冷作工具材料及冷作工具的制造方法

摘要

提供一种以宽范围的回火温度得到高硬度的冷作工具材料和使用其的冷作工具的制造方法。一种冷作工具材料，其具有以质量％计含有C：0.65～2.40％、Cr：5.0～15.0％、Mo及W以单独或复合计(Mo+1/2W)：0.50～4.00％、V：0.10～1.50％、N：超过0.0300％且为0.0800％以下，通过淬火而能够调整为马氏体组织的钢的成分组成，截面的组织的不含圆当量直径超过5.0μm的碳化物的纵90μm横90μm的区域中，圆当量直径超过0.1μm且为2.0μm以下的碳化物A的个数密度为9.0×105mm2以上、圆当量直径超过0.1μm且为0.4μm以下的碳化物B的个数密度为7.5×105个/mm2以上。另外，一种对上述冷作工具材料进行淬火回火的冷作工具的制造方法。

权利要求

1.一种冷作工具材料，其特征在于，具有以质量%计包含C：0.65 2.40%、Cr：5.0 15.0%、~ ~Mo及W以单独或复合计（Mo+1/2W）：0.50 4.00%、V：0.10 1.50%、N：超过0.0300%且为0.0800%~ ~以下，通过淬火而能够调整为马氏体组织的钢的成分组成，

截面的组织的不含圆当量直径超过5.0μm的碳化物的纵90μm横90μm的区域中，圆当量直径超过0.1μm且为2.0μm以下的碳化物A的个数密度为9.0×105个/mm2以上、圆当量直径超过0.1μm且为0.4μm以下的碳化物B的个数密度为7.5×105个/mm2以上。

2.根据权利要求1所述的冷作工具材料，其特征在于，所述钢的成分组成以质量%计为C：0.65 2.40%、Cr：5.0 15.0%、Mo及W以单独或复合计（Mo+1/2W）：0.50 4.00%、V：0.10~ ~ ~ ~

1.50%、N：超过0.0300%且为0.0800%以下、Si：2.00%以下、Mn：1.50%以下、P：0.050%以下、S：

0.0500%以下，Ni：0 1.00%、Nb：0 1.50%，余量为Fe及杂质。

~ ~

3.根据权利要求1或2所述的冷作工具材料，其特征在于，所述区域中，所述碳化物B的个数在所述碳化物A的个数中所占的比率为65.0%以上。

4.一种冷作工具的制造方法，其特征在于，对权利要求1 3中任一项所述的冷作工具材~料进行淬火回火。

说明书

冷作工具材料及冷作工具的制造方法

技术领域

[0001] 本发明涉及对压制模具、锻造模具、滚轧模具、金属刀具等多种冷作工具最合适的冷作工具材料、使用其的冷作工具的制造方法。

背景技术

[0002] 冷作工具由于一边与硬质的被加工材料接触一边使用，因此需要具备能够耐受该接触的硬度。而且，以往对于冷作工具材料，使用例如为JIS钢种的SKD10、SKD11系的合金工具钢(非专利文献1)。另外，应进一步的硬度提高的要求，提出了改良了上述合金工具钢的成分组成的合金工具钢(专利文献1)。

[0003] 对于冷作工具材料，通常将由钢锭或者对钢锭进行开坯加工得到的钢坯而成的原材料作为起始原料，对其进行各种热加工、热处理而制成规定的钢材，对该钢材进行退火处理，进行精加工。而且，冷作工具材料通常以硬度低的退火状态供给至冷作工具的制造商。供给至制造商的冷作工具材料被机械加工成冷作工具的形状后，通过淬火回火而被调节至规定的使用硬度。而且，通常在被调整至该使用硬度之后，进行精加工的机械加工。另外，有时也根据情况对退火状态的冷作工具材料先进行淬火回火，然后还结合上述的精加工的机械加工而机械加工成冷作工具的形状。淬火是如下的操作：将冷作工具材料(或经机械加工后的冷作工具材料)加热至奥氏体温度区域，对其进行骤冷，由此使组织发生马氏体相变。
因此，对于冷作工具材料的成分组成，通过淬火而能够调整为马氏体组织。

[0004] 然而，已知通过适当地预先对淬火时的马氏体组织进行操作，能够提高冷作工具的硬度。例如，提出了适度地调整淬火时的基体(matrix)中的残留奥氏体量的方法(专利文献2)、适度地调整固溶于淬火时的基体中的Cr量、Mo量的方法(专利文献3、4)。

[0005] 现有技术文献

[0006] 专利文献

[0007] 专利文献1：日本特开平05-156407号公报

[0008] 专利文献2：日本特开2000-73142号公报

[0009] 专利文献3：日本特开2005-325407号公报

[0010] 专利文献4：日本特开2014-145100号公报

[0011] 非专利文献

[0012] 非专利文献1：“JIS-G-4404(2006)合金工具钢钢材”、JIS手册(1)铁钢I，一般财团法人日本标准协会，2013年1月23日，p.1652-1663

发明内容

[0013] 发明要解决的问题

[0014] 通过对专利文献2～4的冷作工具材料进行淬火回火，能够提高冷作工具的硬度。但是，有时若改变回火温度，则硬度降低，从而不能以宽范围的回火温度得到高硬度。回火温度除了由冷作工具的硬度决定以外，还从热处理尺寸变化、残留奥氏体量的调整的方面来决定。因此，利用冷作工具材料以宽范围的回火温度得到高硬度，在能够扩大回火温度的选择范围上是有效的。

[0015] 本发明的目的在于，提供以宽范围的回火温度得到高硬度的冷作工具材料和使用其的冷作工具的制造方法。

[0016] 用于解决问题的方案

[0017] 本发明为一种冷作工具材料，其具有以质量％计包含C：0.65～2.40％、Cr：5.0～15.0％、Mo及W以单独或复合计(Mo+1/2W)：0.50～4.00％、V：0.10～1.50％、N：超过
0.0300％且为0.0800％以下，通过淬火而能够调整为马氏体组织的钢的成分组成，[0018] 截面的组织的不含圆当量直径超过5.0μm的碳化物的纵90μm横90μm的区域中，圆当量直径超过0.1μm且为2.0μm以下的碳化物A的个数密度为9.0×105个/mm2以上、圆当量直径超过0.1μm且为0.4μm以下的碳化物B的个数密度为7.5×105个/mm2以上。

[0019] 优选为一种冷作工具材料，其中，上述钢的成分组成以质量％计包含C：0.65～2.40％、Cr：5.0～15.0％、Mo及W以单独或复合计(Mo+1/2W)：0.50～4.00％、V：0.10～
1.50％、N：超过0.0300％且为0.0800％以下、Si：2.00％以下、Mn：1.50％以下、P：0.050％以下、S：0.0500％以下、Ni：0～1.00％、Nb：0～1.50％，余量为Fe及杂质。

[0020] 另外，优选为一种冷作工具材料，其中，上述纵90μm横90μm的区域中，碳化物B的个数在碳化物A的个数中所占的比率为65.0％以上。

[0021] 而且，本发明为一种冷作工具的制造方法，其中，对上述本发明的冷作工具材料进行淬火回火。

[0022] 发明的效果

[0023] 根据本发明，能够提供以宽范围的回火温度得到高硬度的冷作工具材料。

附图说明

[0024] 图1为示出本发明的冷作工具材料的截面组织的一例的光学显微镜照片。

[0025] 图2为示出用EPMA(电子射线显微分析仪)对本发明的冷作工具材料的截面组织的一例中不含圆当量直径超过5.0μm的碳化物的区域进行了分析时的C(碳)的元素映射图像。

[0026] 图3为示出基于形成了碳化物的C量对图2进行二值化处理而得到的图像的图。

[0027] 图4为以每一碳化物的圆当量直径范围(横轴)计归纳碳化物的个数(纵轴)来表示在本发明例及比较例的冷作工具材料的截面组织的一例中不含圆当量直径超过5.0μm的碳化物的区域的碳化物分布的图。

[0028] 图5为对于将本发明例及比较例的冷作工具材料淬火后，在低温(100～300℃)下进行回火而制作的冷作工具的一例，示出其每一回火温度的硬度的图。

[0029] 图6为对于将本发明例及比较例的冷作工具材料淬火后，在高温(450～540℃)下进行回火而制作的冷作工具的一例，示出其每一回火温度的硬度的图。

[0030] 图7为以每一碳化物的圆当量直径的范围(横轴)计归纳碳化物的个数(纵轴)来表示在本发明例及比较例的冷作工具材料的截面组织的一例中不含圆当量直径超过5.0μm的碳化物的区域的碳化物分布的图。

[0031] 图8为对于将本发明例及比较例的冷作工具材料淬火后，在低温(100～300℃)下进行回火而制作的冷作工具的一例，示出其每一回火温度的硬度的图。

[0032] 图9为对于将本发明例及比较例的冷作工具材料淬火后，在高温(450～560℃)下进行回火而制作的冷作工具的一例，示出其每一回火温度的硬度的图。

具体实施方式

[0033] 本发明人对给淬火回火时的硬度带来影响的冷作工具材料的组织中的因素进行了研究。结果发现，存在于组织中的碳化物中、接下来的淬火时固溶于基体中的“固溶碳化物”的分布状态给淬火回火时的硬度带来很大影响。而且发现，通过调整上述固溶碳化物的分布状态，不用基于特定的回火温度，而能以宽范围的回火温度维持高硬度，从而实现了本发明。以下对本发明的各技术特征进行说明。

[0034] (1)本发明的冷作工具材料具有包含碳化物的组织、且进行淬火回火而使用。

[0035] 本发明的冷作工具材料，为了在进行淬火回火时以宽范围的回火温度维持高硬度，其组织具有碳化物。而且，该组织例如为退火组织。退火组织为通过退火处理(例如，750～900℃的退火处理)而得到的组织，优选硬度软化为例如以布氏硬度计为150～255HBW左右的组织。而且，通常为铁素体相、在该铁素体相中混合了珠光体、渗碳体(Fe3C)而成的组织。另外，冷作工具材料的情况下，通常该退火组织中包含C与Cr、Mo、W、V等结合而成的碳化物。而且，这些碳化物有在接下来的工序的淬火中不固溶于基体中的“未固溶碳化物”和在接下来的工序的淬火中固溶于基体中的“固溶碳化物”。

[0036] (2)本发明的冷作工具材料具有以质量％计包含C：0.65～2.40％、Cr：5.0～15.0％、Mo及W以单独或复合计(Mo+1/2W)：0.50～4.00％、V：0.10～1.50％、N：超过
0.0300％且为0.0800％以下，通过淬火而能够调整为马氏体组织的钢的成分组成。

[0037] 冷作工具材料通常将由钢锭或对钢锭进行开坯加工得到的钢坯而成的原材料作为起始原料，对其进行各种热加工、热处理而制成规定的钢材，对该钢材实施退火处理，精加工成块形状。而且，如上所述，以往将通过淬火回火而显现马氏体组织的原材料用于冷作工具材料。马氏体组织对于奠定各种冷作工具的绝对机械特性而言是必要的组织。作为这样的冷作工具材料的原材料，例如各种冷作工具钢是代表性的。冷作工具钢能够在其表面温度截至大致200℃以下的环境下使用。而且，可以代表性地将例如属于JIS-G-4404的“合金工具钢钢材”的标准钢种、其它已提出的钢种应用于这些冷作工具钢的成分组成。另外，根据需要也可以添加除上述冷作工具钢中规定的以外的元素种类。

[0038] 而且，如果为冷作工具材料的组织经淬火回火而显现马氏体组织的原材料，然后通过该组织满足后述(3)的要件、优选在其基础上还满足(4)的要件，则能够实现本发明的“以宽范围的回火温度得到高硬度”这样的效果(以下，称为“硬度的稳定性效果”)。而且，为了以高水平获得本发明的硬度的稳定性效果，在显现马氏体组织的钢的成分组成中，在有助于冷作工具的硬度的“绝对值”的提高的C及Cr、Mo、W、V的碳化物形成元素的含量的基础上进而预先决定N(氮)的含量是有效的。具体而言为以质量％计包含C：0.65～2.40％、Cr：5.0～15.0％、Mo及W以单独或复合计(Mo+1/2W)：0.50～4.00％、V：0.10～1.50％、N：超过
0.0300％且为0.0800％以下的钢的成分组成。

[0039] 通过预先提高冷作工具的硬度的绝对值，在该基础上，本发明的硬度的稳定性效果协同地作用，能够得到在“高硬度”和“稳定的硬度”这两方面机械特性优异的冷作工具。关于构成本发明的冷作工具材料的成分组成的各种元素，如下。

[0040] ·C：0.65～2.40质量％(以下，简记为“％”)

[0041] C是一部分固溶于基体中而对基体赋予硬度、一部分形成碳化物从而提高耐磨耗性、抗咬(seizure)性的冷作工具材料的基本元素。另外，将作为间隙原子而固溶的C和Cr等与C亲和性大的代位原子一起添加时，还可以期待I(间隙原子)-S(代位原子)效果(起到溶质原子的拖拽阻力的作用、使冷作工具高强度化的作用)。但是，过度的添加会导致由未固溶碳化物的过度的增加导致的韧性的降低。因此，设为0.65～2.40％。优选为0.80％以上。更优选为1.00％以上。进一步优选为1.30％以上。另外，优选为2.10％以下。更优选为
1.80％以下。进一步优选为1.60％以下。

[0042] ·Cr：5.0～15.0％

[0043] Cr是用于提高淬火性的元素。另外，是形成碳化物从而对耐磨耗性的提高有效果的元素。而且，是还有助于回火软化阻力的提高的冷作工具材料的基本元素。但是，过度的添加会形成粗大的未固溶碳化物从而导致韧性的降低。因此，设为5.0～15.0％。优选为14.0％以下。更优选为13.0％以下。另外，优选为7.0％以上。更优选为9.0％以上。进一步优选为10.0％以上。

[0044] ·Mo及W以单独或复合计(Mo+1/2W)：0.50～4.00％

[0045] Mo及W是通过回火而使微细碳化物析出或凝聚，从而对冷作工具赋予强度的元素。Mo及W可以以单独或复合计添加。而且，对于此时的添加量，由于W的原子量是Mo的约2倍，因此能够用由(Mo+1/2W)式定义的Mo当量一起规定(当然，可以仅添加任一者，也可以同时添加两者)。而且，为了得到上述效果，以(Mo+1/2W)的值计添加0.50％以上。优选为0.60％以上。但是，若过多，则导致切削性、韧性的降低，因此以(Mo+1/2W)的值计设为4.00％以下。优选为3.00％以下。更优选为2.00％以下。进一步优选为1.50％以下。特别优选为1.00％以下。

[0046] ·V：0.10～1.50％

[0047] V具有形成碳化物从而强化基体、提高耐磨耗性、回火软化阻力的效果。而且，分布于组织中的V的碳化物起到抑制淬火加热时的奥氏体晶粒的粗大化的“钉扎颗粒”的作用，也有助于韧性的提高。为了得到这些效果，V设为0.10％以上。优选为0.20％以上。更优选为0.40％以上。而且，本发明的情况下，为了即使形成后述固溶碳化物也可以起作用，也可以添加0.60％以上的V。但是，若过多，则会导致切削性、由碳化物自身的增加导致的韧性的降低，因此设为1.50％以下。优选为1.00％以下。更优选为0.90％以下。

[0048] ·N：超过0.0300％且为0.0800％以下

[0049] N为与Cr、V等与N亲和性大的代位原子一起添加时使微细的碳化物或碳氮化物析出从而提高耐磨耗性、抗咬性的元素。但是，过度的添加会导致由粗大的氮化物或碳氮化物的增加导致的韧性的降低。因此，设为超过0.0300％且为0.0800％以下。优选为0.0310％以上。更优选为0.0320％以上。进一步优选为0.0330％以上。特别优选为0.0340％以上。另外，优选为0.0700％以下。更优选为0.0600％以下。进一步优选为0.0500％以下。特别优选为0.0400％以下。

[0050] 本发明的冷作工具材料的成分组成可以采用包含上述元素种类的钢的成分组成。另外，可以采用包含上述元素种类、且余量为Fe及杂质的成分组成。而且，除了上述元素种类以外，也可以含有下述元素种类中的1种或2种以上。

[0051] ·Si：2.00％以下

[0052] Si为制钢时的脱氧剂，但若过多，则淬火性会降低。另外，淬火回火后的冷作工具的韧性会降低。因此，优选设为2.00％以下。更优选为1.50％以下。进一步优选为0.80％以下。另一方面，Si具有固溶于工具组织中从而提高冷作工具的硬度的效果。为了获得该效果，优选含有0.10％以上。更优选为0.30％以上。

[0053] ·Mn：1.50％以下

[0054] Mn过多时，会提高基体的粘度，从而降低材料的切削性。因此，优选设为1.50％以下。更优选为1.00％以下。进一步优选为0.70％以下。另一方面，Mn为奥氏体形成元素，具有提高淬火性的效果。另外，通过以非金属夹杂物MnS的形式存在，对于切削性的提高具有较大的效果。为了得到这些效果，优选含有0.10％以上。更优选为0.20％以上。

[0055] ·P：0.050％以下

[0056] P是通常即使不进行添加也会不可避免地包含于各种冷作工具材料中的元素。而且是在回火等热处理时在原奥氏体晶界处偏析而使晶界脆化的元素。因此，为了提高冷作工具的韧性，包括添加的情况在内，优选将P的含量限制为0.050％以下。更优选为0.030％以下。

[0057] ·S：0.0500％以下

[0058] S是通常即使不进行添加也会不可避免地包含于各种冷作工具材料中的元素。而且是在热加工前的原材料阶段使热加工性劣化、在热加工中产生裂纹的元素。因此，为了提高原材料阶段的热加工性，优选将S的含量限制为0.0500％以下。更优选为0.0300％以下。进一步优选为不足0.0100％。

[0059] 另一方面，S具有与上述的Mn结合而以非金属夹杂物的MnS形式存在从而提高切削性的效果。为了获得该效果，S的含量可以超过0.0300％。

[0060] ·Ni：0～1.00％

[0061] Ni是提高基体的粘度从而使切削性降低的元素。因此，Ni的含量优选设为1.00％以下。更优选为0.80％以下。进一步优选为不足0.50％。特别优选为不足0.30％。该不足0.30％的Ni也是本发明的冷作工具材料的成分组成含有Ni作为杂质时的优选的限制上限(包括Ni的含量为“0％”时)。

[0062] 另一方面，Ni是抑制工具组织中的铁素体生成的元素。另外，是赋予冷作工具材料优异的淬火性，即使在淬火时的冷却速度缓慢的情况下，也形成马氏体主体的组织，从而能够防止韧性的降低的、有效的元素。进而，也改善基体的基本韧性，因此本发明中可以根据需要来添加。想要获得这些效果时，作为Ni的含量，将上述1.00％作为上限，优选0.10％以上的含量。更优选为0.30％以上。

[0063] ·Nb：0～1.50％

[0064] Nb由于导致切削性的降低，因此优选设为1.50％以下。更优选为1.00％以下。进一步优选为0.90％以下。特别优选为不足0.30％。该不足0.30％的Nb也是本发明的冷作工具材料的成分组成含有Nb作为杂质时的、优选的限制上限(包括Nb的含量为“0％”时)。

[0065] 另一方面，Nb具有形成碳化物、强化基体、提高耐磨耗性的效果。另外，具有提高回火软化阻力，并且与V同样地抑制晶粒的粗大化、有助于韧性的提高的效果。因此，Nb可以根据需要来添加。想要获得这些效果时，对于Nb的含量，将上述1.50％作为上限，优选0.10％以上的含量。更优选为0.30％以上。

[0066] Cu、Al、Ti、Ca、Mg、O(氧)为有可能以不可避免的杂质的形式残留于钢中的元素。本发明的冷作工具材料的成分组成中，优选使这些元素尽可能地低。然而另一方面，为了得到夹杂物的形态控制、其它机械特性、以及提高制造效率的附加的作用效果，也可以含有少量这些元素。该情况下，若为Cu≤0.25％、Al≤0.25％、Ti≤0.0300％、Ca≤0.0100％、Mg≤0.0100％、O≤0.0100％的范围，则能够充分允许，为本发明的优选的限制上限。

[0067] Al为作为制钢时的脱氧剂有用的元素。但是，在N共存的冷作工具材料中，若Al过多，则有时粗大且大量的铝氮化物(AlN)系夹杂物会残留在冷作工具材料中。认为冷作工具材料被加工成冷作工具的形状时，冷作工具材料的表面经“放电加工”。而且，AlN系夹杂物为难以通电的物质。因此，若在冷作工具材料中存在粗大且大量的AlN系夹杂物，则有时在放电加工中在这些AlN系夹杂物存在的部分会发生异常放电等，从而显著降低放电加工表面，成为放电加工性的劣化原因。另外，有时N也以AlN系夹杂物形式被固定，从而本来应该能得到的本发明的N的效果降低。因此，Al的含量更优选设为不足0.01％。进一步优选设为0.008％以下。进一步优选设为0.006％以下。特别优选设为0.004％以下。需要说明的是，关于下限，优选设为0.0005％以上。更优选设为0.0008％以上。进一步优选设为0.001％以上。

[0068] (3)对于本发明的冷作工具材料，其截面的组织的不含圆当量直径超过5.0μm的碳化物的纵90μm横90μm的区域中，圆当量直径超过0.1μm且为2.0μm以下的碳化物A的个数密度为9.0×105个/mm2以上，圆当量直径超过0.1μm且为0.4μm以下的碳化物B的个数密度为7.5×105个/mm2以上。

[0069] 对于冷作工具材料，通常将由钢锭或对钢锭进行开坯加工得到的钢坯而成的原材料作为起始原料，对其进行各种热加工、热处理而制成规定的钢材，对该钢材实施退火处理，精加工成块形状。此时，上述的钢锭通常是对调整为规定的成分组成的钢水进行铸造而得到的。因此，在钢锭的铸造组织中，起因于凝固开始时期的差异等(起因于枝晶的生长行为)，存在由大的碳化物的集合而成的部位和由比其小的碳化物的集合而成的部位(所谓“负偏析”的部位)。

[0070] 通过对这样的钢锭进行热加工，从而上述碳化物的集合在热加工的延伸方向(即，材料的长度方向)被拉长，并且，在其垂直方向(即，材料的厚度方向)被压缩。而且，在对该热加工后的钢材进行退火处理而得到的冷作工具材料的组织中，上述碳化物的分布形态呈现为，由大的碳化物的集合而成的层与由小的碳化物的集合而成的层所形成的大致条纹状的形态(参照图1)。图1中，在深色的基体中确认到的主要以条纹状延伸的“浅色的分散物”为碳化物。

[0071] 而且，上述的组织中，大的碳化物主要起到“未固溶碳化物”的作用，残留在淬火回火后的组织中，而不固溶于淬火时的基体中，从而有助于提高冷作工具的耐磨耗性。但是，小的碳化物起到“固溶碳化物”的作用，容易固溶于淬火时的基体中。而且，固溶于基体中的碳化物使淬火回火后的基体中的固溶碳量增加，从而使冷作工具的硬度提高。因此，在本发明中，在冷作工具材料的截面的组织中，方便起见，将圆当量直径超过5.0μm的碳化物视为未固溶碳化物，从而关注仅由圆当量直径为5.0μm以下的固溶碳化物构成的“纵90μm横90μm”的区域(例如，图1中示出的被实线包围的部分)。即，该“纵90μm横90μm”的区域相当于上述“由小的碳化物的集合而成的层”的区域。而且发现了，该区域的碳化物分布能够用于确认本发明的“硬度的稳定性效果”。

[0072] 本发明人对圆当量直径为5.0μm以下的碳化物给该淬火回火后的冷作工具的硬度带来的影响进行了研究。结果获得如下见解：这些碳化物之中，圆当量直径更小的“2.0μm以下”的碳化物(以下，记作碳化物A)更容易固溶。而且，圆当量直径为“0.4μm以下”的极微细的碳化物(以下，记作碳化物B)特别容易固溶。而且发现了，通过实施制作上述钢锭时的铸造工序等，从而容易使这样的小的碳化物均匀地分布于组织中。而且如果容易固溶的碳化物在淬火回火前的组织中均匀地分布，则在淬火回火后的冷作工具中，其组织中的固溶碳量也可以整体增加而不会不均。其结果，能够提高硬度的绝对值，即使改变回火温度，也能够维持高硬度。

[0073] 这样，正是在不含圆当量直径超过5.0μm的碳化物的区域中，该区域中所含的圆当量直径为2.0μm以下的碳化物A的个数增加，进而该碳化物A之中，圆当量直径为0.4μm以下的碳化物B的个数增加，才对本发明的“硬度的稳定性效果”的实现有效。而且，本发明的情况下，通过采用在纵90μm横90μm的上述区域中圆当量直径超过0.1μm且为2.0μm以下的碳化物A的个数密度为9.0×105个/mm2以上、圆当量直径超过0.1μm且为0.4μm以下的碳化物B的个数密度为7.5×105个/mm2以上的组织，从而能够实现本发明的“硬度的稳定性效果”。需要说明的是，关于碳化物A、B的大小，将其圆当量直径的下限值设为0.1μm是因为0.1μm以下的碳化物的限定在测量上缺乏准确性。

[0074] 需要说明的是，关于碳化物A的个数密度，更优选为9.5×105个/mm2以上。进一步优选为10.0×105个/mm2以上。特别优选为11.0×105个/mm2以上。另外，关于碳化物B的个数密度，更优选为8.0×105个/mm2以上。进一步优选为8.5×105个/mm2以上。特别优选为9.0×105个/mm2以上。此时，碳化物B的个数密度不超过碳化物A的个数密度。而且，关于碳化物A及B的个数密度，对上限没有特别要求。但是，碳化物A的个数密度的上限为20.0×105个/mm2左右是实际的，碳化物B的个数密度的上限为19.0×105个/mm2左右是实际的。而且，后述的碳化物B的个数在碳化物A的个数中所占的比率为95.0％以下的关系是实际的。

[0075] (4)优选的是，对于本发明的冷作工具材料，在纵90μm横90μm的上述区域中，碳化物B的个数在碳化物A的个数中所占的比率超过60.0％。

[0076] 前述(3)中，分布于不含圆当量直径超过5.0μm的碳化物的区域的微细的碳化物A及B，这些碳化物之中，圆当量直径更小的(即，更容易固溶的)碳化物B的个数越多，越对本发明的“硬度的稳定性效果”的实现有利。而且，本发明的情况下，采用碳化物B的个数在碳化物A的个数中所占的的比率超过60.0％的值是有效的。而且，优选为65.0％以上。更优选为70.0％以上。进一步优选为80.0％以上。另外，关于该比率，对上限没有特别要求，95.0％以下是实际的。

[0077] 预先对碳化物A及B的圆当量直径及个数(个数密度)的测定方法的一例进行说明。

[0078] 首先，用例如倍率200倍的光学显微镜观察冷作工具材料的截面组织。此时，观察的截面可以采用构成冷作工具的冷作工具材料的中心部。而且，观察的截面为相对于热加工的延伸方向(即，材料的长度方向)平行的截面，一具体的例子为，在该平行的截面中，与TD方向(Transverse Direction；延伸直角方向)垂直的截面(所谓TD截面)。此时，如果冷作工具材料的形状为“圆柱状”，则上述TD截面定义为相对于该圆柱的轴心平行的截面。而且，对于该截面，例如采用使用金刚石浆料和胶态二氧化硅将截面积为15mm×15mm的切面研磨成镜面而成的截面。图1(为实施例中评价的本发明例的“冷作工具材料1”。)为对于本发明的冷作工具材料的一例，通过上述要领得到的截面组织的倍率200倍下的光学显微镜照片(视场面积0.58mm2)。

[0079] 而且，从上述的截面组织中提取出不含圆当量直径超过5.0μm的碳化物的纵90μm横90μm的区域。此时，能够从光学显微镜的视场容易地确认圆当量直径超过5.0μm那样的大的碳化物(参照图1)。而且，该确认了的碳化物的圆当量直径可以通过已知的图像解析软件等来求出。

[0080] 接着，用扫描型电子显微镜(倍率3000倍)对上述中提取出的纵90μm横90μm的区域(图1中示出的由实线包围的部分)进行观察，用EPMA对该观察到的视场进行分析，从而得到C(碳)的元素映射图像。而且，对基于该C的元素映射图像的分析结果，基于形成了碳化物的C量，进行了以50计数(cps)以上的C的检测强度为阈(日文：閾(しきい))值的二值化处理，得到示出分布于截面组织的基体中的碳化物的二值化图像。

[0081] 图2为对图1中示出的由实线包围的部分的区域内通过上述要领得到的C的元素映射图像(视场面积30μm×30μm)。而且，图3为示出对图2进行二值化处理而得到的上述的区域的碳化物分布的图。图2、3中，C及碳化物以浅色的分布来表示。

[0082] 而且，从“不含圆当量直径超过5.0μm的碳化物的”图3的碳化物分布中提取各圆当量直径的碳化物，求出上述碳化物A的个数、碳化物B的个数、以及这些碳化物A及B的存在比率即可。碳化物的圆当量直径、个数可以通过已知的图像解析软件等来求出。

[0083] 本发明的冷作工具材料的情况下，在上述纵90μm横90μm的“由小的碳化物的集合而成层”的区域中，圆当量直径为2.0μm以下那样的小的碳化物以大致均匀的个数密度分布(参照图3)。因此，对于确认本发明的“硬度的稳定性效果”，只要从上述纵90μm横90μm的区域采取的元素映射图像为一个图像，并且为30μm×30μm的面积就足够(像素数：530×530)。而且，该元素映射图像的采取位置任意从上述区域中选择即可。而且，在与上述“纵90μm横
90μm”的区域不同的至少2个“纵90μm横90μm”的区域中(总计3个区域)也进行这样的一系类的测定作业，并将基于从以上的3个区域各自采取的“30μm×30μm”的面积的元素映射图像而得到的上述数值的结果进行总计时，对确认本发明的“硬度的稳定性效果”是足够的。

[0084] 通过在作为起始原料的钢锭的制作阶段中适当地管理其凝固工序的进行情况，能够实现本发明的冷作工具材料的组织。例如，调整即将注入至铸模的“钢水的温度”是重要的。通过将钢水的温度管理为较低，例如通过在冷作工具材料的熔点+100℃左右为止的温度范围内进行管理，能够减轻由铸模内的各位置的凝固开始时期的差异带来的钢水的局部富集，从而抑制起因于枝晶的生长的碳化物的粗大化。而且，例如，通过以使注入到上述铸模的钢水快速通过其固相-液相的共存区域的方式进行冷却，例如通过采用60分钟以内的冷却时间，能够抑制结晶的碳化物的粗大化。

[0085] 而且，优选的是，接着上述的凝固工序，通过控制其凝固结束后的钢锭的冷却工序，能够进一步增加本发明的冷作工具材料中的微细的碳化物的个数。这些微细的碳化物在前述负偏析的区域、即凝固结束后的钢锭的枝晶内析出。因此，通过增大该凝固结束后的析出温度区域的冷却速度，能够增加与该析出有关的核生成数，从而实现微细的碳化物的增量。对于本发明的冷作工具材料，该析出温度区域为碳化物稳定地析出的“从钢水的凝固结束温度(通常为低于上述“熔点”的温度。)到大致800℃的温度区域”。因此，例如通过将从钢水的凝固结束温度到800℃的温度区域设为70分钟以内的冷却时间，对进一步增加微细的碳化物的个数是有效的。

[0086] (5)本发明的冷作工具的制造方法为对上述本发明的冷作工具材料进行淬火及回火的方法。

[0087] 上述本发明的冷作工具材料通过淬火及回火而被调整成具有规定硬度的马氏体组织，被整理为冷作工具的制品。而且，冷作工具材料通过切削、穿孔、以及放电加工等各种机械加工等被整理成冷作工具的形状。关于该机械加工的时机，优选在淬火回火前的、材料的硬度低的状态(例如，退火状态)下进行。进而，该情况下，在淬火回火后也可以进行精加工的机械加工。另外，根据情况，也可以在进行了淬火回火后的预硬(preharden)钢的状态下，结合上述精加工的机械加工，机械加工成冷作工具的形状。

[0088] 该淬火及回火的温度根据原材料的成分组成、目标硬度等而不同，淬火温度优选大致为950～1100℃左右、回火温度优选大致为150～600℃左右。例如，在作为冷作工具钢的代表钢种的SKD10、SKD11的情况下，淬火温度为1000～1050℃左右、回火温度为180～540℃左右。淬火回火硬度优选设为58HRC以上。更优选为60HRC以上。需要说明的是，关于该淬火回火硬度，对上限没有特别要求，66HRC以下是实际的。

[0089] 实施例1

[0090] 对调整为规定的成分组成的钢水(熔点：约1400℃、凝固结束温度：约1200℃)进行铸造，准备具有表1的成分组成的原材料1～3。此时，在向铸模浇注前，原材料1～3的钢水的温度调整为1500℃。而且，通过改变原材料1～3各自的铸模的尺寸，在向铸模浇注后，将固相-液相的共存区域的冷却时间设为：原材料1、2：28分钟、原材料3：168分钟。进而，对凝固结束后的钢锭(原材料)，将从其凝固结束温度到800℃的温度区域的冷却时间设为：原材料1、2：53分钟、原材料3：267分钟。

[0091] 需要说明的是，原材料1～3为作为JIS-G-4404的标准钢种的冷作工具钢SKD10。而且，在原材料1～3中，Cu、Al、Ti、Ca、Mg、O为无添加(其中，包括Al作为溶解工序的脱氧剂而添加的情况。)、Cu≤0.25％、Al≤0.25％、Ti≤0.0300％、Ca≤0.0100％、Mg≤0.0100％、O≤0.0100％。而且，原材料1～3的Al的含量为0.002％。

[0092] [表1]

[0093]                                   质量％[0094]原材料 C Si Mn P S Cr Mo V N Fe※
1 1.41 0.53 0.42 0.021 0.0002 11.7 0.73 0.72 0.0335 余量
2 1.44 0.45 0.42 0.024 0.0005 11.7 0.75 0.73 0.0325 余量
3 1.51 0.23 0.28 0.020 0.0096 12.0 0.77 0.78 0.0112 余量

[0095]                                ※包含杂质[0096] 接着，将这些原材料加热到1160℃而进行热加工，在进行了热加工后放冷，从而得到与原材料1～3的顺序相对应的、表2所示的尺寸的钢材1～3(对于表2的各钢材，其长度方向为热加工的延伸方向)。而且，对这些钢材进行860℃的退火处理，制作与钢材1～3的顺序相对应的冷作工具材料1～3(硬度240HBW)。

[0097] [表2]

[0098]钢材 尺寸(mm)
1 厚度75×宽度630×长度1000
2 直径147×长度1000
3 厚度60×宽度500×长度1000

[0099] 从冷作工具材料1～3的中心部的、相对于热加工的延伸方向(即，材料的长度方向)平行的TD截面(对于冷作工具材料2，为自其圆周面起朝向中心轴仅深入1/4直径的位置的TD截面)，采取截面积为15mm×15mm的切面，用金刚石浆料和胶态二氧化硅将该切面研磨成镜面。接着，从该研磨的切面的组织分别提取3个区域的不含圆当量直径超过5.0μm的碳化物的纵90μm横90μm的区域。图1中预先示出冷作工具材料1的上述的区域的一例(由实线包围的部分)。

[0100] 而且，对于上述各个区域，根据前述的要领，求出圆当量直径超过0.1μm且为2.0μm以下的碳化物A的个数、圆当量直径超过0.1μm且为0.4μm以下的碳化物B的个数、及碳化物B的个数在碳化物A的个数中所占的比率。用于求出碳化物的圆当量直径、个数的图像处理及解析使用美国国立卫生研究所(NIH)提供的开源图像处理软件ImageJ(http：//imageJ.nih.gov/ij/)。图2中预先示出冷作工具材料1的上述区域内的C的元素映射图像。图2的视场面积为30μm×30μm。而且，该视场是对上述纵90μm横90μm的区域进行纵横3等分而分割为9个分区时的正中的分区，而且，图3中预先示出对图2的元素映射图像以50计数(cps)的C的检测强度的阈值进行二值化处理而得到的图像。

[0101] 而且，对在各个区域的上述30μm×30μm的分区中求出的碳化物A、B的个数，以提取的3个区域进行总计，作为冷作工具材料1～3的碳化物A、B的个数，根据这些值求出碳化物A、B的个数密度、及碳化物A、B的个数比率。将结果示于表3。另外，图4中示出将提取的3区域总计而求出的上述冷作工具材料1～3的碳化物的个数(纵轴)相对于其每一碳化物的圆当量直径的范围(横轴)归纳而绘制的图。冷作工具材料1～3中提取的上述的区域中不包括“圆当量直径超过5.0μm的碳化物”。

[0102] [表3]

[0103]

[0104] 对观察了截面组织后的冷作工具材料1～3进行自1020℃起的淬火和100～540℃的回火，得到与冷作工具材料1～3的顺序相对应的、具有马氏体组织的冷作工具1～3。回火温度设为：100℃、200℃、300℃的低温回火条件和450℃、480℃、490℃、500℃、510℃、520℃、540℃的高温回火条件总计10个条件。而且，分别对冷作工具1～3，在每一回火温度实施其TD截面的洛氏硬度试验(C标尺)。对于硬度，对各试样进行5点测定并求出其平均值。而且，对得到的硬度和该硬度对回火温度的依赖性(硬度的稳定性)进行评价。将结果示于图5(低温回火条件)、图6(高温回火条件)。

[0105] 根据图5、6，对于实施低温回火(100～300℃)及高温回火(450～540℃)中任一者的情况下，与比较例的冷作工具3相比，本发明例的冷作工具1、2的硬度在宽的温度范围下均高。特别是在高温回火中，对于比较例的冷作工具3中，无论应用怎样的回火温度均不能实现冷作工具所要求的60HRC以上的高硬度，与之相对，对于本发明例的冷作工具1、2，在490～500℃附近的回火温度的范围下能够确实地实现。而且，对于冷作工具1，能够在450～
510℃这样宽的回火温度的范围下实现并维持60HRC以上。而且，对于本发明例的冷作工具
1、2，对于冷作工具钢SKD10的标准回火温度的200℃及500℃这2个条件下，会实现60HRC以上的高硬度。

[0106] 实施例2

[0107] 对调整为规定的成分组成的钢水(熔点：约1420℃、凝固结束温度：约1200℃)进行铸造，准备具有表4的成分组成的原材料4、5。此时，向铸模浇注前，原材料4、5的钢水的温度调整为1520℃。而且，通过改变原材料4、5各自的铸模的尺寸，在向铸模浇注后，将固相-液相的共存区域的冷却时间设为：原材料4：22分钟、原材料5：183分钟。进而，对于凝固结束后的钢锭(原材料)，将从其凝固结束温度到800℃的温度区域的冷却时间设为：原材料4：53分钟、原材料5：267分钟。

[0108] 需要说明的是，在原材料4、5中，Cu、Al、Ti、Ca、Mg、O为无添加(其中，包括Al作为溶解工序的脱氧剂而添加的情况。)、Cu≤0.25％、Al≤0.25％、Ti≤0.0300％、Ca≤0.0100％、Mg≤0.0100％、O≤0.0100％。而且，原材料4、5的Al的含量为0.002％。

[0109] [表4]

[0110]                                   质量％[0111]原材料 C Si Mn P S Ni Cr Mo V N Fe※
4 0.99 0.89 0.34 0.017 0.0002 0.22 6.33 3.15 0.34 0.0424 余量
5 0.99 0.92 0.32 0.020 0.0005 0.23 6.94 2.77 0.35 0.0111 余量

[0112]                                ※包含杂质[0113] 接着，将这些原材料加热到1100℃而进行热加工，在进行了热加工后放冷，从而得到与原材料4、5的顺序相对应的、表5所示的尺寸的钢材4、5(对于表5的各钢材，其长度方向为热加工的延伸方向)。而且，对这些钢材进行860℃的退火处理，制作与钢材4、5的顺序相对应的冷作工具材料4、5(硬度248HBW)。

[0114] [表5]

[0115]钢材 尺寸(mm)
4 直径215×长度1000
5 直径185×长度1000

[0116] 对冷作工具材料4、5，从自其圆周面起朝向中心轴仅深入1/4直径的位置的、相对于热加工的延伸方向(即，材料的长度方向)平行的TD截面，采取截面积为15mm×15mm的切面，使用金刚石浆料和胶态二氧化硅将该切面研磨成镜面。接着，从该研磨的切面的组织分别提取3个区域的不含圆当量直径超过5.0μm的碳化物的纵90μm横90μm的区域。

[0117] 而且，对于上述各个区域，根据与实施例1时相同的要领，对在其30μm×30μm的分区求出的碳化物A、B的个数，以提取的3个区域进行总计，作为冷作工具材料4、5的碳化物A、B的个数，根据这些值求出碳化物A、B的个数密度、及碳化物A、B的个数比率。将结果示于表6。另外，图7中示出将提取的3个区域进行总计而求出的上述冷作工具材料4、5的碳化物的个数(纵轴)相对于其每一碳化物的圆当量直径的范围(横轴)归纳而绘制的图。冷作工具材料4、5中提取的上述的区域中不包括“圆当量直径超过5.0μm的碳化物”。

[0118] [表6]

[0119]

[0120] 对观察了截面组织后的冷作工具材料4、5进行自1070℃起的淬火和100～540℃的回火，得到与冷作工具材料4、5的顺序相对应的、具有马氏体组织的冷作工具4、5。回火温度设为：100℃、200℃、300℃的低温回火条件和450℃、500℃、520℃、530℃、540℃、550℃、560℃的高温回火条件总计10个条件。而且，对冷作工具4、5，各自在每一回火温度实施其TD截面的洛氏硬度试验(C标尺)。对于硬度，对各试样进行5点测定并求出其平均值。而且，对得到的硬度和该硬度对回火温度的依赖性(硬度的稳定性)进行评价。将结果示于图8(低温回火条件)、图9(高温回火条件)。

[0121] 根据图8、9，对于实施低温回火(100～300℃)及高温回火(450～560℃)中任一者的情况均是，与比较例的冷作工具5相比，本发明例的冷作工具4的硬度在宽的温度范围下为高的。特别是在高温回火中，冷作工具4在500℃以上的回火温度的范围确实地实现、维持了冷作工具所要求的60HRC以上的高硬度。而且，本发明例的冷作工具4在540℃的回火温度实现了65HRC的高硬度。