite crystal grains in the structure after quenching and tempering” described later.
  • the hot tool material having an annealed structure is a steel ingot or a raw material made of a steel piece obtained by dividing the steel ingot, as a starting material, and various hot working and heat treatments are performed to obtain a predetermined steel material.
  • This steel is finished by annealing.
  • the structure of the steel material before the annealing treatment is, for example, a martensite structure, and a bainite structure inevitably remains in the martensite structure. If the annealing treatment performed on such a steel material is inappropriate, the generation of ferrite crystal grains is incomplete, and acicular ferrite crystal grains are generated in the portion where the bainite structure becomes a trace.
  • the annealing holding temperature when annealing a steel material. By restricting the annealing holding temperature (for example, less than 870 ° C.), it is possible to suppress the coarsening of the ferrite crystal grains. For example, it is important to adjust the “annealing holding time” after the steel material reaches the annealing holding temperature.
  • a sufficient annealing holding time for example, 180 minutes or more
  • the formation of acicular ferrite crystal grains can be suppressed.
  • the coarsening of a ferrite crystal grain can be suppressed by restrict
  • limiting annealing holding time for example, shall be less than 400 minutes.
  • the annealing holding temperature is 600 ° C. It is preferable to adjust the cooling rate to a slow cooling rate of “20 ° C./h or less”.
  • the method for manufacturing a hot tool of the present invention involves quenching and tempering the above-described hot tool material of the present invention.
  • quenching the hot tool material of the present invention mixing of prior austenite crystal grains in the martensitic structure after quenching can be suppressed.
  • the degree of mixing of the prior austenite crystal grains is substantially maintained even after the next tempering. Therefore, by performing quenching and tempering on the hot tool material of the present invention, variation in toughness of the hot tool can be suppressed.
  • variation in toughness the standard deviation of 5.00 (J / cm ⁇ 2 >) or less can be achieved with respect to the average Charpy impact value which a hot tool has, for example. Furthermore, a standard deviation of 4.00 (J / cm 2 ) or less can be achieved.
  • JIS-G-0551 defines the definition of mixed grains as follows: “In one field of view, grains having a grain size number that differs by about 3 or more from grains having the highest frequency grain size. "It is unevenly distributed and these grains occupy an area of about 20% or more, or there is a field of view having a particle size number different by 3 or more between the fields of view.” Even in such a definition of mixed grains, according to the present invention, in the cross-sectional structure of the hot tool, the prior austenite crystal grains having a grain size number different by 3 or more from the old austenite crystal grains having the maximum grain size number. It is possible to achieve a hot tool having a ratio of 5% by area or less. Preferably, the proportion of the prior austenite crystal grains is 4 area% or less. More preferably, it is 3 area% or less.
  • crystal grains of grain size number G means “individual crystal grains” having a cross-sectional area corresponding to “average cross-sectional area of crystal grains calculated” possessed by the cross-sectional structure of grain size number G. It is.
  • the “calculated average cross-sectional area of crystal grains” is calculated from “the number m of crystal grains per 1 mm 2 of calculated cross-sectional area” obtained by the calculation formula (8 ⁇ 2 G ).
  • the cross-sectional area of the cross-sectional structure for confirming the “ratio of the prior austenite crystal grains” is “0.16 mm 2 (400 ⁇ m ⁇ 400 ⁇ m)”. Then, it is sufficient if the cross-sectional area is taken as 1 field of view and confirmation is made with 10 fields of view.
  • the present invention it is possible to achieve a hot tool that does not have a field of view in which the grain size number of the prior austenite crystal grains differs by 3 or more between the fields of view in the cross-sectional structure of the hot tool.
  • it is a hot tool in which there is no field of view having a particle size number different by 2 or more between the above fields of view.
  • the number of visual fields for confirming the above-mentioned “non-existence” is sufficient if the cross-sectional area of one visual field is “0.16 mm 2 (400 ⁇ m ⁇ 400 ⁇ m)” and confirmed between 10 visual fields. It is.
  • the particle size number is No. A hot tool of 8.0 or higher can be achieved. This also improves the toughness of the entire hot tool.
  • the hot tool material of the present invention is prepared into a martensitic structure having a predetermined hardness by quenching and tempering, and is prepared into a hot tool product.
  • the hot tool material is adjusted to the shape of the hot tool by various machining processes such as cutting and drilling.
  • the timing of this machining is preferably performed in a state of a hot tool material having a low hardness (that is, in an annealed state) before quenching and tempering. In this case, finishing may be performed after quenching and tempering.
  • the quenching and tempering temperatures vary depending on the component composition of the material and the target hardness, but the quenching temperature is preferably about 1000 to 1100 ° C., and the tempering temperature is preferably about 500 to 650 ° C.
  • the quenching temperature is about 1000 to 1030 ° C.
  • the tempering temperature is about 550 to 650 ° C.
  • the quenching and tempering hardness is preferably 50 HRC or less. More preferably, it is 48 HRC or less.
  • Materials A to G having the component composition shown in Table 1 were prepared.
  • the materials A to G are improved steels of hot working tool steel SKD61, which is a standard steel type of JIS-G-4404.
  • these materials were heated to 1100 ° C., which is a general hot working temperature of hot tool steel, to perform hot working, and then allowed to cool.
  • the steel materials after cooling after the hot working were annealed at 860 ° C. to produce hot tool materials A to G corresponding to the order of the raw materials A to G.
  • the annealing holding time after reaching the annealing temperature of 860 ° C.
  • hot tool material A 540 minutes
  • hot tool material B 400 minutes
  • hot tool material C 300 Minutes
  • hot tool material D 240 minutes
  • hot tool material E 180 minutes
  • hot tool material F 100 minutes
  • hot tool material G 30 minutes.
  • the cooling rate up to 600 ° C. was set to 20 ° C./h in all hot tool materials.
  • hot tool material H “hot tool material H” with a cooling rate of 120 ° C./h was prepared separately from the above cooling rate of 20 ° C./h.
  • the cross-sectional structures of the hot tool materials A to H after the annealing treatment were observed.
  • the observed cross-section was the center of the hot tool material and a plane parallel to the hot working direction (that is, the length direction of the material). Observation was performed with an optical microscope (magnification 200 times), and the observed cross-sectional area was 0.16 mm 2 (400 ⁇ m ⁇ 400 ⁇ m).
  • the cross-sectional structures of the hot tool materials A to G were almost entirely occupied by the ferrite phase, and the ferrite crystal grains occupied 99 area% or more of the observed cross section.
  • the hot tool material H in the cross-sectional structure of the hot tool material H, a ferrite phase was not substantially recognized, and 95% by area or more of the observed cross section was bainite or martensite. And since the hot tool material H is inferior to machinability, it is a material which is difficult to apply to a hot tool in this state.
  • 1 to 4 also show optical micrographs (a) of cross-sectional structures (magnification is 200 times). And according to the above-mentioned point, the maximum diameter L and the aspect ratio L / T of each ferrite crystal grain obtained by the above-mentioned grain boundary diagram were obtained together with the equivalent circle diameter. And the particle size distribution of the ferrite crystal grain by this maximum diameter L and aspect-ratio L / T was confirmed.
  • FIG. 5 shows the cumulative number ratio of the ferrite crystal grains with respect to the maximum diameter L of the hot tool materials A to G.
  • the vertical axis represents the cumulative number (%) of ferrite crystal grains
  • the horizontal axis represents the maximum diameter L of ferrite crystal grains.
  • FIG. 6 shows the cumulative number ratio of the ferrite crystal grains with respect to the aspect ratio L / T.
  • the vertical axis represents the cumulative number (%) of ferrite crystal grains
  • the horizontal axis represents the aspect ratio L / T of ferrite crystal grains.
  • the hot work tool materials A to G after observing the cross-sectional structure were quenched from 1030 ° C. and tempered at 630 ° C. (target hardness: 45 HRC), corresponding to the hot tool materials A to G in that order.
  • Hot tools A to G having a site structure were obtained.
  • 10 Charpy impact test pieces T direction, 2 mmU notch
  • the test was conducted. And about the obtained ten Charpy impact values, the average value and the standard deviation were calculated
  • the grain size of the prior austenite crystal grains in the structure was measured and evaluated with a grain size number based on JIS-G-0551.
  • the particle size number was rounded to 0.5 units by averaging the particle size numbers measured with the 10 Charpy impact test pieces.
  • the presence or absence of mixed grains according to the judgment criteria of the present invention that is, (1) the presence and area ratio of prior austenite crystal grains having a grain size number different by 3 or more from the old austenite crystal grains having the maximum grain size number, ( 2) The presence or absence of a visual field in which the grain size number of the prior austenite crystal grains was different by 3 or more was investigated. The results are shown in Table 3.
  • the hot tools achieved a high average Charpy impact value, and the tool as a whole had high toughness.
  • the hot tools C, D and E are combined with the fact that the average grain size of the ferrite crystal grains was small at the time of the hot tool material before quenching and tempering, and thus the average Charpy impact The value was high.
  • the hot tools B to E obtained by quenching and tempering the hot tool material of the present invention have a standard deviation of 5.00 (J / cm 2 ) or less with respect to the average Charpy impact value. And variation in toughness was also suppressed.
  • the structures of the hot tools B to E of the examples of the present invention are 3 or more from the prior austenite crystal grains having the maximum frequency grain size number (that is, the particle size number shown in Table 3). Old austenite crystal grains having different grain sizes were not confirmed. Moreover, there was no visual field in which the grain size number of the prior austenite crystal grains differed by 3 or more between the visual fields, and no mixed grains were produced according to the criteria of the present invention.
  • the average grain size of the ferrite crystal grains was small at the time of the hot tool material. It was 8.5 or more.
  • the hot tools A, F and G of the comparative examples also have the old austenite grain size No. It was 8.0 or more.
  • a field of view in which the grain size number of the prior austenite crystal grains was different by 3 or more was not confirmed between the fields of view.
  • the structure of the hot tools A, F, and G includes old austenite having a large particle size and having a particle size number of 3 or more smaller than the old austenite crystal particle having the largest particle size number (that is, the particle size number shown in Table 3). Crystal grains were confirmed. And the area ratio which the austenite crystal grain with this particle size number 3 or less occupies is about 8 area%, and the mixed grain by the criterion of this invention was recognized.

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Abstract

　熱間工具としたときの靱性のばらつきの抑制に有効な焼鈍組織を有した熱間工具材料と、それを用いた熱間工具の製造方法と熱間工具を提供する。　焼鈍組織を有し、焼入れ焼戻しされて使用される熱間工具材料において、この熱間工具材料は、上記の焼入れによってマルテンサイト組織に調整できる成分組成を有し、この熱間工具材料の断面の焼鈍組織中のフェライト結晶粒は、最大径Ｌが１００μｍ以上のフェライト結晶粒の個数割合がフェライト結晶粒全体の１０．０％以下であり、かつ、最大径Ｌとそれに直交する最大の横幅Ｔとの比であるアスペクト比Ｌ／Ｔが３．０以上のフェライト結晶粒の個数割合がフェライト結晶粒全体の１０．０％以下の熱間工具材料である。好ましくは、熱間工具材料の断面の焼鈍組織中のフェライト結晶粒は、平均粒径が円相当径で２５．０μｍ以下である。そして、この熱間工具材料に焼入れ焼戻しを行う熱間工具の製造方法と、熱間工具である。

Description

熱間工具材料、熱間工具の製造方法および熱間工具
　本発明は、プレス金型や鍛造金型、ダイカスト金型、押出工具といった多種の熱間工具に最適な熱間工具材料と、それを用いた熱間工具の製造方法、および、熱間工具に関するものである。
　熱間工具は、高温の被加工材や硬質な被加工材と接触しながら使用されるため、衝撃に耐え得る靭性を備えている必要がある。そして、従来、熱間工具材料には、例えばＪＩＳ鋼種であるＳＫＤ６１系の合金工具鋼が用いられていた。また、最近の更なる靱性向上の要求に応えて、ＳＫＤ６１系の合金工具鋼の成分組成を改良した合金工具鋼が提案されている（特許文献１～３）。
　熱間工具材料は、通常、鋼塊または鋼塊を分塊加工した鋼片でなる素材を出発材料として、これに様々な熱間加工や熱処理を行って所定の鋼材とし、この鋼材に焼鈍処理を行って仕上げられる。そして、熱間工具材料は、通常、硬さの低い焼鈍状態で、熱間工具の作製メーカー側に供給される。熱間工具の作製メーカー側に供給された熱間工具材料は、熱間工具の形状に機械加工された後に、焼入れ焼戻しによって所定の使用硬さに調整される。また、使用硬さに調整された後に、仕上げ加工を行うことが一般的である。場合によっては、焼鈍状態の熱間工具材料に、先に焼入れ焼戻しを行ってから、上記の仕上げ加工も合わせて、熱間工具の形状に機械加工されることもある。焼入れとは、焼鈍状態の熱間工具材料を（または、この熱間工具材料が機械加工された後の熱間工具材料を）オーステナイト温度域にまで加熱し、これを急冷することで、組織をマルテンサイト変態させる作業である。よって、熱間工具材料の成分組成は、焼入れによってマルテンサイト組織に調整できるものとなっている。
　ところで、熱間工具の靱性は、焼入れ焼戻し前の熱間工具材料の時点で、その焼鈍組織を適当に操作しておくことで向上できることが知られている。例えば、粗大なベイナイトの析出が抑制された鋼材に焼鈍処理を行うことで、この粗大なベイナイト粒界に沿って炭化物が針状に析出することが抑制され、その結果、炭化物が均一分散した焼鈍組織を有する熱間工具材料が提案されている（特許文献４）。この炭化物が均一分散した熱間工具材料であれば、これに焼入れ焼戻しを行うことで、靱性に優れた熱間工具を得ることができる。
特開平２－１７９８４８号公報 特開２０００－３２８１９６号公報 国際公開第２００８／０３２８１６号パンフレット 特開２００１－２９４９３５号公報
　特許文献４の熱間工具材料に焼入れ焼戻しを行うことで、熱間工具のシャルピー衝撃値を向上することができる。しかし、熱間工具の全体としては高いシャルピー衝撃値が得られたとしても、その一部においては、シャルピー衝撃値に“ばらつき”が生じて、狙いのシャルピー衝撃値に対し、シャルピー衝撃値が高いか、または低い部分が生じる場合があった。一つの熱間工具において、このようなシャルピー衝撃値の差異が、特に靱性の必要な位置に存在すると、熱間工具の寿命に少なからず影響を及ぼす。
　本発明の目的は、熱間工具としたときの靱性のばらつきの抑制に有効な焼鈍組織を有した熱間工具材料と、それを用いた熱間工具の製造方法、および、熱間工具を提供することである。
　本発明は、焼鈍組織を有し、焼入れ焼戻しされて使用される熱間工具材料において、この熱間工具材料は、上記の焼入れによってマルテンサイト組織に調整できる成分組成を有し、この熱間工具材料の断面の焼鈍組織中のフェライト結晶粒は、最大径Ｌが１００μｍ以上のフェライト結晶粒の個数割合がフェライト結晶粒全体の１０．０％以下であり、かつ、最大径Ｌとそれに直交する最大の横幅Ｔとの比であるアスペクト比Ｌ／Ｔが３．０以上のフェライト結晶粒の個数割合がフェライト結晶粒全体の１０．０％以下の熱間工具材料である。
　好ましくは、上記の熱間工具材料の断面の焼鈍組織中のフェライト結晶粒は、平均粒径が円相当径で２５．０μｍ以下である。
　そして、本発明は、上記した本発明の熱間工具材料に、焼入れ焼戻しを行う熱間工具の製造方法である。
　また、本発明は、マルテンサイト組織を有する熱間工具の断面組織中において、ＪＩＳ－Ｇ－０５５１に準拠した粒度番号で、最大頻度をもつ粒度番号の旧オーステナイト結晶粒から３以上異なった粒度番号の旧オーステナイト結晶粒の占める割合が５面積％以下の熱間工具である。そして、好ましくは、この熱間工具の断面組織中には、その視野間において、ＪＩＳ－Ｇ－０５５１に準拠した旧オーステナイト結晶粒の粒度番号が３以上異なった視野が存在しない熱間工具である。
　本発明によれば、熱間工具の靱性のばらつきを抑制することができる。
本発明例の熱間工具材料Ｄの断面組織の光学顕微鏡写真（ａ）と、電子線後方散乱回折（以下、「ＥＢＳＤ」と記す。）で得られた結晶粒界図（ｂ）の一例である。 本発明例の熱間工具材料Ｅの断面組織の光学顕微鏡写真（ａ）と、ＥＢＳＤで得られた結晶粒界図（ｂ）の一例である。 比較例の熱間工具材料Ａの断面組織の光学顕微鏡写真（ａ）と、ＥＢＳＤで得られた結晶粒界図（ｂ）の一例である。 比較例の熱間工具材料Ｆの断面組織の光学顕微鏡写真（ａ）と、ＥＢＳＤで得られた結晶粒界図（ｂ）の一例である。 本発明例および比較例の熱間工具材料Ａ～Ｇの断面組織に分布するフェライト結晶粒の、最大径Ｌに対する累積個数割合の一例を示す図である。 本発明例および比較例の熱間工具材料Ａ～Ｇの断面組織に分布するフェライト結晶粒の、アスペクト比Ｌ／Ｔに対する累積個数割合の一例を示す図である。
　本発明者は、熱間工具の靱性のばらつきに影響を及ぼす、熱間工具材料の焼鈍組織中の因子を調査した。その結果、この因子には、焼鈍組織中のフェライト結晶粒“自体”の分布状態があることを知見した。そして、焼鈍組織中のフェライト結晶粒を所定の分布に調整することで、焼入れ焼戻し後に生じる靱性のばらつきを抑制できることを見いだし、本発明に到達した。以下に、本発明の各構成要件について説明する。
（１）本発明の熱間工具材料は、焼鈍組織を有し、焼入れ焼戻しされて使用される熱間工具材料であり、上記の焼入れによってマルテンサイト組織に調整できる成分組成を有する熱間工具材料である。
　焼鈍組織とは、焼鈍処理によって得られる組織のことであり、一般的には、フェライト相や、このフェライト相にパーライトやセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）が混合した組織である。そして、上記のフェライト相が、焼鈍組織中の「フェライト結晶粒」を構成している。そして、熱間工具材料の場合、例えば、ＳＫＤ６１系の合金工具鋼のように、上記のフェライト結晶粒の粒内や粒界には、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ等の炭化物が存在しているものもある。本発明においては、パーライトやセメンタイトが少ない焼鈍組織であることが好ましい。パーライトやセメンタイトは、熱間工具材料の機械加工性を少なからず劣化させ得る。
　また、焼鈍処理後の冷却が著しく速い等の要因によって、焼鈍処理後の組織は、上記のフェライト相を有した組織に調整することが難しくなり、ベイナイトやマルテンサイトが形成されやすくなる。そして、ベイナイトやマルテンサイトは、熱間工具材料の機械加工性を劣化させる。よって、本発明においては、ベイナイトやマルテンサイトが少ない組織であることが好ましい。
　したがって、本発明の熱間工具材料は、例えば、その断面組織中の８０面積％以上がフェライト結晶粒として確認される焼鈍組織を有していることが好ましい。より好ましくは、９０面積％以上である。このとき、フェライト結晶粒の粒内や粒界に存在する上記のＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ等の炭化物は、パーライトやセメンタイト等に比して、機械加工性への影響が小さく、フェライト結晶粒の面積に含めるものとする。
　焼鈍組織を有する熱間工具材料は、通常、鋼塊または鋼塊を分塊加工した鋼片でなる素材を出発材料として、これに様々な熱間加工や熱処理を行って所定の鋼材とし、この鋼材に焼鈍処理を施して、ブロック形状に仕上げられる。そして、従来、熱間工具材料に、焼入れ焼戻しによってマルテンサイト組織を発現する素材が用いられていることは、上述の通りである。マルテンサイト組織は、各種の熱間工具の絶対的な靱性を基礎付ける上で必要な組織である。このような熱間工具材料の素材として、例えば各種の熱間工具鋼が代表的である。熱間工具鋼は、その表面温度が概ね２００℃以上に昇温される環境下で使用されるものである。そして、熱間工具鋼の成分組成には、例えば、ＪＩＳ－Ｇ－４４０４の「合金工具鋼鋼材」にある規格鋼種や、その他に提案されているものを代表的に適用できる。また、上記の熱間工具鋼に規定される以外の元素種も、必要に応じて添加が可能である。
　そして、本発明の靱性のばらつき抑制効果は、焼鈍組織が焼入れ焼戻しされてマルテンサイト組織を発現する素材であるならば、この焼鈍組織が後述する（２）の要件を満たすことで、達成が可能である。したがって、本発明の靱性のばらつき抑制効果の達成のために、素材の成分組成を特定する必要はない。
　但し、熱間工具の絶対的な機械的特性を基礎付ける上で、例えば、マルテンサイト組織を発現する成分組成として、質量％で、Ｃ：０．３０～０．５０％、Ｃｒ：３．００～６．００％を含む熱間工具鋼の成分組成を有することが好ましい。また、さらに、熱間工具の絶対的な靱性を向上させる上で、Ｖ：０．１０～１．５０％を含む熱間工具鋼の成分組成を有することが好ましい。そして、一具体例としては、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％、（Ｍｏ＋１／２Ｗ）の関係式によるＭｏおよびＷのうちの１種または２種：０．５０～３．５０％、Ｖ：０．１０～１．５０％、残部Ｆｅおよび不純物の成分組成を有することが好ましい。熱間工具の基本的な靱性値を上げておくことで、これに本発明の“靱性のばらつきを抑制する”という効果が相乗的に作用して、「高靱性」と「靱性の安定性」という二つの面で靱性に優れた熱間工具を得ることができる。
・Ｃ：０．３０～０．５０質量％（以下、単に「％」と表記）
　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、熱間工具材料の基本元素である。また、侵入型原子として固溶したＣは、ＣｒなどのＣと親和性の大きい置換型原子と共に添加した場合に、Ｉ（侵入型原子）－Ｓ（置換型原子）効果（溶質原子の引きずり抵抗として作用し、熱間工具を高強度化する作用）も期待される。但し、過度の添加は靭性や熱間強度の低下を招く。よって、０．３０～０．５０％とすることが好ましい。より好ましくは０．３４％以上である。また、より好ましくは０．４０％以下である。
・Ｓｉ：２．００％以下
　Ｓｉは、製鋼時の脱酸剤であるが、多過ぎると焼入れ焼戻し後の工具組織中にフェライトの生成を招く。よって、２．００％以下とすることが好ましい。より好ましくは１．００％以下である。さらに好ましくは０．５０％以下である。一方、Ｓｉには、材料の被削性を高める効果がある。この効果を得るためには、０．２０％以上の添加が好ましい。より好ましくは０．３０％以上である。
・Ｍｎ：１．５０％以下
　Ｍｎは、多過ぎると基地の粘さを上げて、材料の被削性を低下させる。よって、１．５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは１．００％以下である。さらに好ましくは０．７５％以下である。一方、Ｍｎには、焼入性を高め、工具組織中のフェライトの生成を抑制し、適度の焼入れ焼戻し硬さを得る効果がある。また、非金属介在物のＭｎＳとして存在することで、被削性の向上に大きな効果がある。これらの効果を得るためには、０．１０％以上の添加が好ましい。より好ましくは０．２５％以上である。さらに好ましくは０．４５％以上である。
・Ｐ：０．０５０％以下
　Ｐは、通常、添加しなくても、各種の熱間工具材料に不可避的に含まれ得る元素である。そして、焼戻しなどの熱処理時に旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させる元素である。したがって、熱間工具の靭性を向上するためには、添加する場合も含めて、０．０５０％以下に規制することが好ましい。
・Ｓ：０．０５００％以下
　Ｓは、通常、添加しなくても、各種の熱間工具材料に不可避的に含まれ得る元素である。そして、熱間加工前の素材時において熱間加工性を劣化させ、熱間加工中の素材に割れを生じさせる元素である。したがって、上記の熱間加工性を向上するためには、０．０５００％以下に規制することが好ましい。一方、Ｓには、上述のＭｎと結合して、非金属介在物のＭｎＳとして存在することで、被削性を向上する効果がある。この効果を得るためには、０．０３００％以上の添加が好ましい。
・Ｃｒ：３．００～６．００％
　Ｃｒは、焼入性を高め、また炭化物を形成して、基地の強化や耐摩耗性の向上に効果を有する元素である。そして、焼戻し軟化抵抗および高温強度の向上にも寄与する、熱間工具材料の基本元素である。但し、過度の添加は、焼入性や高温強度の低下を招く。よって、３．００～６．００％とすることが好ましい。そして、より好ましくは５．５０％以下である。また、より好ましくは３．５０％以上である。さらに好ましくは４．００％以上である。特に好ましくは４．５０％以上である。
・（Ｍｏ＋１／２Ｗ）の関係式によるＭｏおよびＷのうちの１種または２種：０．５０～３．５０％
　ＭｏおよびＷは、焼戻しにより微細炭化物を析出または凝集させて強度を付与し、軟化抵抗を向上させるために単独または複合で添加できる。この際の添加量は、ＷがＭｏの約２倍の原子量であることから、（Ｍｏ＋１／２Ｗ）の関係式で定義されるＭｏ当量で一緒に規定できる（当然、いずれか一方のみの添加としても良いし、双方を共に添加することもできる）。そして、上記の効果を得るためには、（Ｍｏ＋１／２Ｗ）の関係式による値で、０．５０％以上の添加が好ましい。より好ましくは１．５０％以上である。さらに好ましくは２．５０％以上である。但し、多過ぎると被削性や靭性の低下を招くので、（Ｍｏ＋１／２Ｗ）の関係式による値で、３．５０％以下が好ましい。より好ましくは２．９０％以下である。
・Ｖ：０．１０～１．５０％
　Ｖは、炭化物を形成して、基地の強化や耐摩耗性、焼戻し軟化抵抗を向上する効果を有する。そして、焼鈍組織中に分布したＶの炭化物は、焼入れ加熱時のオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する“ピン止め粒子”として働き、靭性の向上に寄与する。これらの効果を得るためには０．１０％以上の添加が好ましい。より好ましくは０．３０％以上である。さらに好ましくは０．５０％以上である。但し、多過ぎると被削性や、炭化物自身の増加による靭性の低下を招くので、１．５０％以下とするのが好ましい。より好ましくは１．００％以下である。さらに好ましくは０．７０％以下である。
　そして、上記元素種の他には、下記元素種の含有も可能である。
・Ｎｉ：０～１．００％
　Ｎｉは、基地の粘さを上げて被削性を低下させる元素である。よって、Ｎｉの含有量は１．００％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．５０％未満、さらに好ましくは０．３０％未満である。一方、Ｎｉは、工具組織中のフェライトの生成を抑制する元素である。また、Ｃ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｗなどとともに工具材料に優れた焼入性を付与し、焼入時の冷却速度が緩やかな場合でもマルテンサイト主体の組織を形成して、靭性の低下を防ぐための効果的元素である。さらに、基地の本質的な靭性も改善するので、本発明では必要に応じて添加してもよい。添加する場合、０．１０％以上の添加が好ましい。
・Ｃｏ：０～１．００％
　Ｃｏは、靭性を低下させるので、１．００％以下とするのが好ましい。一方、Ｃｏは、熱間工具の使用中において、その昇温時の表面に極めて緻密で密着性の良い保護酸化皮膜を形成する。この酸化皮膜は、相手材との間の金属接触を防ぎ、工具表面の温度上昇を抑制するとともに、優れた耐摩耗性をもたらす。よって、Ｃｏは、必要に応じて添加してもよい。添加する場合、０．３０％以上の添加が好ましい。
・Ｎｂ：０～０．３０％
　Ｎｂは、被削性の低下を招くので、０．３０％以下とするのが好ましい。一方、Ｎｂは、炭化物を形成し、基地の強化や耐摩耗性を向上する効果を有する。また、焼戻し軟化抵抗を高めるとともに、Ｖと同様、結晶粒の粗大化を抑制し、靭性の向上に寄与する効果を有する。よって、Ｎｂは、必要に応じて添加してもよい。添加する場合、０．０１％以上の添加が好ましい。
　Ｃｕ、Ａｌ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｏ（酸素）、Ｎ（窒素）は、不可避的不純物として鋼中に残留する可能性のある元素である。本発明において、これら元素はできるだけ低い方が好ましい。しかし一方で、介在物の形態制御や、その他の機械的特性、そして製造効率の向上といった付加的な作用効果を得るために、少量を含有してもよい。この場合、Ｃｕ≦０．２５％、Ａｌ≦０．０２５％、Ｃａ≦０．０１００％、Ｍｇ≦０．０１００％、Ｏ≦０．０１００％、Ｎ≦０．０３００％の範囲であれば十分に許容でき、本発明の好ましい規制上限である。
（２）本発明の熱間工具材料は、断面の焼鈍組織中のフェライト結晶粒のうち、最大径Ｌが１００μｍ以上のフェライト結晶粒の個数割合がフェライト結晶粒全体の１０．０％以下であり、かつ、最大径Ｌとそれに直交する最大の横幅Ｔとの比であるアスペクト比Ｌ／Ｔが３．０以上のフェライト結晶粒の個数割合がフェライト結晶粒全体の１０．０％以下のものである。
　上述の通り、焼鈍組織を有した熱間工具材料には、焼入れ焼戻しが行われる。この焼入れ焼戻しにおいて、焼入れは、熱間工具材料が焼入れ温度（オーステナイト温度域）に加熱され、急冷されることで、熱間工具材料の焼鈍組織からマルテンサイト組織が生成される過程である。具体的には、まず、熱間工具材料が焼入れ温度に向けて加熱されていく過程で、温度がＡ１点に達したときから、焼鈍組織中のフェライト結晶粒の粒界に優先的に「新たなオーステナイト結晶粒」が析出し始める。次に、熱間工具材料が焼入れ温度に到達して、所定時間保持される過程で、焼鈍組織の全ては、実質、新たなオーステナイト結晶粒と入れ替わる。そして、焼入れ温度に保持された後の熱間工具材料を冷却することで、金属組織がマルテンサイト変態して、上記の新たなオーステナイト結晶粒の粒界が「旧オーステナイト粒界」として確認されるマルテンサイト組織となり、焼入れが完了する。この旧オーステナイト粒界で形成される「旧オーステナイト粒径」の分布状況は、次に焼戻しされた後の金属組織（つまり、完成された熱間工具の組織）においても、実質的に、維持されている。
　そして、本発明者は、焼入れ焼戻しされた後の熱間工具について、それが有しているマルテンサイト組織と靱性との関係を調査した。その結果、靱性の絶対値自体は、マルテンサイト組織中の旧オーステナイト粒径が微細になることで向上するところ、靱性の“ばらつき”は、旧オーステナイト粒径が微細であっても、そのお互いの粒径が大きくばらつくことで（つまり、混粒（ｍｉｘｅｄ　ｇｒａｉｎ）の程度が著しいことで）、生じていることを知見した。そして、この旧オーステナイト粒径のばらつき（以下、「混粒」と記す）は、上記の焼入れ工程において、新たなオーステナイト結晶粒が“不均一な分布”でフェライト結晶粒の粒界に析出して、かつ、この不均一な分布で析出した新たなオーステナイト結晶粒のそれぞれが“不均一な大きさ”に成長した結果から生じていることの知見を得た。
　従って、旧オーステナイト結晶粒の混粒を抑制するには、焼入れ工程において、新たなオーステナイト結晶粒が均一な分布で析出して、かつ、この析出した新たなオーステナイト結晶粒が均一な大きさに成長すればよい。そして、本発明者は、鋭意研究の結果、焼入れ加熱前の時点で、熱間工具材料が有する焼鈍組織のフェライト結晶粒を“微細に”かつ“等軸的な形状に”整えておけば、上記の新たなオーステナイト結晶粒の“均一な”析出および成長を達成できることを見いだした。つまり、この原理は、焼入れ加熱前の焼鈍組織中のフェライト結晶粒を“微細に”かつ“等軸的な形状に”整えておくことで、焼入れ加熱時に新たなオーステナイト結晶粒が析出する粒界（以下、「析出サイト」と記す）を均一に分布させておくことによる。これにより、焼入れ工程において、新たなオーステナイト結晶粒は均一な分布で析出する。そして、この均一な分布で析出した新たなオーステナイト結晶粒は、均一な大きさに成長する。その結果、焼入れ温度に保持された後の熱間工具材料を冷却するときには、組織中の新たなオーステナイト結晶粒は大きさの揃ったままの状態で冷却されるので、焼入れ後のマルテンサイト組織中に確認される旧オーステナイト粒径も大きさが揃っており、旧オーステナイト結晶粒の混粒が抑制されたマルテンサイト組織を得ることができる。
　一方、焼鈍組織中のフェライト結晶粒が粗大であると、フェライト結晶粒の粒界と粒内とで析出サイトの密度差が目立って、新たなオーステナイト結晶粒の析出サイトの分布状況が著しく“粗密”になる。また、焼鈍組織中のフェライト結晶粒が等軸的な形状ではなくて、針状であると、フェライト結晶粒の粒界に沿って析出する新たなオーステナイト結晶粒は”異方的”になる。よって、このような焼鈍組織を有した熱間工具材料に焼入れを行うと、その析出サイトに析出した新たなオーステナイト結晶粒の分布は不均一となる。そして、析出した新たなオーステナイト結晶粒は、不均一な大きさに成長する。この結果、焼入れ後のマルテンサイト組織中に確認される旧オーステナイト粒径の大きは不均一で、旧オーステナイト結晶粒の混粒が著しいマルテンサイト組織となる。従って、旧オーステナイト結晶粒の混粒を抑制するには、焼入れ焼戻し前の熱間工具材料が有する焼鈍組織のフェライト結晶粒を微細かつ等軸的な形状に整えておくことが重要である。
　そして、本発明者は、熱間工具材料が有する焼鈍組織のフェライト結晶粒を微細かつ等軸的な形状に整えることについて、更に検討を重ねた。その結果、この焼鈍組織の断面において、最大径Ｌが１００μｍ以上の“粗大な”フェライト結晶粒や、最大径Ｌとそれに直交する最大の横幅Ｔとの比であるアスペクト比Ｌ／Ｔが３．０以上の“針状の”フェライト結晶粒を減じることで、焼入れ時の、新たなオーステナイト結晶粒の析出サイトを十分に均一化できることを知見した。すなわち、本発明の熱間工具材料は、断面の焼鈍組織中において、最大径Ｌが１００μｍ以上のフェライト結晶粒の個数割合がフェライト結晶粒全体の１０．０％以下であり、かつ、アスペクト比Ｌ／Ｔが３．０以上のフェライト結晶粒の個数割合がフェライト結晶粒全体の１０．０％以下のものである（以下、個数割合を「個数％」と記す。）。
　最大径Ｌが１００μｍ以上のフェライト結晶粒が１０．０個数％以下であると、析出サイトの“粗密”な分布状態が解消され、析出サイトが均一になる。好ましくは８．０個数％以下であり、より好ましくは５．０個数％以下である。そして、アスペクト比Ｌ／Ｔが３．０以上のフェライト結晶粒が１０．０個数％以下であると、析出するオーステナイト結晶粒が“等方的”となり、焼入れ後の旧オーステナイト粒径が均一になる。好ましくは８．０個数％以下であり、より好ましくは７．０個数％以下である。
　本発明がフェライト結晶粒の評価に用いる、フェライト結晶粒の「最大径Ｌ」、最大径Ｌに直交する「最大の横幅Ｔ」および「アスペクト比Ｌ／Ｔ」の測定手法について説明しておく。まず、熱間工具材料の断面組織を顕微鏡観察して、この断面にあるフェライト結晶粒の集合体から個々のフェライト結晶粒を識別する必要がある。この識別方法には、例えばＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折分析）を利用することができる。ＥＢＳＤとは、結晶性試料の方位解析を行う方法である。これにより、断面組織中の個々の結晶粒が“同一の方位を有する単位”として識別され、すなわち、結晶粒の結晶粒界を際立たせることができる。その結果、フェライト結晶粒の集合体を個々のフェライト結晶粒に区別することができる。図３（ｂ）は、後述する実施例で評価した熱間工具材料Ａの断面組織について、そのＥＢＳＤで得られた結晶粒界図の一例である。このとき、図３（ｂ）は、ＥＢＳＤの回折パターンを解析して、方位差１５°以上の大角粒界を示したものである。そして、図３（ｂ）において、微細な線で多数個に区切られた一つひとつの区画がフェライト結晶粒である。
　次に、結晶粒界図で得られた上記のフェライト結晶粒について、画像解析ソフトを用いて、その個々のフェライト結晶粒の最大径Ｌと、それに直交する最大の横幅Ｔを求め、さらに、アスペクト比Ｌ／Ｔを求める。なお、このとき、個々のフェライト結晶粒の断面積も求めて、その値から円相当径を求めることができる。そして、これら求めた各値を用いて、最大径Ｌおよびアスペクト比Ｌ／Ｔの存在比率による「粒度分布」を、それぞれ作成する。このとき、存在比率の基準は、測定範囲内のフェライト結晶粒の個数を基準とする。そして、粒度分布は、最大径Ｌおよびアスペクト比Ｌ／Ｔの小さい側をゼロとした「オーバサイズ」の累積分布を採用する。つまり、作成された粒度分布は、フェライト結晶粒の累積個数割合（％）を縦軸とし、フェライト結晶粒の最大径Ｌまたはアスペクト比Ｌ／Ｔを横軸とした「右上がりの累積分布図」で表される。図５は、オーバサイズの累積分布による、フェライト結晶粒の最大径Ｌに対する累積個数割合の一例である。また、図６は、オーバサイズの累積分布による、フェライト結晶粒のアスペクト比Ｌ／Ｔに対する累積個数割合の一例である。図５および図６の折れ線の各点は、その横軸の値「未満」の累積値を表示したものである。
　そして、フェライト結晶粒の最大径Ｌおよびアスペクト比Ｌ／Ｔの、それぞれの粒度分布を把握した上で、まず、図５よりフェライト結晶粒の最大径Ｌが１００μｍ未満のときの累積個数を確認すれば、その値が「フェライト結晶粒全体に占める最大径Ｌが１００μｍ未満のフェライト結晶粒の個数％」である。図５の場合、上記した図３（ｂ）の結晶粒界図における「最大径Ｌが１００μｍ未満のフェライト結晶粒の個数％」は、８４．８個数％である（熱間工具材料Ａ）。そして、この８４．８個数％の値を、１００個数％から引いた値が、本発明の求める「最大径Ｌが１００μｍ以上のフェライト結晶粒の個数％」である。つまり、図３（ｂ）の結晶粒界図における本発明の求める「最大径Ｌが１００μｍ以上のフェライト結晶粒の個数％」は、１５．２個数％である。そして、本発明の場合、この値が１０．０個数％以下であれば、焼入れ焼戻し後の熱間工具の靱性のばらつきの抑制に効果的である。
　また、図６よりフェライト結晶粒のアスペクト比Ｌ／Ｔが３．０未満のときの累積個数を確認すれば、その値が「フェライト結晶粒全体に占めるアスペクト比Ｌ／Ｔが３．０未満のフェライト結晶粒の個数％」である。図６の場合、上記した図３（ｂ）の結晶粒界図における「アスペクト比Ｌ／Ｔが３．０未満のフェライト結晶粒の個数％」は、９５．１個数％である（熱間工具材料Ａ）。そして、この９５．１個数％の値を、１００個数％から引いた値が、本発明の求める「アスペクト比Ｌ／Ｔが３．０以上のフェライト結晶粒の個数％」である。つまり、図３（ｂ）の結晶粒界図における本発明の求める「アスペクト比Ｌ／Ｔが３．０以上のフェライト結晶粒の個数％」は、４．９個数％である。そして、本発明の場合、この値が１０．０個数％以下であれば、焼入れ焼戻し後の熱間工具の靱性のばらつきの抑制に効果的である。
　また、本発明の熱間工具材料は、その断面の焼鈍組織中のフェライト結晶粒の平均粒径が、円相当径で２５．０μｍ以下であることが好ましい。このフェライト結晶粒の平均粒径が小さいことで、上述した析出サイトの均一化により有利である。また、このフェライト結晶粒の平均粒径が小さいことで、焼入れ焼戻し後の組織中の旧オーステナイト結晶粒を微細にでき、熱間工具全体としての靱性も向上する。そして、この旧オーステナト結晶粒の微細化について、好ましくは、熱間工具の断面組織中の旧オーステナイト結晶粒が、ＪＩＳ－Ｇ－０５５１に準拠した粒度番号で、Ｎｏ．８．０以上である（粒度番号が大きくなる程、旧オーステナイト粒径は小さくなる）。より好ましくは、Ｎｏ．８．５以上である。さらに好ましくは、Ｎｏ．９．０以上である。なお、ＪＩＳ－Ｇ－０５５１に準拠した粒度番号は、国際規格であるＡＳＴＭ－Ｅ１１２に準拠した粒度番号と等価で扱うことができる。
　なお、上記の「焼入れ焼戻し後の組織中の旧オーステナイト結晶粒」を確認するにおいては、その確認を、焼戻し前の「焼入れ時」の組織で行うことができる。この理由は、焼入れ時の組織の場合、微細な焼戻し炭化物が析出しておらず、旧オーステナイト結晶粒の確認が容易だからである。そして、この焼入れ時における旧オーステナイト結晶粒の粒径は、焼戻し後においても維持される。これについては、後述する「焼入れ焼戻し後の組織中の旧オーステナイト結晶粒の混粒」を確認するにおいても、同様である。
　通常、焼鈍組織を有した熱間工具材料は、鋼塊または鋼塊を分塊加工した鋼片でなる素材を出発材料として、これに様々な熱間加工や熱処理を行って所定の鋼材とし、この鋼材に焼鈍処理を行って仕上げられる。このとき、焼鈍処理前の鋼材の組織は、例えば、マルテンサイト組織であるが、このマルテンサイト組織中にはベイナイト組織が不可避的に残存している。そして、このような鋼材に行う焼鈍処理が不適切であると、フェライト結晶粒の生成が不完全となり、上記のベイナイト組織が痕跡となった部分に針状のフェライト結晶粒が生成される。また、焼鈍処理が不適切であると、生成したフェライト結晶粒の成長が進み過ぎて、フェライト結晶粒が粗大になる。よって、本発明の熱間工具材料の焼鈍組織を達成するには、この鋼材に行う焼鈍処理の進行具合を適切に管理することが重要である。
　例えば、鋼材を焼鈍処理するときの「焼鈍保持温度」の調整が大切である。焼鈍保持温度を制限する（例えば、８７０℃未満とする）ことで、フェライト結晶粒の粗大化を抑えることができる。そして、例えば、鋼材が上記の焼鈍保持温度に到達してからの「焼鈍保持時間」の調整が大切である。焼鈍保持時間を十分に確保する（例えば、１８０分以上とする）ことで、針状のフェライト結晶粒の生成を抑えることができる。そして、焼鈍保持時間を制限する（例えば、４００分以内とする）ことで、フェライト結晶粒の粗大化を抑えることができる。
　また、熱間工具材料の機械加工性を維持するために、焼鈍処理後の組織中にベイナイトやマルテンサイトを形成させないのが好ましいことは、先述の通りである。焼鈍処理においてベイナイトやマルテンサイトの形成を抑えるには、焼鈍保持温度で保持した後の冷却が速くなり過ぎないように管理することが効果的である。
　そして、上記のベイナイトやマルテンサイトの形成を抑えて、熱間工具材料の断面組織中に占めるフェライト結晶粒の面積率を、例えば「８０面積％以上」にするには、焼鈍保持温度から６００℃までの間の冷却速度を「２０℃／ｈ以下」の遅い冷却速度に調整することが好ましい。
（３）本発明の熱間工具の製造方法は、上述した本発明の熱間工具材料に焼入れおよび焼戻しを行うものである。
　本発明の熱間工具材料に焼入れを行うことで、焼入れ後のマルテンサイト組織中の旧オーステナイト結晶粒の混粒を抑制することができる。そして、この旧オーステナイト結晶粒の混粒の程度は、次の焼戻し後においても、実質的に維持される。よって、本発明の熱間工具材料に焼入れ焼戻しを行うことで、熱間工具の靱性のばらつきを抑制することができる。そして、靱性のばらつきの程度については、例えば、熱間工具の有する平均のシャルピー衝撃値に対して、５．００（Ｊ／ｃｍ２）以下の標準偏差を達成することができる。更には、４．００（Ｊ／ｃｍ２）以下の標準偏差を達成することもできる。
　ここで、旧オーステナイト結晶粒の混粒について、ＪＩＳ－Ｇ－０５５１では、混粒の定義を、「１視野内において、最大頻度をもつ粒度番号の粒からおおむね３以上異なった粒度番号の粒が偏在し、これらの粒が約２０％以上の面積を占める状態にあるもの、又は、視野間において３以上異なった粒度番号の視野が存在するもの。」としている。
　このような混粒の定義に対しても、本発明であれば、熱間工具の断面組織中において、最大頻度をもつ粒度番号の旧オーステナイト結晶粒から３以上異なった粒度番号の旧オーステナイト結晶粒の占める割合が「５面積％以下」の、熱間工具を達成することができる。好ましくは、上記の旧オーステナイト結晶粒の占める割合が４面積％以下である。より好ましくは、３面積％以下である。
　ここで、断面組織の「粒度番号」は、その断面組織の全体をもって評価される。そして、上記に係る「粒度番号Ｇの結晶粒」とは、粒度番号Ｇの断面組織が有する「計算上の結晶粒の平均断面積」に相当した断面積を有する「個々の結晶粒」のことである。この「計算上の結晶粒の平均断面積」は、（８×２Ｇ）の計算式で求められる「計算上の断面積１ｍｍ２当たりの結晶粒の数ｍ」から算出される。そして、例えば、「粒度番号８．０の結晶粒」の断面積は、「０．０００４８８ｍｍ２」に相当し（ｍ＝２０４８個／ｍｍ２）、「粒度番号９．０の結晶粒」の断面積は、「０．０００２４４ｍｍ２」に相当する（ｍ＝４０９６個／ｍｍ２）
　そして、本発明において、上記の「旧オーステナイト結晶粒の占める割合」を確認する断面組織の断面積は「０．１６ｍｍ２（４００μｍ×４００μｍ）」とする。そして、この断面積を１視野として、１０視野で確認を行えば、十分である。
　さらに、本発明であれば、熱間工具の断面組織中の視野間において、旧オーステナイト結晶粒の粒度番号が３以上異なった視野が「存在しない」熱間工具を達成することができる。好ましくは、上記の視野間において、粒度番号が２以上異なった視野が存在しない熱間工具である。
　このとき、本発明において、上記の「存在しないこと」を確認する視野数は、その１視野の断面積を「０．１６ｍｍ２（４００μｍ×４００μｍ）」として、１０視野の間で確認すれば十分である。
　このように、本発明の場合、ＪＩＳ－Ｇ－０５５１の定義では混粒が生じていないとされる熱間工具であっても、その組織に依然として存在している「旧オーステナイト粒径のばらつき」を、さらに解消することができる。これによって、熱間工具の靱性のばらつきをさらに抑制することができる。そして、旧オーステナト結晶粒の微細化についても、好ましくは、その粒度番号がＮｏ．８．０以上の熱間工具を達成することができる。これによって、熱間工具全体としての靱性も向上する。
　本発明の熱間工具材料は、焼入れおよび焼戻しによって所定の硬さを有したマルテンサイト組織に調製されて、熱間工具の製品に整えられる。そして、この間、熱間工具材料は、切削や穿孔といった各種の機械加工等によって、熱間工具の形状に整えられる。この機械加工のタイミングは、焼入れ焼戻し前の、硬さが低い熱間工具材料の状態（つまり、焼鈍状態）で行うことが好ましい。この場合、焼入れ焼戻し後に仕上げ加工を行ってもよい。また、場合によっては、上記の仕上げ加工も合わせて、焼入れ焼戻しを行った後のプリハードン状態で、上記の機械加工を行ってもよい。
　焼入れおよび焼戻しの温度は、素材の成分組成や狙い硬さ等によって異なるが、焼入れ温度は概ね１０００～１１００℃程度、焼戻し温度は概ね５００～６５０℃程度であることが好ましい。例えば、熱間工具鋼の代表鋼種であるＳＫＤ６１の場合、焼入れ温度は１０００～１０３０℃程度、焼戻し温度は５５０～６５０℃程度である。焼入れ焼戻し硬さは５０ＨＲＣ以下とすることが好ましい。より好ましくは４８ＨＲＣ以下である。
　表１の成分組成を有する素材Ａ～Ｇ（厚さ５０ｍｍ×幅５０ｍｍ×長さ１００ｍｍ）を準備した。なお、素材Ａ～Ｇは、ＪＩＳ－Ｇ－４４０４の規格鋼種である熱間工具鋼ＳＫＤ６１の改良鋼である。次に、これらの素材を、熱間工具鋼の一般的な熱間加工温度である１１００℃に加熱して、熱間加工を行い、その後に放冷した。そして、この熱間加工を終えた放冷後の鋼材に８６０℃の焼鈍処理を行って、素材Ａ～Ｇの順番に対応した、熱間工具材料Ａ～Ｇを作製した。このとき、上記の焼鈍処理において、８６０℃の焼鈍温度に到達してからの焼鈍保持時間を、熱間工具材料Ａ：５４０分、熱間工具材料Ｂ：４００分、熱間工具材料Ｃ：３００分、熱間工具材料Ｄ：２４０分、熱間工具材料Ｅ：１８０分、熱間工具材料Ｆ：１００分、熱間工具材料Ｇ：３０分とした。そして、焼鈍温度からの冷却過程では、全ての熱間工具材料において、その６００℃までの間の冷却速度を２０℃／ｈとした。なお、熱間工具材料Ｃについては、上記の冷却速度を２０℃／ｈとしたものとは別に、冷却速度を１２０℃／ｈとした「熱間工具材料Ｈ」も準備した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　焼鈍処理後の熱間工具材料Ａ～Ｈの断面組織を観察した。観察した断面は、熱間工具材料の中心部とし、その熱間加工方向（つまり、材料の長さ方向）と平行な面とした。観察は光学顕微鏡（倍率２００倍）で行い、観察した断面積は０．１６ｍｍ２（４００μｍ×４００μｍ）とした。観察の結果、熱間工具材料Ａ～Ｇの断面組織は、ほぼ全体がフェライト相で占められており、フェライト結晶粒が、観察した断面の９９面積％以上を占めていた。これに対して、熱間工具材料Ｈの断面組織には、フェライト相が実質的に認められず、観察した断面の９５面積％以上がベイナイトやマルテンサイトであった。そして、熱間工具材料Ｈは、機械加工性に劣ることから、このままの状態では、熱間工具への適用が難しい材料であった。
　次に、熱間工具材料Ａ～Ｇの断面組織中のフェライト結晶粒の分布状況を確認した。まず、上記の断面積が０．１６ｍｍ２の断面組織について、倍率が２００倍のＥＢＳＤパターンを解析して、方位差１５°以上の大角粒界で区切られた結晶粒界図を得た。このＥＢＳＤパターンの解析には、走査型電子顕微鏡（Ｃａｒｌ　Ｚｅｉｓｓ　ＵＬＴＲＡ５５）に付属したＥＢＳＤ装置（測定間隔０．５μｍ）を使用した。代表例として、熱間工具材料Ａ、Ｄ、Ｅ、Ｆの結晶粒界図を、それぞれ順番に図３、１、２、４の（ｂ）に示す。図１～４には、断面組織の光学顕微鏡写真（ａ）も示しておく（倍率は２００倍）。そして、前述の要領に従って、上記の結晶粒界図で得られた個々のフェライト結晶粒の最大径Ｌおよびアスペクト比Ｌ／Ｔを、その円相当径と共に求めた。そして、この最大径Ｌおよびアスペクト比Ｌ／Ｔによるフェライト結晶粒の粒度分布を確認した。
　熱間工具材料Ａ～Ｇにおけるフェライト結晶粒の最大径Ｌに対する累積個数割合を図５に示す。図５において、縦軸がフェライト結晶粒の累積個数（％）であり、横軸がフェライト結晶粒の最大径Ｌである。また、フェライト結晶粒のアスペクト比Ｌ／Ｔに対する累積個数割合を図６に示す。図６において、縦軸がフェライト結晶粒の累積個数（％）であり、横軸がフェライト結晶粒のアスペクト比Ｌ／Ｔである。図５、６の結果より、熱間工具材料Ａ～Ｇの組織断面における「最大径Ｌが１００μｍ以上のフェライト結晶粒の個数％」および「アスペクト比Ｌ／Ｔが３．０以上のフェライト結晶粒の個数％」は表２の通りである。なお、表２には、フェライト結晶粒の円相当径による平均粒径も示している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　断面組織を観察した後の熱間工具材料Ａ～Ｇに、１０３０℃からの焼入れと、６３０℃の焼戻しを行って（狙い硬さ４５ＨＲＣ）、熱間工具材料Ａ～Ｇの順に対応した、マルテンサイト組織を有した熱間工具Ａ～Ｇを得た。そして、熱間工具Ａ～Ｇのそれぞれについて、フェライト結晶粒の粒度分布を確認した断面組織を含む位置から１０個のシャルピー衝撃試験片（Ｔ方向、２ｍｍＵノッチ）を任意に採取して、シャルピー衝撃試験を実施した。そして、得られた１０個のシャルピー衝撃値について、その平均値および標準偏差を求めて、靱性のばらつき度を評価した。また、上記の１０個のシャルピー衝撃試験片について、その組織中の旧オーステナイト結晶粒の粒径を測定し、ＪＩＳ－Ｇ－０５５１に準拠した粒度番号で評価した。粒度番号は、上記の１０個のシャルピー衝撃試験片で測定した粒度番号を平均して、０．５単位で丸めた。そして、本発明の判定基準に従った混粒の有無（つまり、（１）最大頻度をもつ粒度番号の旧オーステナイト結晶粒から３以上異なった粒度番号の旧オーステナイト結晶粒の有無および面積率、（２）視野間において、旧オーステナイト結晶粒の粒度番号が３以上異なった視野の有無）を調査した。結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３の結果より、いずれの熱間工具も、平均のシャルピー衝撃値は高い値を達成しており、工具全体として高い靱性を有していた。そして、これら熱間工具の中で、特に熱間工具Ｃ、Ｄ、Ｅは、焼入れ焼戻し前の熱間工具材料の時点でフェライト結晶粒の平均粒径が小さかったことも相まって、平均のシャルピー衝撃値が高かった。そして、本発明の熱間工具材料に焼入れ焼戻しを行った熱間工具Ｂ～Ｅは、その平均のシャルピー衝撃値に対して、５．００（Ｊ／ｃｍ２）以下の標準偏差が得られており、靱性のばらつきも抑えられていた。
　上記の１０個のシャルピー衝撃試験片において、本発明例の熱間工具Ｂ～Ｅの組織には、最大頻度をもつ粒度番号（すなわち、表３に示す粒度番号）の旧オーステナイト結晶粒から３以上異なった粒度番号の旧オーステナイト結晶粒が確認されなかった。また、その視野間において、旧オーステナイト結晶粒の粒度番号が３以上異なった視野もなく、本発明の判定基準による混粒が生じていなかった。そして、本発明例の熱間工具Ｂ～Ｅは、旧オーステナイト結晶粒の粒度番号がＮｏ．８．０以上であった。特に、熱間工具Ｃ、Ｄ、Ｅは、熱間工具材料の時点でフェライト結晶粒の平均粒径が小さかったことも相まって、旧オーステナイト結晶粒の粒度番号がＮｏ．８．５以上であった。
　これに対して、比較例の熱間工具Ａ、Ｆ、Ｇも、旧オーステナイト結晶粒の粒度番号がＮｏ．８．０以上であった。また、その視野間において、旧オーステナイト結晶粒の粒度番号が３以上異なった視野も確認されなかった。しかし、熱間工具Ａ、Ｆ、Ｇの組織には、最大頻度をもつ粒度番号（すなわち、表３に示す粒度番号）の旧オーステナイト結晶粒から３以上小さい粒度番号の、粒径が大きい旧オーステナイト結晶粒が確認された。そして、この粒度番号が３以上小さい旧オーステナイト結晶粒の占める面積率が８面積％程度であり、本発明の判定基準による混粒が認められた。

 

Claims (5)

  1. 焼鈍組織を有し、焼入れ焼戻しされて使用される熱間工具材料において、
    前記熱間工具材料は、前記焼入れによってマルテンサイト組織に調整できる成分組成を有し、前記熱間工具材料の断面の焼鈍組織中のフェライト結晶粒は、最大径Ｌが１００μｍ以上のフェライト結晶粒の個数割合がフェライト結晶粒全体の１０．０％以下であり、かつ、最大径Ｌとそれに直交する最大の横幅Ｔとの比であるアスペクト比Ｌ／Ｔが３．０以上のフェライト結晶粒の個数割合がフェライト結晶粒全体の１０．０％以下であることを特徴とする熱間工具材料。
  2. 前記熱間工具材料の断面の焼鈍組織中のフェライト結晶粒は、平均粒径が円相当径で２５．０μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の熱間工具材料。
  3. 請求項１または２に記載の熱間工具材料に、焼入れ焼戻しを行うことを特徴とする熱間工具の製造方法。
  4. マルテンサイト組織を有する熱間工具の断面組織中において、ＪＩＳ－Ｇ－０５５１に準拠した粒度番号で、最大頻度をもつ粒度番号の旧オーステナイト結晶粒から３以上異なった粒度番号の旧オーステナイト結晶粒の占める割合が５面積％以下であることを特徴とする熱間工具。
  5. 前記熱間工具の断面組織中には、その視野間において、ＪＩＳ－Ｇ－０５５１に準拠した旧オーステナイト結晶粒の粒度番号が３以上異なった視野が存在しないことを特徴とする請求項４に記載の熱間工具。

     
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