WO2024062933A1 - 熱間工具鋼の製造方法および熱間工具鋼 - Google Patents

熱間工具鋼の製造方法および熱間工具鋼 Download PDF

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WO2024062933A1
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work tool
cross
hot work
steel
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洋佑 中野
裕也 古賀
公太 片岡
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株式会社プロテリアル
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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
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    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • the present invention relates to a method for producing hot work tool steel and hot work tool steel.
  • hot work tool steel As a material (hot work tool steel) applied to hot work tools, for example, SKD61 series alloy tool steel, which is a JIS steel type, is known. Such hot work tool steel is usually made from a steel ingot or a steel billet obtained by blooming a steel ingot, which is then subjected to various hot workings and heat treatments to form a specified forged material. Manufactured by annealing a forged material. The produced hot work tool steel is then subjected to a step of being machined into a desired hot tool shape in an annealed state with low hardness.
  • Hot work tool steel that has been machined into the shape of a hot work tool is generally subjected to finishing processing after being adjusted to a predetermined working hardness by quenching and tempering.
  • Quenching is an operation in which the hot tool material is heated to an austenite temperature range and rapidly cooled to transform the structure to martensite. Therefore, the composition of the hot tool material can be adjusted to a martensitic structure by quenching.
  • Patent Document 1 in order to obtain excellent toughness, a series of A method for producing hot work tool steel is disclosed, which is characterized by performing hot forging to introduce strain, and then soaking at a temperature of 1200 to 1300° C. for 6 hours or more.
  • the toughness of hot tools can be improved by making the martensitic structure finer.
  • the purpose is to make the prior austenite grain size found in the martensitic structure finer.
  • the annealed structure is defined as "the oversized cumulative distribution of ferrite crystal grains in a cross section based on the cross-sectional area of the ferrite crystal grains, and the grain size when the cumulative cross-sectional area is 90% of the total cross-sectional area is the equivalent circle diameter.
  • the authors propose a method to create an annealed structure with a grain size distribution of 25 ⁇ m or less.
  • Patent Document 2 specifies an annealing structure for obtaining hot work tool steel with excellent toughness.
  • solid forging with a processing ratio (cross-sectional area ratio) of 5 seconds or more is required, and since there is a limit to the size of the forged material that can be obtained by forging due to the size of the steel ingot, if the processing ratio cannot be increased for forged material with a large cross-sectional size, it is difficult to obtain a fine annealing structure.
  • Upsetting forging described in JIS-G-7101 is known as a means for producing a forged material having a cross-sectional area larger than that of a steel ingot.
  • the upsetting is usually carried out at a high temperature exceeding 1200° C., and grain growth occurs immediately, making it difficult to obtain a fine structure.
  • Patent Document 1 and Patent Document 2 do not mention such problems during forging, and there is still room for further investigation. Therefore, an object of the present invention is to provide a method for producing hot work tool steel having a fine annealed structure even if the cross-sectional size is large.
  • one aspect of the present invention is a method for producing hot work tool steel, which obtains hot work tool steel having a cross-sectional area of 200,000 mm 2 or more, in which a steel ingot is heated to 1100 to 1250°C, and then hot forged to form a steel.
  • a blooming forging process to obtain a piece; a first finishing forging process in which the steel billet is heated to 850 to 1020°C and upsetting forging is performed at an upsetting forging ratio of 1.6 or more to obtain an intermediate forging material; , a second finishing forging step in which the intermediate forging material is subjected to solid forging with a solid forging forming ratio of 2.0 to 4.0 to obtain a forging material; and a second finishing forging step. It is preferable to include a soaking step in which the steel ingot is heated to 1250° C. or higher before the blooming forging step.
  • the cross-sectional area is 200,000 mm or more
  • the cumulative cross-sectional area of the ferrite crystal grains in the structural cross-section is the total cross-sectional area in an oversized cumulative distribution based on the cross-sectional area of the ferrite crystal grains. It is a hot work tool steel having a grain size distribution in which the grain size at 90% of the diameter is 25 ⁇ m or less in equivalent circle diameter.
  • FIG. 2 is a schematic diagram for explaining the manufacturing method of the present invention. It is an optical micrograph of the cross-sectional structure of the hot work tool steel (sample No. 1) of the example of this invention. 1 is a grain boundary diagram obtained by electron beam backscatter diffraction (EBSD) of a hot work tool steel (sample No. 1) of an example of the present invention. It is an optical micrograph of the cross-sectional structure of the hot work tool steel (sample No. 2) of this invention example. 1 is a grain boundary diagram obtained by electron beam backscatter diffraction (EBSD) of a hot work tool steel (sample No. 2) of an example of the present invention.
  • EBSD electron beam backscatter diffraction
  • FIG. 1 is an optical microscope photograph of a cross-sectional structure of a hot work tool steel (sample No. 3) according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a grain boundary diagram obtained by electron beam backscatter diffraction (EBSD) of a hot work tool steel (sample No. 3) of an example of the present invention. It is an optical micrograph of the cross-sectional structure of hot work tool steel (sample No. 11) of a comparative example. It is a grain boundary diagram obtained by electron beam backscatter diffraction (EBSD) of hot work tool steel (sample No. 11) of a comparative example.
  • EBSD electron beam backscatter diffraction
  • the feature of the present invention is that, in the next step, the intermediate forging material obtained by upsetting forging the steel billet obtained by blooming forging at a predetermined temperature is subjected to finish forging at a ratio of solid forging. It is a place where you can obtain forged materials with fine ferrite grain size.
  • the hot work tool steel obtained by the production method of the present invention has an annealed structure and is used after being quenched and tempered. It is tool steel.
  • the effect of refining the hot-work tool steel structure obtained by the manufacturing method of the present invention can be achieved by implementing the manufacturing method of the present invention described later if the material is quenched and tempered to develop a martensitic structure. It is. Therefore, in order to achieve the above effects of the present invention, it is not necessary to specify the composition of the hot work tool steel.
  • the hot work tool steel according to the manufacturing method of the present invention has, in mass%, C: 0.3 to 0.5%, Cr: 3 It is preferable to have a component composition containing V: 0.0 to 6.0%, and further preferably to have a component composition containing V: 0.1 to 1.5%.
  • the hot work tool steel according to the manufacturing method of the present invention has C: 0.3 to 0.5%, Si: 2.0% or less, Mn: 1.5% or less, P: 0.05% or less, S : 0.05% or less, Cr: 3.0-6.0%, Mo and W alone or in combination (Mo+1/2W): 0.5-3.5%, V: 0.1-1.5 %, balance Fe and impurities.
  • C 0.3 to 0.5%
  • Si 2.0% or less
  • Mn 1.5% or less
  • P 0.05% or less
  • S 0.05% or less
  • Cr 3.0-6.0%
  • V 0.1-1.5 %
  • balance Fe and impurities balance Fe and impurities.
  • C 0.3 to 0.5% by mass (hereinafter simply referred to as "%")
  • C is a basic element of hot work tool materials, some of which dissolves in the matrix to provide strength, and some of which forms carbides to improve wear resistance and seizure resistance.
  • C dissolved as an interstitial atom is added together with substitutional atoms such as Cr that have a high affinity with C, it acts as an I (interstitial atom)-S (substitutional atom) effect; a drag resistance of solute atoms, and is expected to increase the strength of hot work tools.
  • substitutional atoms such as Cr that have a high affinity with C
  • Si 2.0% or less Si is a deoxidizing agent during steel manufacturing, but if it is too large, it will lead to the formation of ferrite in the tool structure after quenching and tempering. Therefore, the content is preferably 2.0% or less.
  • Si has the effect of improving the machinability of the material. In order to obtain this effect, addition of less than 0.2% may be sufficient, but addition of 0.2% or more is preferable.
  • Mn 1.5% or less
  • the content is preferably 1.5% or less.
  • Mn has the effect of increasing hardenability, suppressing the formation of ferrite in the tool structure, and obtaining appropriate quenching and tempering hardness.
  • the presence of MnS as a non-metallic inclusion has a great effect on improving machinability.
  • the addition amount may be less than 0.1%, but the addition amount is preferably 0.1% or more.
  • P 0.05% or less
  • P is usually an impurity element that is inevitably included in various hot tool materials. It is an element that segregates to prior austenite grain boundaries during heat treatment such as tempering and embrittles the grain boundaries. Therefore, in order to improve the toughness of hot tools, it is preferable to limit the content to 0.05% or less.
  • S 0.05% or less
  • S is an impurity element that is normally included unavoidably in various hot tool materials. And, it is an element that deteriorates the toughness of the material. Therefore, in order to improve the toughness of hot tools, it is preferable to limit the content to 0.05% or less.
  • S has the effect of improving machinability by combining with the Mn and existing as MnS, a non-metallic inclusion. In order to obtain this effect, addition of less than 0.03% may be sufficient, but addition of 0.03% or more is preferable.
  • Cr 3.0-6.0% Cr is an element that improves hardenability, forms carbides, and is effective in strengthening the matrix and improving wear resistance. It is a basic element of hot tool materials that also contributes to improving temper softening resistance and high-temperature strength. However, excessive addition causes a decrease in hardenability and high-temperature strength. Therefore, the content is preferably 3.0 to 6.0%. More preferably, it is 5.0% or less. In the present invention, since the effect of improving toughness is obtained by making the martensitic structure finer, it is possible to reduce Cr by the amount of this effect. In this case, for example, by controlling Cr to 5.0% or less, the high temperature strength can be further improved.
  • Mo and W alone or in combination can be added alone or in combination in order to precipitate or aggregate fine carbides during tempering to impart strength and improve softening resistance. Since W has an atomic weight approximately twice that of Mo, the amount added in this case can be defined as the Mo equivalent of (Mo+1/2W) (of course, only one of them may be added, or both may be added). (can also be added together). In order to obtain the above-mentioned effects, it is preferable to add 0.5% or more in terms of (Mo+1/2W). However, if it is too large, machinability and toughness will deteriorate, so the value of (Mo+1/2W) is preferably 3.5% or less.
  • V forms carbides and has the effect of strengthening the base, improving wear resistance, and tempering softening resistance.
  • the carbides distributed in the annealed structure act as pinning particles that suppress coarsening of austenite crystal grains during quenching and heating, and contribute to improving toughness. In order to obtain these effects, it is preferable to add 0.1% or more. In the present invention, it is preferable to add V in order to further refine the martensitic structure. However, if it is too large, the machinability and toughness will deteriorate due to an increase in carbide itself, so it is preferably 1.5% or less.
  • Ni 0-1.0%
  • Ni is an element that increases the viscosity of the base and reduces machinability. Therefore, the content is preferably 1.0% or less.
  • Ni is an element that suppresses the formation of ferrite in the tool structure.
  • C, Cr, Mn, Mo, W, etc. it imparts excellent hardenability to tool materials, forming a martensite-based structure even when the cooling rate during hardening is slow, preventing a decrease in toughness. It is an effective element for preventing.
  • it since it also improves the essential toughness of the matrix, it may be added as necessary in the present invention. When added, it may be added in an amount of less than 0.1%, but it is preferably added in an amount of 0.1% or more.
  • Co 0-1.0% Since Co reduces toughness, it is preferably 1.0% or less. On the other hand, Co forms an extremely dense and highly adhesive protective oxide film on the surface of the hot tool when the temperature rises during use. This oxide film prevents metal contact with the mating material, suppresses temperature rise on the tool surface, and provides excellent wear resistance. Therefore, Co may be added as necessary. When added, it may be less than 0.3%, but preferably 0.3% or more.
  • Nb 0-0.3% Since Nb causes a decrease in machinability and toughness, it is preferably 0.3% or less. On the other hand, Nb forms carbides and has the effect of strengthening the base and improving wear resistance. Moreover, it has the effect of increasing resistance to temper softening and, like V, suppressing coarsening of crystal grains and contributing to improvement of toughness. Therefore, Nb may be added as necessary. When added, it may be less than 0.01%, but preferably 0.01% or more.
  • the main elements that may remain in steel as unavoidable impurities are Cu, Al, Ca, Mg, O (oxygen), N (nitrogen), etc.
  • the content of these elements is preferably as low as possible. However, on the other hand, it may be contained in a small amount in order to obtain additional effects such as controlling the morphology of inclusions, improving other mechanical properties, and improving manufacturing efficiency. In this case, it is sufficient that Cu ⁇ 0.25%, Al ⁇ 0.025%, Ca ⁇ 0.01%, Mg ⁇ 0.01%, O ⁇ 0.01%, N ⁇ 0.03%. is the preferred regulatory upper limit of the present invention.
  • Hot work tool steel with an annealed structure is usually made from a steel ingot or a steel billet obtained by blooming a steel ingot as a starting material, which is then subjected to various hot workings and heat treatments to form a specified forged material.
  • This forged material is annealed and finished into a desired shape, such as a block shape.
  • FIG. 1 shows a schematic diagram for explaining the manufacturing method of the present invention (in the schematic diagram, the "shaded" surface of the steel piece or forged material is a common surface between each process). Note that the present invention is suitable for a method of manufacturing large-sized hot work tool steel having a cross-sectional area of 200,000 mm 2 or more.
  • a more preferable cross-sectional area is 300,000 mm 2 or more.
  • the aspect ratio in the cross section of the hot work tool steel is preferably 2 to 3.
  • the "cross-sectional area" in the present invention can be defined as the area of a cross-section perpendicular to the longitudinal direction of the forged material.
  • a blooming forging step is carried out in which a steel ingot obtained by casting is heated to 1100 to 1250° C. and then hot forged to obtain a steel billet.
  • the larger the size of the steel ingot obtained by casting the slower the solidification rate and the growth of coarse dendrites.
  • the heating temperature in the blooming forging process of the present invention is set to 1100 to 1250°C. Note that upsetting forging may be carried out during the blooming forging process depending on the cross-sectional area of the steel ingot and the cross-sectional area of the hot tool steel to be finally obtained.
  • annealing temperature at this time is preferably 600°C or higher. More preferably, the annealing temperature is higher than the austenite transformation point and lower than 900°C. Once the ferrite structure is transformed into the austenite structure, the effect of adjusting the crystal grain size can be expected.
  • the upsetting forming ratio is the ratio of the length L 1 of the steel billet shown in FIG. 1 to the length L 2 of the steel billet after upsetting, and is expressed by the formula 1/(L 2 /L 1 ). You can ask for it.
  • a preferable upper limit of the heating temperature in the first finish forging step is 1000°C.
  • a more preferable upper limit is 990°C.
  • the subsequent finish forging step is preferably carried out at a temperature below which the aforementioned pinning carbide is sufficiently present.
  • the lower limit temperature is preferably a temperature equal to or higher than the austenite transformation point. In the case of SKD61, which is a representative steel type of hot work tool steel, the austenite transformation point is around 850°C, so in the present invention, the lower limit of the heating temperature in the first finish forging step is set to 850°C.
  • the upsetting forging forming ratio in the first finish forging step is 1.6 or more. If the upsetting forging forming ratio is small, a sufficient cross-sectional area of the intermediate forging material after upsetting cannot be obtained. It becomes difficult to obtain a forged material with a large cross-sectional size. Although there is no upper limit for the upsetting forging ratio, if the cross-sectional area increases too much by increasing the forging ratio. Since the load required for forging increases and exceeds the pressing force of the forging machine, it can be set to about 2.0, for example. After upsetting forging, the shape is formed into an intermediate forging having a cross-sectional area necessary to obtain an actual forging forming ratio of 2.0 to 4.0 in accordance with the size of the forging obtained in the second finishing step.
  • a second finishing forging process is performed in which the intermediate forging material obtained through the first finishing forging process is subjected to solid forging with a solid forging forming ratio of 2.0 to 4.0 to obtain a forging material. do.
  • the actual forging forming ratio is the ratio of the cross-sectional area A 3 of the intermediate forging material shown in FIG. 1 to the cross-sectional area A 4 after the second finish forging step, and can be determined by the formula A 3 /A 4 .
  • This second finish forging may be started immediately after the first finish forging step is completed, but it may also be carried out after being placed in a heating furnace, reheated, and held. Note that there is no problem even if the temperature at which the second finish forging is performed is different from the temperature for the first finish forging. Preferably, it is carried out at the same temperature as the first finish forging temperature or at a lower temperature.
  • the forged material after the second finish forging step is annealed at a temperature equal to or higher than the austenite transformation point.
  • This step removes residual stress from the forged material after hot plastic working and sufficiently lowers the hardness, making it easier to machine into the shape of a hot tool such as a mold, which will be described later.
  • the annealing temperature at this time is preferably higher than the austenite transformation point and lower than 900°C.
  • the annealing temperature is too high, for example, solid solution of carbides in the forged material structure to the base will proceed, and during subsequent cooling from the annealing temperature, the carbides will preferentially re-precipitate at grain boundaries, resulting in the final It may have a negative effect on the carbide distribution in the product structure.
  • the manufacturing method of the present invention it is preferable to perform soaking in which the steel ingot is heated to 1250° C. or higher before the blooming forging step.
  • the components are diluted in the initially solidified region, and the components are concentrated in the most solidified region, and coarse eutectic carbides are formed.
  • the eutectic carbides become coarser and the segregation of components worsens.
  • the temperature is too high, a part of the steel ingot will melt and a liquid phase will be formed, making it impossible to maintain the shape of the steel ingot, so it is preferable to set the upper limit for each component of the material.
  • the soaking process can also serve as the process.
  • the temperature is low, the effects of solid solution and segregation diffusion of eutectic carbides are small, so it is preferable to carry out the heating at a temperature equal to or higher than the heating temperature of the blooming forging process.
  • the hot work tool steel (forged material) of the present invention obtained by the production method of the present invention has a large size with a cross-sectional area perpendicular to the longitudinal direction of 200,000 mm 2 or more (preferably 300,000 mm 2 or more), but has an annealed structure.
  • the grain size (D90) when the cumulative cross-sectional area is 90% of the total cross-sectional area is 25 ⁇ m in equivalent circle diameter. It has the following particle size distribution.
  • the prior austenite grain size after quenching and tempering is reduced to, for example, No. A fine structure of 9.0 or more can be stably obtained.
  • a preferable upper limit of D90 is 22 ⁇ m, and a more preferable upper limit of D90 is 20 ⁇ m.
  • the ferrite crystal grains of the present invention are obtained by taking a sample from the center of a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the forged material, and forming an area of 400 ⁇ m x 400 ⁇ m on a plane parallel to the longitudinal direction (forging direction) of the sample. can be measured. This is because in the case of a forged material with a large cross-sectional area, crystal grains tend to become coarse in the center of the cross-section. Furthermore, if crystal grain refinement by recrystallization or phase transformation is insufficient, coarse grains extending in the forging direction may remain, and this can be confirmed by observing parallel surfaces.
  • the above measurements are performed on two or more cross sections of the forged material. Furthermore, it is preferable that the two or more cross sections include cross sections of both ends of the forged material after cutting the ends.
  • the above-mentioned ends are unnecessary parts that are not suitable for the product and are usually cut off.
  • the annealed structure according to the present invention is a structure containing carbides, the carbides act as pinning particles that suppress coarsening of austenite crystal grains during quenching and heating, further suppressing the growth of austenite crystals. These carbides exist as undissolved carbides in the structure in which the prior austenite grain size has been refined in the hot tool after quenching and tempering.
  • the "annealed structure" in the present invention refers to a structure obtained by an annealing treatment, and is preferably a structure whose hardness is softened to, for example, about 150 to 230 HBW in terms of Brinell hardness.
  • the hot work tool steel obtained by the manufacturing method of the present invention is prepared into a martensitic structure with a predetermined hardness by quenching and tempering, and is prepared into a hot work tool product. Then, the hot work tool steel is shaped into a hot work tool by various machining processes such as cutting and drilling.
  • the processing is preferably performed in a state where the material has low hardness (annealed state) before quenching and tempering. In this case, finishing processing may be performed after the quenching and tempering. Further, depending on the case, processing may be performed in a pre-hardened state after the quenching and tempering.
  • the temperature of this quenching and tempering varies depending on the composition of the material, the target hardness, etc., but it is preferable that the quenching temperature is approximately 1000 to 1100°C, and the tempering temperature is approximately 500 to 650°C. If the quenching temperature is high, the above-mentioned pinning carbide becomes solid solution in the matrix and crystal grain growth occurs, so it is preferable to set the temperature at which the pinning carbide sufficiently remains.
  • 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 48HRC or less
  • a 10 t steel ingot having the composition shown in No. 11 in Table 1 was melted using a melting furnace. After soaking this steel ingot at a temperature of 1250°C or higher, it is subjected to blooming at 1160°C, and then annealed at 870°C to obtain a steel billet with a thickness of 700 mm x width of 1090 mm x length of 1680 mm, This steel piece was subjected to the process shown in No. 11 in Table 2, and the obtained forged material was annealed at 870°C to obtain a hot work tool steel as a comparative example.
  • the cross-sectional structures of the hot work tool steels (samples) No. 1 to No. 3 and No. 11 produced were observed.
  • the cross-sections observed were obtained by cutting unnecessary parts from both ends of the steel material.
  • the samples were sliced at a position of about 15 mm from both end faces so as to include the obtained cross-sections, and two plate-shaped test pieces were taken.
  • a test piece was cut out at a distance of about 10 mm to 20 mm from the center of the plate-shaped test piece, and a surface parallel to the forging direction (i.e., the length direction of the sample) was observed.
  • the 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 work tool steels No. 1 and No. 11 were almost entirely occupied by ferrite phase, and ferrite crystal grains occupied more than 99 area % of the observed cross section.
  • FIG. 6 shows the particle size distribution at one end surface of samples No. 1 and No. 11.
  • the vertical axis represents the cumulative cross-sectional area (%) of the crystal grains
  • the horizontal axis represents the equivalent circular diameter of the crystal grains. From the measurement results, No. 1 and No. 1 manufactured by the present invention. 2.No. The equivalent circle diameters where the cumulative cross-sectional area of No.
  • hot work tool steel is 90% (d90) of the total cross-sectional area are 18 ⁇ m, 18 ⁇ m, and 19 ⁇ m at the above one end surface, and 18 ⁇ m, 17 ⁇ m, and 15 ⁇ m at the other end surface, respectively. This was confirmed.
  • the equivalent circle diameter at which the cumulative cross-sectional area of hot work tool steel No. 11 obtained by the manufacturing method of Comparative Example is 90% (d90) of the total cross-sectional area is 30 ⁇ m at one end surface and 24 ⁇ m at the other end surface. Met. From the above, it was confirmed that the hot work tool steel of the example of the present invention had a finer structure than that of the comparative example.

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Abstract

断面サイズの大きくても微細な焼鈍組織を有する熱間工具鋼の製造方法を提供する。　断面積２０００００ｍｍ２以上の熱間工具鋼を得る、熱間工具鋼の製造方法であって、鋼塊を１１００～１２５０℃に加熱した後、熱間鍛造して鋼片を得る分塊鍛造工程と、前記鋼片を８５０～１０２０℃に加熱して、据込鍛錬成形比１．６以上の据込鍛造を行って中間鍛造材を得る、第１仕上鍛造工程と、前記中間鍛造材に実体鍛錬成形比２．０～４．０の実体鍛造を行って鍛造材を得る、第２仕上鍛造工程とを有する、熱間工具鋼の製造方法および熱間工具鋼。

Description

熱間工具鋼の製造方法および熱間工具鋼
　本発明は、熱間工具鋼の製造方法および熱間工具鋼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。そして熱間工具に適用される材料（熱間工具鋼）としては、例えばＪＩＳ鋼種であるＳＫＤ６１系の合金工具鋼が知られている。このような熱間工具鋼は、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鍛造材とし、この鍛造材に焼鈍処理を行って製造される。そして製造された熱間工具鋼は、硬さの低い焼鈍状態で、所望の熱間工具形状に機械加工する工程に移る。
　熱間工具の形状に機械加工された熱間工具鋼は、焼入れ焼戻しによって所定の使用硬さに調整された後、仕上げ加工を行うことが一般的である。焼入れとは、前記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。
　上述した熱間工具鋼の特性を向上させるために、熱間工具鋼の製造方法について様々な検討がなされている。例えば特許文献１には、優れた靭性を得るために、Ｃｒを質量％で３～６％含有する熱間工具鋼のインゴットに対して直交する３方向のうちの少なくとも何れか１方向に一連の熱間鍛造加工を施しひずみを導入した上で、１２００～１３００℃の温度条件で６時間以上かけてソーキングを行うことを特徴とする熱間工具鋼の製造方法が開示されている。
　ところで、熱間工具の靱性は、前記マルテンサイト組織を微細にすることで向上できることが知られている。具体的には、前記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を微細にすることである。そして、前記旧オーステナイト粒径を微細にする手法として、前記焼入れ前の熱間工具材料の時点で、その焼鈍組織を操作しておくことが有効であり、例えば本願出願人は特許文献２において、前記焼鈍組織を「断面中のフェライト結晶粒を、該フェライト結晶粒の断面積を基準としたオーバサイズの累積分布において、累積断面積が全断面積の９０％のときの粒径が円相当径で２５μｍ以下の粒径分布を有する焼鈍組織」とする手法を提案している。
特開２００７－１００１９４号公報 国際公開第２０１５／１８２５８６号
　特許文献２には、優れた靭性を有する熱間工具鋼を得るための焼鈍組織が規定されている。ただし、該当する組織を得るために加工比(断面積比)で５ｓ以上という実体鍛錬を要しており、鋼塊のサイズから鍛造によって得られる鍛造材のサイズに制限があるため、断面サイズが大きな鍛造材に対して加工比を増やせなかった場合、微細な焼鈍組織を得ることが困難であった。
　鋼塊の断面積よりも大きな断面積を有する鍛造材を製造するための手段として、ＪＩＳ－Ｇ－７１０１に記されている据込鍛造が知られている。ただし、通常、据込時の温度は１２００℃を超えるような高温で実施される事が多く、ただちに結晶粒成長が起きるため微細な組織を得ることが困難であった。このような鍛造時の課題について特許文献１および特許文献２に記載は無く、検討の余地が残されている。
　よって本発明の目的は、断面サイズが大きくても微細な焼鈍組織を有する熱間工具鋼の製造方法を提供することである。
　本発明者は、断面積が大きく、かつ微細な組織を有する熱間工具鋼を得るために、前述する据込鍛造を実施するタイミングおよび温度、鍛造比を適正化することで、微細な焼鈍組織を得られる条件を見出し本発明に到達した。
　すなわち本発明の一態様は、断面積２０００００ｍｍ２以上の熱間工具鋼を得る、熱間工具鋼の製造方法であって、鋼塊を１１００～１２５０℃に加熱した後、熱間鍛造して鋼片を得る分塊鍛造工程と、前記鋼片を８５０～１０２０℃に加熱して、据込鍛錬成形比１．６以上の据込鍛造を行って中間鍛造材を得る、第１仕上鍛造工程と、前記中間鍛造材に実体鍛錬成形比２．０～４．０の実体鍛造を行って鍛造材を得る、第２仕上鍛造工程、からなる熱間工具鋼の製造方法である。
　前記の分塊鍛造工程の前に、鋼塊を１２５０℃以上で加熱するソーキング工程を有することが好ましい。
　本発明の他の一態様は、断面積２０００００ｍｍ２以上であり、組織断面中のフェライト結晶粒が、該フェライト結晶粒の断面積を基準としたオーバサイズの累積分布において、累積断面積が全断面積の９０％のときの粒径が円相当径で２５μｍ以下の粒径分布を有する、熱間工具鋼である。
　本発明によれば、断面サイズが大きくても微細な焼鈍組織を有する熱間工具鋼を提供することが可能である。
本発明の製造方法を説明するための模式図である。 本発明例の熱間工具鋼（試料Ｎｏ．１）の断面組織の光学顕微鏡写真である。 本発明例の熱間工具鋼（試料Ｎｏ．１）の電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で得られた結晶粒界図である。 本発明例の熱間工具鋼（試料Ｎｏ．２）の断面組織の光学顕微鏡写真である。 本発明例の熱間工具鋼（試料Ｎｏ．２）の電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で得られた結晶粒界図である。 本発明例の熱間工具鋼（試料Ｎｏ．３）の断面組織の光学顕微鏡写真である。 本発明例の熱間工具鋼（試料Ｎｏ．３）の電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で得られた結晶粒界図である。 比較例の熱間工具鋼（試料Ｎｏ．１１）の断面組織の光学顕微鏡写真である。 比較例の熱間工具鋼（試料Ｎｏ．１１）の電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で得られた結晶粒界図である。 本発明例および比較例の熱間工具鋼（試料Ｎｏ．１、試料Ｎｏ．２、試料Ｎｏ．３、Ｎｏ．１１）の断面組織に分布するフェライト結晶粒の粒径分布を示す図である。
　本発明の特徴は、分塊鍛造で得た鋼片に、所定の温度で据込み鍛造を行って得られた中間鍛造材に、次の工程では、実体鍛錬比の仕上鍛造を実施することで微細なフェライト粒径の鍛造材を得られるところにある。以下、本発明の構成要件について説明する。
　本発明の製造方法で得られる熱間工具鋼は、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鋼であり、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鋼である。
　本発明の製造方法で得られる熱間工具鋼組織の微細化効果は、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、後述する本発明の製造方法を実施することで達成が可能である。従って、本発明の前記効果の達成のために、熱間工具鋼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、例えば本発明の製造方法に係る熱間工具鋼は、質量％で、Ｃ：０．３～０．５％、Ｃｒ：３．０～６．０％を含む成分組成を有することが好ましく、Ｖ：０．１～１．５％を含む成分組成をさらに有することが好ましい。また本発明の製造方法に係る熱間工具鋼は、Ｃ：０．３～０．５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｃｒ：３．０～６．０％、ＭｏおよびＷは単独または複合で（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：０．５～３．５％、Ｖ：０．１～１．５％、残部Ｆｅおよび不純物の成分組成を有する鋼に適用することが好ましい。以下に上記成分範囲の限定理由について述べる。
　Ｃ：０．３～０．５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、０．３～０．５％とすることが好ましい。
　Ｓｉ：２．０％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、２．０％以下とすることが好ましい。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０．２％未満の添加でもよいが、０．２％以上の添加が好ましい。
　Ｍｎ：１．５％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、１．５％以下とすることが好ましい。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０．１％未満の添加でもよいが、０．１％以上の添加が好ましい。
　Ｐ：０．０５％以下
　Ｐは、通常、各種の熱間工具材料に不可避的に含まれる不純物元素である。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、０．０５％以下に規制することが好ましい。
　Ｓ：０．０５％以下
　Ｓは、通常、各種の熱間工具材料に不可避的に含まれる不純物元素である。そして、前記材料の靱性を劣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、０．０５％以下に規制することが好ましい。一方、Ｓには、前記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、０．０３％未満の添加でもよいが、０．０３％以上の添加が好ましい。
　Ｃｒ：３．０～６．０％
　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、３．０～６．０％とすることが好ましい。そして、より好ましくは５．０％以下である。本発明では、マルテンサイト組織の微細化による靱性向上の効果を得ているので、その効果分のＣｒを下げることが可能である。この場合、例えば、Ｃｒを５．０％以下とすることで、前記高温強度の更なる向上を達成することができる。
　ＭｏおよびＷは単独または複合で（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：０．５～３．５％
　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、前記した効果を得るためには、（Ｍｏ＋１／２Ｗ）の値で０．５％以上の添加が好ましい。但し、多過ぎると被削性や靭性の低下を招くので、（Ｍｏ＋１／２Ｗ）の値で３．５％以下が好ましい。
　Ｖ：０．１～１．５％
　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上記炭化物は、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０．１％以上の添加が好ましい。そして、本発明においては、マルテンサイト組織の微細化を更に進める上で、Ｖを添加することが好ましい。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、１．５％以下とするのが好ましい。
　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：０～１．０％
　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、１．０％以下とすることが好ましい。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、０．１％未満の添加でもよいが、０．１％以上の添加が好ましい。
　Ｃｏ：０～１．０％
　Ｃｏは、靭性を低下させるので、１．０％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、０．３％未満でもよいが、０．３％以上が好ましい。
　Ｎｂ：０～０．３％
　Ｎｂは、被削性や靭性の低下を招くので、０．３％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％未満でもよいが、０．０１％以上が好ましい。
　不可避的不純物として鋼中に残留する可能性のある主な元素は、Ｃｕ、Ａｌ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｏ（酸素）、Ｎ（窒素）等である。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≦０．０１％、Ｍｇ≦０．０１％、Ｏ≦０．０１％、Ｎ≦０．０３％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。
　続いて本発明の製造方法について説明する。焼鈍組織を有した熱間工具鋼は、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鍛造材とし、この鍛造材に焼鈍処理を施して、ブロック形状などの所望の形状に仕上げられる。図１に本発明の製造方法を説明するための模式図を示す（模式図において、鋼片や鍛造材の“網掛け”が施された面が、各工程間で共通する面である）。なお本発明は、断面積が２０００００ｍｍ２以上となる大型の熱間工具鋼の製造方法に適する。より好ましい断面積は３０００００ｍｍ２以上である。また、熱間工具鋼の断面におけるアスペクト比は、２から３が好ましい。ここで本発明における「断面積」とは、鍛造材の長手方向に直交する断面の面積とすることができる。
　＜分塊鍛造工程＞
　まず本発明では、鋳造によって得られた鋼塊を１１００～１２５０℃に加熱した後、熱間鍛造して鋼片を得る、分塊鍛造工程を実施する。通常、鋳造によって得られる鋼塊は鋼塊のサイズが大きくなるほど、凝固速度が遅くなり粗大なデンドライトが成長する。また、最終凝固部には凝固収縮による巣が多く存在する。このデンドライト組織を破壊し、巣を圧着させるために、分塊鋼塊は高温で実施することが好ましいため、本発明の分塊鍛造工程における加熱温度は１１００～１２５０℃とする。なお、鋼塊の断面積と、最終的に得ようとする熱間工具鋼の断面積に合わせて、分塊鍛造工程中に据込鍛造を実施しても良い。
　本発明では分塊鍛造工程に続いて、焼鈍を実施することが好ましい。本工程によって、熱間塑性加工後の鋼片から残留応力を除去することができる。この時の焼鈍温度は６００℃以上とするのが好ましい。さらに好ましくは、焼鈍温度をオーステナイト変態点以上、９００℃以下とするのが良い。一度、フェライト組織からオーステナイト組織に変態させることで、結晶粒径を整える効果が期待できる。
　＜第１仕上鍛造工程＞
　次に、分塊鍛造により得られた前記鋼片を８５０～１０２０℃に加熱して、据込鍛錬成形比１．６以上の据込鍛造を行う第１仕上鍛造工程を実施し、中間鍛造材を得る。据込鍛錬成形比とは、図１に示される鋼片の長さＬ１と据込鍛造後の鋼片の長さＬ２の比であり、１／（Ｌ２／Ｌ１）の式で求めることができる。上述した加熱温度範囲で第１仕上鍛造を実施することで、結晶粒成長を抑制し、再結晶や蓄積されたひずみによって次工程の熱処理時の相変態時の核生成サイトが増加するため組織を微細化できる傾向にある。第１仕上鍛造工程における加熱温度の好ましい上限は、１０００℃である。より好ましい上限は、９９０℃である。以降の仕上鍛造工程は、前述するピン止め炭化物が十分に存在する温度以下で実施することが好ましい。下限の温度はオーステナイト変態点以上の温度であることが好ましい。熱間工具鋼の代表鋼種であるＳＫＤ６１の場合、オーステナイト変態点は８５０℃前後であることから、本発明では第１仕上鍛造工程における加熱温度の下限を８５０℃とした。
　第１仕上鍛造工程における据込鍛錬成形比は１．６以上とする。据込鍛錬成形比が小さいと、据え込み後の中間鍛造材の断面積が十分に得られないため、後述する第２仕上鍛造工程で実体鍛錬成形比２．０～４．０とした際に断面サイズの大きな鍛造材を得ることが困難になる。据込鍛錬成形比の上限は設けないが、鍛錬成形比を大きくして断面積が増加しすぎると。鍛造に要する荷重が増加して鍛造機の加圧力を超えてしまうため、例えば２．０程度に設定することができる。据え込み鍛造後は、第２仕上工程で得る鍛造材のサイズに合わせて、実体鍛錬成形比２．０～４．０を得るために必要な断面積を有する中間鍛造材に形状を成形する。
　＜第２仕上鍛造工程＞
　本発明の製造方法では、第１仕上鍛造工程を経て得られた中間鍛造材に実体鍛錬成形比２．０～４．０の実体鍛造を行って鍛造材を得る、第２仕上鍛造工程を実施する。実体鍛錬成形比とは、図１に示される中間鍛造材の断面積Ａ３、第２仕上鍛造工程後の断面積Ａ４の比であり、Ａ３／Ａ４の式で求めることができる。この第２仕上鍛造は、第１仕上鍛造工程が完了した後、直ちに開始しても良いが、加熱炉に投入して再加熱、保持してから実施しても良い。なお、第２仕上鍛造を実施する温度は、第１仕上鍛造の温度と異なる温度でも問題ない。好ましくは、第１仕上鍛造温度と同じ温度か、低い温度で実施すると良い。
　本発明の熱間工具鋼の製造方法は、第２仕上鍛造工程後の鍛造材にオーステナイト変態点以上の温度で焼鈍を行うことが好ましい。本工程によって、熱間塑性加工後の鍛造材から残留応力を除去し、十分に硬さを下げることで後述する金型などの熱間工具の形状へ機械加工を施すことが容易になる。そして、このときの焼鈍温度はオーステナイト変態点以上、９００℃以下とすることが好ましい。焼鈍温度が高すぎると、例えば、鍛造材組織中の炭化物の基地への固溶が進み、その後の焼鈍温度からの冷却中に炭化物が結晶粒界に優先的に再析出して、最終的な製品組織中における炭化物分布に悪影響を与える可能性がある。
　本発明の製造方法では、分塊鍛造工程の前に、鋼塊を１２５０℃以上で加熱するソーキングを実施することが好ましい。通常、鋼が凝固するときに、初期凝固部は成分が希薄となり、最凝固部には成分が濃化すると共に粗大な共晶炭化物が形成される。さらに鋼塊サイズが大きくなり凝固の冷却速度が遅くなるほど、共晶炭化物が粗大になり成分の偏析が悪化する。１２５０℃以上の加熱をすることで基地に共晶炭化物を固溶させ、成分を拡散させる効果が期待できる。特に上限の温度は設けないが、温度が高すぎると鋼塊の一部が溶解して液相が形成され、鋼塊の形状が維持できなくなるため、材料の成分毎に設定することが好ましい。
　なお、前述の分塊鍛造工程のために鋼塊を加熱、保持していく過程で同様の効果が期待できるため、ソーキング工程はそれと兼ねることも可能である。ただし、温度が低いと共晶炭化物の固溶や偏析拡散の効果が小さいため、分塊鍛造工程の加熱温度以上で実施することが好ましい。
　本発明の製造方法により得られる本発明の熱間工具鋼（鍛造材）は、長手方向に直交する断面の面積が２０００００ｍｍ２以上（好ましくは３０００００ｍｍ２以上）と大型サイズでありながら、焼鈍組織の断面中のフェライト結晶粒が、該フェライト結晶粒の断面積を基準としたオーバサイズの累積分布において、累積断面積が全断面積の９０％のときの粒径（Ｄ９０）が円相当径で２５μｍ以下の粒径分布を有するものである。これにより焼入れ焼戻し後の旧オーステナイト粒径が、例えばＮｏ．９．０以上の微細な組織を安定して得ることができる。好ましいＤ９０の上限は２２μｍであり、より好ましいＤ９０の上限は２０μｍである。ここで本発明のフェライト結晶粒は、鍛造材の長手方向に直交する断面の中央部から試料を採取して、採取した試料の長手方向（鍛造方向）と平行な面の４００μｍ×４００μｍの領域を測定することができる。これは、断面積が大きい鍛造材の場合、その断面の中央部で結晶粒が粗大化しやすいことによる。また、再結晶や相変態による結晶粒微細化が不十分だと鍛造方向に伸長した粗大粒が残存される場合があり、平行面を観察することでこれを確認することができる。そして、上記の測定を鍛造材の２つ以上の断面で行う。さらに、前記の２つ以上の断面は端部を切断した後の鍛造材の両端部の断面を含むことが好ましい。上記の端部は、製品に適さない点で、通常切断除去される不要部分である。なお、本発明に係る前記焼鈍組織が炭化物を含む組織であると、この炭化物が焼入れ加熱中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いて、オーステナイト結晶の成長をさらに抑制する。そして、これらの炭化物は、焼入れ焼戻し後の熱間工具において、その旧オーステナイト粒径が微細化された組織中に、未固溶炭化物として存在する。ここで、本発明における「焼鈍組織」とは、焼鈍処理によって得られる組織のことを示し、好ましくは、硬さが、例えば、ブリネル硬さで１５０～２３０ＨＢＷ程度に軟化された組織である。
　本発明の製造方法により得られる熱間工具鋼は、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、前記熱間工具鋼は、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。前記加工のタイミングは、焼入れ焼戻し前の、前記材料の硬さが低い状態（焼鈍状態）で行うことが好ましい。この場合、前記焼入れ焼戻し後に仕上げの加工を行ってもよい。また、場合によっては、前記焼入れ焼戻しを行った後のプリハードン状態で加工してもよい。
　この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。焼入れ温度が高いと前述するピン止め炭化物が基地に固溶して結晶粒成長が起きるため、ピン止め炭化物が十分に残存する温度にすることが好ましい。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
　溶解炉を用いて、表１のＮｏ.１～Ｎｏ．３に示す成分組成を有する１０ｔの鋼塊を溶製した。この鋼塊に１２５０℃以上の温度に保持するソーキングを行った後、１１６０℃で分塊加工し、その後に８７０℃で焼鈍して、厚さ８２０ｍｍ×幅８２０ｍｍ×長さ１９００ｍｍの鋼片とし、この鋼片に表２のＮｏ.１～Ｎｏ．３に示す工程を施し得られた鍛造材に８７０℃の焼鈍を行って、本発明例となる熱間工具鋼を得た。
　また、溶解炉を用いて、表１のＮｏ.１１に示す成分組成を有する１０ｔの鋼塊を溶製した。この鋼塊に１２５０℃以上の温度に保持するソーキングを行った後、１１６０℃で分塊加工し、その後に８７０℃で焼鈍して、厚さ７００ｍｍ×幅１０９０ｍｍ×長さ１６８０ｍｍの鋼片とし、この鋼片に表２のＮｏ.１１に示す工程を施し、得られた鍛造材に８７０℃の焼鈍を行って、比較例となる熱間工具鋼を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　続いて製造した熱間工具鋼（試料）Ｎｏ.１～Ｎｏ．３、Ｎｏ.１１の断面組織を観察した。組織観察した断面は、鋼材の両端部から不要部分を切断して得た断面とした。そして得られた断面を含むように試料の両端面から１５ｍｍ程度の位置でスライスして２つの板状試験片を採取した。板状試験片の中心部から１０ｍｍから２０ｍｍ程度の試験片を切出し、鍛造方向（つまり、試料の長さ方向）と平行な面を観察した。観察面をピクリン酸アルコール溶液で組織をエッチングした後に、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、熱間工具鋼Ｎｏ.１、Ｎｏ.１１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。
　次に、試料Ｎｏ.１～Ｎｏ．３、Ｎｏ.１１の断面組織を観察して、該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１．０μｍ）を使用した。測定結果となる各試料の一端面における光学顕微鏡写真と結晶粒界図を図２～５に示す。また、前述の要領に従って、前記結晶粒界図から個々の結晶粒の粒径を読み取り、これを円相当径に換算して（面積円相当径）、前記円相当径によるフェライト結晶粒の粒径分布を確認した。試料Ｎｏ.１、Ｎｏ.１１の一端面における粒径分布を図６に示す。なお図６において、縦軸が結晶粒の累積断面積（％）であり、横軸が結晶粒の円相当径である。測定結果より、本発明で製造されたＮｏ.１、Ｎｏ．２、Ｎｏ．３の熱間工具鋼の累積断面積が全断面積の９０％（ｄ９０）の円相当径は、上記一端面でそれぞれ１８μｍ、１８μｍ、１９μｍであり、他端面でもそれぞれ１８μｍ、１７μｍ、１５μｍであることが確認できた。一方、比較例の製造方法で得られた熱間工具鋼Ｎｏ.１１の累積断面積が全断面積の９０％（ｄ９０）の円相当径は、上記一端面で３０μｍであり、他端面で２４μｍであった。以上より、本発明例の熱間工具鋼は比較例よりも微細な組織を有していることが確認できた。
　１　分塊鍛造後の鋼片
　２　第１仕上鍛造中の据込鍛造後の中間鍛造材
　３　第１仕上鍛造後の中間鍛造材
　４　第２仕上鍛造後の鍛造材
 

 

Claims (3)

  1. 　断面積が２０００００ｍｍ２以上の熱間工具鋼を得る、熱間工具鋼の製造方法であって、鋼塊を１１００～１２５０℃に加熱した後、熱間鍛造して鋼片を得る分塊鍛造工程と、前記鋼片を８５０～１０２０℃に加熱して、据込鍛錬成形比１．６以上の据込鍛造を行って中間鍛造材を得る、第１仕上鍛造工程と、前記中間鍛造材に実体鍛錬成形比２．０～４．０の実体鍛造を行って、長手方向に直交する断面の面積が２０００００ｍｍ２以上の鍛造材を得る、第２仕上鍛造工程とを有する、熱間工具鋼の製造方法。
     
  2. 　前記分塊鍛造工程の前に、鋼塊を１２５０℃以上で加熱するソーキング工程を有する、請求項１に記載の熱間工具鋼の製造方法。
     
  3. 　長手方向に直交する断面の面積が２０００００ｍｍ２以上であり、前記断面中のフェライト結晶粒が、該フェライト結晶粒の断面積を基準としたオーバサイズの累積分布において、累積断面積が全断面積の９０％のときの粒径が円相当径で２５μｍ以下の粒径分布を有する、熱間工具鋼。

     
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