(57)【要約】【課題】靭性がさらに向上された高速度工具鋼およびその製造方法を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．４０〜０．９０％、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：１．００％以下、Ｃｒ：４．００〜６．００％、ＷおよびＭｏのうちの１種または２種：関係式（Ｍｏ＋０．５Ｗ）によって求められる含有量として１．５０〜６．００％、並びに、ＶおよびＮｂのうちの１種または２種：関係式（Ｖ＋Ｎｂ）によって求められる含有量として０．５０〜３．００％を含有し、Ｎの含有量が質量％で０．０２００％以下であり、残部がＦｅおよび不純物からなり、断面組織中の炭化物の円相当径の最大値が１．００μｍ以下である高速度工具鋼。【選択図】図３
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．４０〜０．９０％、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：１．００％以下、Ｃｒ：４．００〜６．００％、ＷおよびＭｏのうちの１種または２種：関係式（Ｍｏ＋０．５Ｗ）によって求められる含有量として１．５０〜６．００％、並びに、ＶおよびＮｂのうちの１種または２種：関係式（Ｖ＋Ｎｂ）によって求められる含有量として０．５０〜３．００％を含有し、Ｎの含有量が質量％で０．０２００％以下であり、残部がＦｅおよび不純物からなり、断面組織中の炭化物の円相当径の最大値が１．００μｍ以下である高速度工具鋼。
【請求項２】
質量％で、Ｎｉ：１．００％以下をさらに含有する請求項１に記載の高速度工具鋼。
【請求項３】
質量％で、Ｃｏ：５．００％以下をさらに含有する請求項１または請求項２に記載の高速度工具鋼。
【請求項４】
Ｓｉの含有量が、質量％で０．２０％以下である請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の高速度工具鋼。
【請求項５】
硬さが４５ＨＲＣ以上である請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載の高速度工具鋼。
【請求項６】
質量％で、Ｃ：０．４０〜０．９０％、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：１．００％以下、Ｃｒ：４．００〜６．００％、ＷおよびＭｏのうちの１種または２種：関係式（Ｍｏ＋０．５Ｗ）によって求められる含有量として１．５０〜６．００％、並びに、ＶおよびＮｂのうちの１種または２種：関係式（Ｖ＋Ｎｂ）によって求められる含有量として０．５０〜３．００％を含有し、Ｎの含有量が質量％で０．０２００％以下であり、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼塊を準備する準備工程と、
前記鋼塊を１２００〜１３００℃に加熱することによって均熱処理する均熱処理工程と、
前記均熱処理工程後の前記鋼塊を該鋼塊の表面温度が９００℃以下になるまで冷却する過程で、少なくとも、前記表面温度が１０００℃以下９００℃超の範囲内に含まれる温度Ｔ１に下がった以降は、前記表面温度の冷却速度が３℃／分以上となる条件で前記表面温度が９００℃以下になるまで冷却する冷却工程と、
前記冷却工程後の前記鋼塊を９００℃超の熱間加工温度に再加熱し、前記再加熱した鋼塊を熱間加工して鋼材とする熱間加工工程と、
前記鋼材に焼入れ焼戻しを行う焼入れ焼戻し工程と、
を有する高速度工具鋼の製造方法。
【請求項７】
前記冷却工程は、前記鋼塊の表面温度が前記温度Ｔ１に下がるまでは、前記鋼塊を、前記表面温度の冷却速度が３℃／分未満となる条件で冷却する請求項６に記載の高速度工具鋼の製造方法。
【請求項８】
前記準備工程で準備する前記鋼塊は、脱酸精錬法によって精錬された溶鋼を鋳造することによって得られた鋼塊である請求項６または請求項７に記載の高速度工具鋼の製造方法。
【請求項９】
前記準備工程で準備する前記鋼塊は、脱酸精錬法によって精錬された溶鋼を鋳造して再溶解用電極を得、得られた再溶解用電極を用いて再溶解法によって得られた鋼塊である請求項８に記載の高速度工具鋼の製造方法。
【請求項１０】
前記準備工程で準備する前記鋼塊は、質量％で、Ｎｉ：１．００％以下をさらに含有する請求項６〜請求項９のいずれか１項に記載の高速度工具鋼の製造方法。
【請求項１１】
前記準備工程で準備する前記鋼塊は、質量％で、Ｃｏ：５．００％以下をさらに含有する請求項６〜請求項１０のいずれか１項に記載の高速度工具鋼の製造方法。
【請求項１２】
前記準備工程で準備する前記鋼塊は、Ｓｉの含有量が、質量％で０．２０％以下である請求項６〜請求項１１のいずれか１項に記載の高速度工具鋼の製造方法。
【請求項１３】
前記焼入れ焼戻し工程は、前記焼入れ焼戻しにより、鋼材の硬さを４５ＨＲＣ以上に調整する請求項６〜請求項１２のいずれか１項に記載の高速度工具鋼の製造方法。
【請求項１４】
前記熱間加工工程後であって前記焼入れ焼戻し工程前に、前記鋼材を工具形状に機械加工する機械加工工程をさらに有し、
前記焼入れ焼戻し工程は、工具形状に機械加工された鋼材に対して焼入れ焼戻しを行う請求項６〜請求項１３のいずれか１項に記載の高速度工具鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ダイス、パンチ等の工具に用いられる高速度工具鋼およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
従来、温熱間加工に用いられるダイスやパンチ等の各種工具の素材としては、高速度工具鋼の代表的鋼種であるＳＫＨ５１の成分組成に対し、Ｃ（炭素）、並びに、Ｃとともに炭化物を形成するＭｏ、Ｗ、およびＶの含有量を低減したことで靭性を向上した、低合金の高速度工具鋼が使用されている。そして、この低合金の高速度工具鋼に関しては、前記高速度工具鋼の成分組成からなる鋼塊に１２００〜１３００℃の高温の均熱処理（ソーキング）を行った後に、３℃／分以上の冷却速度で鋼塊の表面温度が９００℃以下になるまで冷却することで、焼入れ焼戻し後の組織中における炭化物の凝集を抑制して、炭化物の平均粒径を０．５μｍ以下とし、かつ、その分布密度を８０×１０３個／ｍｍ２以上として、靭性を高めた高速度工具鋼が提案されている（下記特許文献１）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特開２００４−３０７９６３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
特許文献１の手法は、低合金の高速度工具鋼の靭性を向上するのに有効である。
しかしながら、特許文献１の手法で製造した高速度工具鋼であっても、その焼入れ焼戻し後の組織中には、個々の粒径が０．５μｍを超える炭化物が少なくない場合がある。このため、特許文献１の手法では、高速度工具鋼の靭性向上の効果が十分に得られない場合があった。
【０００５】
本発明の目的は、靭性がさらに向上された高速度工具鋼およびその製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
前記課題を解決するための具体的手段は以下の通りである。
＜１＞  質量％で、Ｃ：０．４０〜０．９０％、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：１．００％以下、Ｃｒ：４．００〜６．００％、ＷおよびＭｏのうちの１種または２種：関係式（Ｍｏ＋０．５Ｗ）によって求められる含有量として１．５０〜６．００％、並びに、ＶおよびＮｂのうちの１種または２種：関係式（Ｖ＋Ｎｂ）によって求められる含有量として０．５０〜３．００％を含有し、Ｎの含有量が質量％で０．０２００％以下であり、残部がＦｅおよび不純物からなり、断面組織中の炭化物の円相当径の最大値が１．００μｍ以下である高速度工具鋼。
＜２＞  質量％で、Ｎｉ：１．００％以下をさらに含有する＜１＞に記載の高速度工具鋼。
＜３＞  質量％で、Ｃｏ：５．００％以下をさらに含有する＜１＞または＜２＞に記載の高速度工具鋼。
＜４＞  Ｓｉの含有量が、質量％で０．２０％以下である＜１＞〜＜３＞のいずれか１項に記載の高速度工具鋼。
＜５＞  硬さが４５ＨＲＣ以上である＜１＞〜＜４＞のいずれか１項に記載の高速度工具鋼。
【０００７】
＜６＞  質量％で、Ｃ：０．４０〜０．９０％、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：１．００％以下、Ｃｒ：４．００〜６．００％、ＷおよびＭｏのうちの１種または２種：関係式（Ｍｏ＋０．５Ｗ）によって求められる含有量として１．５０〜６．００％、並びに、ＶおよびＮｂのうちの１種または２種：関係式（Ｖ＋Ｎｂ）によって求められる含有量として０．５０〜３．００％を含有し、Ｎの含有量が質量％で０．０２００％以下であり、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼塊を準備する準備工程と、
前記鋼塊を１２００〜１３００℃に加熱することによって均熱処理する均熱処理工程と、
前記均熱処理工程後の前記鋼塊を該鋼塊の表面温度が９００℃以下になるまで冷却する過程で、少なくとも、前記表面温度が１０００℃以下９００℃超の範囲内に含まれる温度Ｔ１に下がった以降は、前記表面温度の冷却速度が３℃／分以上となる条件で前記表面温度が９００℃以下になるまで冷却する冷却工程と、
前記冷却工程後の前記鋼塊を９００℃超の熱間加工温度に再加熱し、前記再加熱した鋼塊を熱間加工して鋼材とする熱間加工工程と、
前記鋼材に焼入れ焼戻しを行う焼入れ焼戻し工程と、
を有する高速度工具鋼の製造方法。
【０００８】
＜７＞  前記冷却工程は、前記鋼塊の表面温度が前記温度Ｔ１に下がるまでは、前記鋼塊を、前記表面温度の冷却速度が３℃／分未満となる条件で冷却する＜６＞に記載の高速度工具鋼の製造方法。
＜８＞  前記準備工程で準備する前記鋼塊は、脱酸精錬法によって精錬された溶鋼を鋳造することによって得られた鋼塊である＜６＞または＜７＞に記載の高速度工具鋼の製造方法。
＜９＞  前記準備工程で準備する前記鋼塊は、脱酸精錬法によって精錬された溶鋼を鋳造して再溶解用電極を得、得られた再溶解用電極を用いて再溶解法によって得られた鋼塊である＜８＞に記載の高速度工具鋼の製造方法。
＜１０＞  前記準備工程で準備する前記鋼塊は、質量％で、Ｎｉ：１．００％以下をさらに含有する＜６＞〜＜９＞のいずれか１項に記載の高速度工具鋼の製造方法。
＜１１＞  前記準備工程で準備する前記鋼塊は、質量％で、Ｃｏ：５．００％以下をさらに含有する＜６＞〜＜１０＞のいずれか１項に記載の高速度工具鋼の製造方法。
＜１２＞  前記準備工程で準備する前記鋼塊は、Ｓｉの含有量が、質量％で０．２０％以下である＜６＞〜＜１１＞のいずれか１項に記載の高速度工具鋼の製造方法。
＜１３＞  前記焼入れ焼戻し工程は、前記焼入れ焼戻しにより、鋼材の硬さを４５ＨＲＣ以上に調整する＜６＞〜＜１２＞のいずれか１項に記載の高速度工具鋼の製造方法。
＜１４＞  前記熱間加工工程後であって前記焼入れ焼戻し工程前に、前記鋼材を工具形状に機械加工する機械加工工程をさらに有し、
前記焼入れ焼戻し工程は、工具形状に機械加工された鋼材に対して焼入れ焼戻しを行う＜６＞〜＜１３＞のいずれか１項に記載の高速度工具鋼の製造方法。
【発明の効果】
【０００９】
本発明によれば、高速度工具鋼の靭性を、さらに向上させることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１０】
【図１】実施例１において、鋼塊に対して実施した、均熱処理および冷却過程（冷却条件１〜４）を説明するための概念図である。
【図２】実施例１において、冷却条件１〜４の各条件にて冷却された鋼塊Ａおよび鋼塊Ｂのそれぞれの断面組織を、ＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザー）で分析して得られた二値化画像であり、断面組織中の炭化物分布を示す図である。
【図３】実施例２において、本発明例の高速度工具鋼の断面組織中に分布する炭化物の一例を示す走査型電子顕微鏡写真である。
【図４】実施例２において、比較例の高速度工具鋼の断面組織中に分布する炭化物の一例を示す走査型電子顕微鏡写真である。
【図５】実施例２において、本発明例および比較例の高速度工具鋼の断面組織における、炭化物の円相当径と個数密度（個／ｍｍ２）との関係を示すグラフである。
【図６】実施例２において、本発明例の高速度工具鋼にシャルピー衝撃試験を実施したときの、試験後の破面の一例を示す走査型電子顕微鏡写真である。
【図７】実施例２において、比較例の高速度工具鋼にシャルピー衝撃試験を実施したときの、試験後の破面の一例を示す走査型電子顕微鏡写真である。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
本明細書中、各成分（各元素）の含有量を示す「％」は、「質量％」を示す。
また、本明細書中、「〜」を用いて示された数値範囲は、「〜」の前後に記載される数値をそれぞれ最小値及び最大値として含む範囲を示す。
また、本明細書中、単位「ＨＲＣ」で表される「硬さ」は、ＪＩＳ  Ｇ  ０２０２（２０１３）に規定されるＣスケールのロックウェル硬さを表す。
【００１２】
以下、本発明の高速度工具鋼及びその製造方法について、詳細に説明する。
【００１３】
＜高速度工具鋼＞
本発明の高速度工具鋼は、質量％で、Ｃ（炭素）：０．４０〜０．９０％、Ｓｉ（ケイ素）：１．００％以下、Ｍｎ（マンガン）：１．００％以下、Ｃｒ（クロム）：４．００〜６．００％、Ｗ（タングステン）およびＭｏ（モリブデン）のうちの１種または２種：関係式（Ｍｏ＋０．５Ｗ）によって求められる含有量として１．５０〜６．００％、並びに、Ｖ（バナジウム）およびＮｂ（ニオブ）のうちの１種または２種：関係式（Ｖ＋Ｎｂ）によって求められる含有量として０．５０〜３．００％を含有し、Ｎ（窒素）の含有量が質量％で０．０２００％以下であり、残部がＦｅ（鉄）および不純物からなり、断面組織中の炭化物の円相当径の最大値が１．００μｍ以下である。
【００１４】
本発明において、高速度工具鋼の断面組織中の「炭化物」の概念には、窒素を含まない炭化物だけでなく、窒素を含む炭化物（即ち、炭窒化物）も包含される。
【００１５】
本発明の高速度工具鋼は、上述のとおり、Ｎの含有量が０．０２００％以下である。
Ｎは、鋳造後の鋼塊が不可避的に含有する不純物元素である。
【００１６】
一般的に、鋳造前の溶鋼の成分組成が専ら大気環境下で調整されたものである場合には、鋳造後の鋼塊には、通常、０．０３００％程度か、あるいはそれ以上のＮが含まれ得る。
Ｎは、炭化物形成元素であるＶやＮｂとの親和性が強い元素である。
よって、Ｎを多く含む高速度工具鋼では、鋳造時の凝固過程において、ＶやＮｂが、Ｃと結合して炭化物（共晶炭化物）として晶出する前に、Ｎと結合して窒化物として晶出する。次いで、この窒化物の周囲に炭化物が晶出することにより、炭窒化物が形成される。
前記炭窒化物は熱的に安定な化合物である。
従って、鋼塊中に前記炭窒化物が多く形成されていると、次工程である均熱処理工程や熱間加工工程において、前記炭窒化物を基地中に固溶させることが困難である。その結果、均熱処理工程および熱間加工工程を経て製造された高速度工具鋼（工具製品を含む。以下同じ。）の組織中には前記炭窒化物が多く残留することとなり、高速度工具鋼の靭性が低下する。そして、前記炭窒化物が破壊の起点となることにより、高速度工具鋼の早期割れが起こり易くなり、ひいては高速度工具鋼の寿命が低下する。
【００１７】
以上の点に鑑み、本発明の高速度工具鋼では、前記炭窒化物の形成量を抑えるために、Ｎの含有量が０．０２００％以下となっている。
これにより、鋼塊中に晶出する前記炭窒化物の形態を、窒素を含まない炭化物の形態に変化させることができる。
窒素を含まない炭化物は、均熱処理等で基地中に固溶させることが容易である。このため、Ｎの含有量を０．０２００％以下とすることにより、高速度工具鋼中に分布する炭化物をより微細にすることができるので、高速度工具鋼の靱性をより向上させることができる。
【００１８】
また、上述のとおり、本発明の高速度工具鋼は、断面組織中の炭化物の円相当径の最大値が１．００μｍ以下である。
【００１９】
炭化物の粒径に関し、上述した特許文献１に記載の高速度工具鋼では、炭化物の平均粒径が０．５μｍ以下となっている。
しかし、本発明者の検討により、高速度工具鋼中の炭化物の平均粒径が０．５μｍ以下である場合であっても、この高速度工具鋼中に、粒径が１．００μｍを大きく超える粗大な炭化物が存在する場合があることが判明した。さらに、かかる粗大な炭化物の存在により、高速度工具鋼の靱性を十分に向上させることができない場合があることも判明した。
これらの点に関し、本発明の高速度工具鋼では、断面組織中の炭化物の円相当径の最大値が１．００μｍ以下であることにより、高速度工具鋼の靭性がさらに向上する。
高速度工具鋼の断面組織中の炭化物の円相当径の最大値が１．００μｍを超えると、粒径が大きい炭化物（特に、円相当径が１．００μｍを超える炭化物）が破壊の起点になりやすくなり、高速度工具鋼の靱性が低下する。円相当径が１．００μｍを超える炭化物は、焼入れ工程において、その焼入れ温度（概ね９００℃以上のオーステナイト化温度）で専ら基地中に固溶しない炭化物（未固溶炭化物）である。
【００２０】
なお、本発明の高速度工具鋼では、断面組織中の炭化物の円相当径の最大値が１．００μｍ以下であればよく、この条件を満たす限りにおいて、炭化物の平均粒径が０．５μｍ以下であってもよいことは言うまでもない。
【００２１】
以上のように、本発明の高速度工具鋼は、Ｎの含有量が０．０２００％以下であること、および、断面組織中の炭化物の円相当径の最大値が１．００μｍ以下であることにより、従来の高速度工具鋼（例えば特許文献１に記載の高速度工具鋼）と比較して、靱性がさらに向上する。
【００２２】
本発明の高速度工具鋼において、Ｎの含有量は、好ましくは０．０１８０％以下であり、より好ましくは０．０１５０％以下である。
本発明の高速度工具鋼において、Ｎ含有量の下限には特に制限はないが、Ｎ含有量の下限は、例えば０．０００５％とすることができ、また、０．００１０％とすることもできる。
【００２３】
また、本発明の高速度工具鋼において、上述のとおり、断面組織中の炭化物の円相当径の最大値は１．００μｍ以下であるが、前記円相当径の最大値は、好ましくは０．９０μｍ以下、より好ましくは０．８０μｍ以下である。
【００２４】
また、本発明の高速度工具鋼においては、さらに、炭化物の分布密度を８０×１０３個／ｍｍ２以上とすることもできる。炭化物の分布密度を大きくすることで、焼入れ焼戻し後の旧オーステナイト粒径を細かくでき、高速度工具鋼の靭性をさらに高めることができる。
【００２５】
本発明において、炭化物の円相当径の最大値および炭化物の分布密度を特定するためには、高速度工具鋼の断面組織を、例えば倍率４０００倍の走査型電子顕微鏡で、５０００μｍ２以上の総視野面積となるように観察して特定すれば十分である。
そして、前記炭化物が特定されるときの高速度工具鋼は、一般的に、各種の工具製品の形状を有している。この工具製品の形状で前記炭化物に起因した割れの発生が懸念される部位は、例えば、前記工具製品の作業面であり、特に、前記作業面のうちで、他の部材と接触するコーナー部（外角部、内角部）である。従って、前記炭化物を特定する高速度工具鋼の部位は、例えば、前記コーナー部を含む断面組織とすることができる。
工具の靭性に大きな影響を及ぼす炭化物は、焼入れ工程において、その焼入れ温度（概ね９００℃以上のオーステナイト化温度）で専ら基地中に固溶しない炭化物（未固溶炭化物）である。
【００２６】
また、本発明の高速度工具鋼は、好ましくは、硬さが４５ＨＲＣ以上である。
本発明の高速度工具鋼を各種工具に用いるとき、その使用硬さを４５ＨＲＣ以上とすることで、工具に優れた引張強さを付与することができる。特に、各種熱間工具に用いる場合には、その使用硬さ（室温での硬さ）を４５ＨＲＣ以上とすることで、高温での優れた引張強さを付与することができる。
本発明の高速度工具鋼は、より好ましくは、硬さが４５ＨＲＣ〜６０ＨＲＣである。
【００２７】
本発明の高速度工具鋼の成分組成は、Ｎの含有量以外の基本的な構成において、特許文献１の高速度工具鋼の成分組成と共通する。
以下、本発明の高速度工具鋼のＮ以外の各成分について説明する。
【００２８】
・Ｃ：０．４０〜０．９０％
Ｃは、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂなどの炭化物形成元素と結合して硬い複炭化物を生成することにより、高速度工具鋼に対して耐摩耗性を付与する元素である。また、Ｃの一部は、基地中に固溶して基地を強化する。これにより、Ｃの一部は、焼入れ焼戻し後のマルテンサイト組織に硬さを付与する。しかし、過量のＣは、炭化物の偏析を助長する。よって、Ｃの含有量は、０．４０〜０．９０％とする。
【００２９】
・Ｓｉ：１．００％以下
Ｓｉは、通常、溶解工程で脱酸剤として使用され、鋳造後の鋼塊が不可避的に含有する元素である。しかし、Ｓｉの含有量が多すぎると、高速度工具鋼の靭性が低下する。よって、Ｓｉの含有量は、１．００％以下とする。なお、Ｓｉには、Ｍ２Ｃ型の棒状の一次炭化物を球状に微細化する作用がある。よって、Ｓｉの含有量は、好ましくは、０．１０％以上とする。
また、Ｓｉの含有量は、以下の観点からみて、０．２０％以下であることが好ましい。
即ち、Ｓｉの含有量が０．２０％以下である場合には、一次炭化物を球状に微細化する作用が弱くなる傾向がある。従って、Ｓｉが０．２０％以下である場合には、Ｓｉが０．２０％を超える場合と比較して、Ｎの含有量を０．０２００％以下とすることによる効果、及び、断面組織中の炭化物の円相当径の最大値を１．００μｍ以下とすることによる効果が一層顕著に奏される。
【００３０】
・Ｍｎ：１．００％以下
Ｍｎは、Ｓｉと同様、溶解工程で脱酸剤として使用され、鋳造後の鋼塊が不可避的に含有する元素である。しかし、Ｍｎの含有量が多すぎると、Ａ１変態点が過度に低下して、焼きなまし硬さが高くなり、高速度工具鋼の機械加工性（切削性）が低下する。よって、Ｍｎの含有量は、１．００％以下とする。なお、Ｍｎには、焼入性を向上させる作用がある。よって、好ましくは、０．１０％以上とする。
【００３１】
・Ｃｒ：４．００〜６．００％
Ｃｒは、Ｃと結合して炭化物を形成し、高速度工具鋼の耐摩耗性を向上させる元素である。また、Ｃｒは、高速度工具鋼の焼入性の向上にも寄与する元素である。しかし、Ｃｒの含有量が多すぎると、縞状偏析が助長され、高速度工具鋼の靭性が低下する。よって、Ｃｒの含有量は、４．００〜６．００％とする。
【００３２】
・ＷおよびＭｏのうちの１種または２種：関係式（Ｍｏ＋０．５Ｗ）によって求められる含有量として１．５０〜６．００％
ＷおよびＭｏは、Ｃと結合して炭化物を形成し、また、焼入れ時に基地中に固溶して硬さを増し、高速度工具鋼の耐摩耗性を向上する元素である。但し、ＷおよびＭｏの含有量が多すぎると、縞状偏析が助長され、高速度工具鋼の靭性が低下する。
【００３３】
上記の作用効果に関し、ＷおよびＭｏの含有量は、関係式（Ｍｏ＋０．５Ｗ）によって求められる含有量を指す。関係式（Ｍｏ＋０．５Ｗ）において、「Ｍｏ」はＭｏ（モリブデン）の含有量（％）を表し、「Ｗ」はＷ（タングステン）の含有量（％）を表す。
本発明の高速度工具鋼では、ＷおよびＭｏのうちの１種または２種の含有量を、関係式（Ｍｏ＋０．５Ｗ）によって求められる含有量として１．５０〜６．００％とする。
本発明の高速度工具鋼は、ＷおよびＭｏのうちの１種（一方）のみを含有していてもよいし、ＷおよびＭｏのうちの２種（両方）を含有していてもよい。即ち、関係式（Ｍｏ＋０．５Ｗ）における「Ｍｏ」及び「Ｗ」のいずれか一方は、０％であってもよい。
【００３４】
なお、Ｗは、Ｍｏに比べて縞状偏析の助長能があり、高速度工具鋼の靭性を損ねやすい。よって、高速度工具鋼中におけるＷの含有量は、好ましくは３．００％以下（前記関係式（Ｍｏ＋０．５Ｗ）における０．５Ｗとして１．５０％以下）とする。
【００３５】
・ＶおよびＮｂのうちの１種または２種：関係式（Ｖ＋Ｎｂ）によって求められる含有量として０．５０〜３．００％
ＶおよびＮｂは、Ｃと結合して炭化物を形成し、高速度工具鋼の耐摩耗性および耐焼付性を向上する。また、ＶおよびＮｂは、焼入れ時に基地中に固溶し、焼戻し時に微細で凝集し難い炭化物を析出することにより、高速度工具鋼に対し、高温環境での軟化抵抗を向上し、優れた高温耐力を付与する。そして、ＶおよびＮｂは、結晶粒を微細にするとともに、Ａ１変態点も上げて、高速度工具鋼の靭性および耐ヒートクラック性を向上させる。但し、ＶおよびＮｂの含有量が多すぎると大きな炭化物を生成して、工具として使用時のクラックの発生を助長する。
【００３６】
上記の作用効果に関し、ＶおよびＮｂの含有量は、関係式（Ｖ＋Ｎｂ）によって求められる含有量を指す。
本発明の高速度工具鋼では、ＶおよびＮｂのうちの１種または２種の含有量を、関係式（Ｖ＋Ｎｂ）によって求められる含有量として０．５０〜３．００％とする。
関係式（Ｖ＋Ｎｂ）において、「Ｖ」はＶ（バナジウム）の含有量（％）を表し、「Ｎｂ」はＮｂ（ニオブ）の含有量（％）を表す。
本発明の高速度工具鋼は、ＶおよびＮｂのうちの１種（一方）のみを含有していてもよいし、ＶおよびＮｂのうちの２種（両方）を含有していてもよい。即ち、関係式（Ｖ＋Ｎｂ）における「Ｖ」及び「Ｎｂ」のいずれか一方は、０％であってもよい。
関係式（Ｖ＋Ｎｂ）によって求められる含有量は、好ましくは１．５０％以下である。
【００３７】
なお、Ｎｂは、Ｖに比べて、軟化抵抗、高温強度の向上効果、結晶粒粗大化の抑制効果に優れる。よって、本発明の高速度工具鋼は、Ｎｂを含有すること（即ち、Ｎｂの含有量が０％超であること）が好ましい。
【００３８】
・好ましくは、Ｎｉ：１．００％以下
Ｎｉは、高速度工具鋼に優れた焼入性を付与する。これによって、マルテンサイトが主体の焼入れ組織を形成でき、基地自体の有する本質的な靭性を改善できる。しかし、Ｎｉの含有量が多すぎるとＡ１変態点が過度に低下し、高速度工具鋼の焼きなまし硬さが高くなり、高速度工具鋼の機械加工性が低下する。よって、高速度工具鋼がＮｉを含有する場合でも、Ｎｉの含有量は１．００％以下とすることが好ましい。そして、高速度工具鋼がＮｉを含有する場合、Ｎｉの含有量は０．０５％以上が好ましい。
【００３９】
・好ましくは、Ｃｏ：５．００％以下
Ｃｏは、使用中の工具が昇温されるときに、前記工具の表面に極めて緻密で密着性のよい保護酸化被膜を形成する効果を有する。これによって、前記工具の表面と相手材との金属接触を減少して、前記工具の表面の温度上昇が低減され、前記工具に優れた耐摩耗性をもたらす。そして、この保護酸化被膜の形成によって、断熱効果が増し、耐ヒートクラック性も向上する。しかし、Ｃｏの含有量が多すぎると、高速度工具鋼の靭性が低下する。よって、高速度工具鋼がＣｏを含有する場合でも、Ｃｏの含有量は５．００％以下とすることが好ましい。そして、高速度工具鋼がＣｏを含有する場合、Ｃｏの含有量は０．３０％以上が好ましい。
【００４０】
その他、本発明の高速度工具鋼には、不可避的な不純物元素として、例えば、Ｓ（硫黄）およびＰ（リン）が含まれ得る。
Ｓの含有量が多すぎると高速度工具鋼の熱間加工性が阻害されるので、Ｓの含有量は０．０１００％以下に規制することが好ましい。Ｓの含有量は、より好ましくは０．００５０％以下である。
Ｐの含有量が多すぎると高速度工具鋼の靭性が劣化するので、Ｐの含有量は０．０５０％以下に規制することが好ましい。Ｐの含有量は、より好ましくは０．０２５％以下である。
【００４１】
本発明の高速度工具鋼を製造する方法には特に制限はないが、例えば、本発明の高速度工具鋼の成分組成を有する鋼塊に対し、均熱処理（好ましくは、鋼塊を１２００〜１３００℃に加熱することによって行う均熱処理）、冷却（好ましくは、均熱処理後の鋼塊を、鋼塊の表面温度が９００℃以下になるまで行う冷却）、熱間加工（好ましくは、冷却後の鋼塊を９００℃超に再加熱して行う熱間加工）、及び焼入れ焼戻し（好ましくは、焼入れ温度９００℃以上、焼戻し温度５００〜６５０℃の焼入れ焼戻し）を順次施す製造方法が挙げられる。ここで、熱間加工と焼入れ焼戻しとの間で、鋼材を工具形状に機械加工してもよい。
上述の製造方法の中でも、後述する、本発明の高速度工具鋼の製造方法によれば、本発明の高速度工具鋼を特に製造し易い。
【００４２】
＜高速度工具鋼の製造方法＞
本発明の高速度工具鋼の製造方法（以下、「本製造方法」ともいう）は、質量％で、Ｃ：０．４０〜０．９０％、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：１．００％以下、Ｃｒ：４．００〜６．００％、ＷおよびＭｏのうちの１種または２種：関係式（Ｍｏ＋０．５Ｗ）によって求められる含有量として１．５０〜６．００％、並びに、ＶおよびＮｂのうちの１種または２種：関係式（Ｖ＋Ｎｂ）によって求められる含有量として０．５０〜３．００％を含有し、Ｎの含有量が質量％で０．０２００％以下であり、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼塊を準備する準備工程と、
前記鋼塊を１２００〜１３００℃に加熱することによって均熱処理する均熱処理工程と、
前記均熱処理工程後の前記鋼塊を該鋼塊の表面温度が９００℃以下になるまで冷却する過程で、少なくとも、前記表面温度が１０００℃以下９００℃超の範囲内に含まれる温度Ｔ１に下がった以降は、前記表面温度の冷却速度が３℃／分以上となる条件で前記表面温度が９００℃以下になるまで冷却する冷却工程と、
前記冷却工程後の前記鋼塊を９００℃超の熱間加工温度に再加熱し、前記再加熱した鋼塊を熱間加工して鋼材とする熱間加工工程と、
前記鋼材に焼入れ焼戻しを行う焼入れ焼戻し工程と、
を有する。
【００４３】
本明細書中では、鋼塊の表面温度の冷却速度を、単に「冷却速度」ということがある。
【００４４】
本発明者は、特許文献１で提案される、均熱処理を含む高速度工具鋼の製造方法の詳細を検討した。その結果、１２００〜１３００℃の高温の均熱処理は、特許文献１のような低合金の成分組成の高速度工具鋼にとって、鋼塊中の炭化物を固溶させるのに実に有効であることを確認した。
しかし、本発明者は、前記均熱処理後の冷却過程の管理が不適切であると、未固溶または新たに析出した炭化物が粗大化する場合があることを知見した。そこで本発明者は、この冷却条件を適切に管理することで、冷却過程における前記炭化物の粗大化を抑制でき、その結果、高速度工具鋼の組織中の炭化物をより微細化できることを突きとめた。さらに本発明者は、前記適切な冷却条件による炭化物微細化の効果を維持するためには、均熱処理の対象となる鋼塊自身にも、より最適な成分組成があることを突きとめ、本発明の高速度工具鋼の製造方法に到達した。
【００４５】
即ち、本発明の高速度工具鋼の製造方法では、Ｎの含有量が質量％で０．０２００％以下である鋼塊を用いる。このため、「高速度工具鋼」の項で説明したとおり、製造される高速度工具鋼中に分布する炭化物をより微細にすることができるので、靱性がさらに向上された高速度工具鋼を製造することができる。
【００４６】
さらに、本製造方法において、均熱処理の対象となる鋼塊中のＮの含有量を０．０２００％以下に調整することは、本製造方法における冷却工程とともに、組織中の炭化物（炭窒化物を含む。）を微細にする上で重要な役割を担っている。以下、詳細を説明する。
【００４７】
まず、特許文献１の手法に従えば、鋼塊中に晶出した前記炭化物は、次工程である１２００〜１３００℃での均熱処理で基地中に固溶させることができる。そして、前記均熱処理後の冷却過程では、３℃／分以上の冷却速度で鋼塊の表面温度が９００℃以下になるまで冷却することで、ＶやＮｂの炭化物の析出および成長を抑えることが可能である。
しかし、実際の操業においては、均熱処理が終了した直後の鋼塊を、その均熱処理温度から前記９００℃以下の温度にまで３℃／分以上の冷却速度で冷却することは困難である。即ち、実際の操業においては、鋼塊を均熱炉から取り出すまでの間で、冷却速度が３℃／分未満の徐冷が進んで（つまり、均熱処理炉内で炉冷等が進んで）、前記冷却速度による冷却を始めるときには、鋼塊の表面温度が前記均熱処理温度から下がっているのが現実的である。
そして本発明者の研究によれば、前記鋼塊の表面温度が１０００℃付近にまで下がってきたときには、既に多くのＶやＮｂの炭化物が析出しており、かつ、成長も始まっていることがわかった。
【００４８】
そこで、均熱処理の対象となる鋼塊中のＮの含有量を０．０２００％以下に調整することにより、前記均熱処理後の冷却過程において、前記炭化物が析出して成長する温度を下げることができる。具体的には、前記炭化物が析出して成長する温度を、鋼塊の表面温度で１０００℃以下にまで下げることができる。そして、前記炭化物の析出および成長温度が下がったことによって、均熱処理炉から取り出した鋼塊の表面温度が１０００℃付近にまで下がっていたとしても、それ以降の冷却を３℃／分以上の冷却速度で行えば、前記炭化物の析出および成長を抑制できるから、炭化物の微細化をより確実に達成できる。
【００４９】
従って、本製造方法では、均熱処理の対象となる鋼塊としてＮの含有量が０．０２００％以下である鋼塊を用い、かつ、少なくとも、鋼塊の表面温度が１０００℃以下９００℃超の範囲内に含まれる温度Ｔ１に下がった以降は、前記表面温度の冷却速度が３℃／分以上となる条件で前記表面温度が９００℃以下になるまで冷却する冷却工程を有することにより、炭化物の微細化をより確実に達成できる。このため、本製造方法によれば、従来の高速度工具鋼（例えば特許文献１に記載の高速度工具鋼）と比較して、靱性がさらに向上された高速度工具鋼を製造することができる。
本製造方法によれば、例えば、断面組織中の炭化物の円相当径の最大値が１．００μｍ以下である高速度工具鋼（例えば、上述の本発明の高速度工具鋼）を製造することができる。
【００５０】
また、本製造方法によれば、前記冷却工程を有することにより、均熱処理後の鋼塊の取り扱い時間に余裕ができるという効果も奏される。
【００５１】
以下、本製造方法の各工程について説明する。
【００５２】
−準備工程−
準備工程は、質量％で、Ｃ：０．４０〜０．９０％、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：１．００％以下、Ｃｒ：４．００〜６．００％、ＷおよびＭｏのうちの１種または２種：関係式（Ｍｏ＋０．５Ｗ）によって求められる含有量として１．５０〜６．００％、並びに、ＶおよびＮｂのうちの１種または２種：関係式（Ｖ＋Ｎｂ）によって求められる含有量として０．５０〜３．００％を含有し、Ｎの含有量が質量％で０．０２００％以下であり、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼塊を準備する工程である。
準備工程は、便宜上の工程である。
準備工程は、鋼塊を製造する工程であってもよいし、高速度工具鋼の製造に先立って予め製造しておいた鋼塊を準備する工程であってもよい。
【００５３】
準備工程で準備する鋼塊の成分組成については、前述した本発明の高速度工具鋼の成分組成と同様であり、好ましい範囲も同様である。
【００５４】
ところで、実際の操業では、一度に溶解処理する溶鋼量が多い。このため、鋼塊中のＮの含有量を、大気溶解のみによって０．０２００％以下に低下させることは容易ではない。
鋼塊中のＮの含有量を、大気溶解のみによって０．０２００％以下に低下させようとする場合、溶解前の原料としてＮの含有量が低減された高級な原料を使用しなくてはならず、コスト面で不利である。
そこで、本製造方法において、準備工程で準備する鋼塊は、脱酸精錬法によって精錬された溶鋼を鋳造することによって得られた鋼塊であることが好ましい。
脱酸精錬法としては、ＬＦ法、ＡＳＥＡ−ＳＫＦ法、ＶＡＤ法、ＶＯＤ法等の各種取鍋製錬法；ＲＨ法、ＤＨ法等の各種真空脱ガス法；が挙げられる。
【００５５】
また、実際の操業では、一つひとつの鋼塊が大きいので、鋼塊中の偏析が大きくなる可能性もある。
そこで、準備工程で準備する鋼塊は、脱酸精錬法によって精錬された溶鋼を鋳造して再溶解用電極を得、得られた再溶解用電極を用いて再溶解法によって得られた鋼塊であることがより好ましい。再溶解法の実施によって、鋼塊中の偏析を改善することができる。
再溶解法としては、エレクトロスラグ再溶解法、真空アーク再溶解法、プラズマアーク再溶解法、電子ビーム再溶解法等が挙げられる。特にエレクトロスラグ再溶解法は、スラグを用いることから、Ｓ等の不純物元素の低減に有利である。
【００５６】
−均熱処理工程−
均熱処理工程は、準備工程で準備した鋼塊を、１２００〜１３００℃に加熱することによって均熱処理する工程である。
均熱処理工程では、特許文献１の手法と同様、前記成分組成の鋼塊を１２００〜１３００℃の高温で均熱処理することにより、鋳造時の巨大炭化物を固溶させ、かつ、その組成成分を固溶拡散させて、炭化物の分布を改善することができる。
均熱処理の温度は、１２００〜１３００℃であるが、１２６０〜１３００℃であることが好ましい。
また、均熱処理の時間は、１０〜２０時間が好ましい。
なお、高速度工具鋼の一般的な均熱処理の温度が１１５０℃前後であるのに対して、本製造方法の均熱処理工程における均熱処理の温度は、一般的な均熱処理の温度よりも高い。
【００５７】
−冷却工程−
冷却工程は、均熱処理工程後の鋼塊をこの鋼塊の表面温度が９００℃以下になるまで冷却する過程で、少なくとも、鋼塊の表面温度が１０００℃以下９００℃超の範囲内に含まれる温度Ｔ１に下がった以降は、鋼塊の表面温度の冷却速度が３℃／分以上となる条件で鋼塊の表面温度が９００℃以下になるまで冷却する工程である。
冷却工程では、鋼塊の表面温度が９００℃以下になるまで３℃／分以上の冷却速度で冷却する。この冷却工程は、ＶやＮｂの炭化物が析出して成長しやすい９００℃までの温度範囲を速く通過することで、粒径の大きい炭化物の形成を減少し、好ましくは、基地中に微細に分散した小粒径の炭化物のみを形成させる工程である。
但し、前述のとおり、均熱処理が終了した鋼塊を、その均熱処理温度を保った時点から９００℃以下の温度にまで３℃／分以上の冷却速度で冷却することは困難である。
そこで、本製造方法では、均熱処理の対象となる鋼塊に含まれるＮの含有量を０．０２００％以下にすることで、冷却中の炭化物の析出および成長温度を、１０００℃付近にまで下げることに成功した。
【００５８】
そして本製造方法では、Ｎの含有量が０．０２００％以下に低減された鋼塊を均熱処理することにより、均熱処理後の冷却工程において、均熱処理の温度から１０００℃付近に下がるまでの冷却を３℃／分未満の遅い冷却速度で行った場合でも、それ以降の９００℃以下までの冷却を３℃／分以上の速い冷却速度で冷却しさえすれば、炭化物の微細化を効果的に達成できる。
すなわち、本製造方法における冷却工程は、均熱処理工程後の鋼塊をこの鋼塊の表面温度が９００℃以下になるまで冷却する過程で、少なくとも、前記表面温度が１０００℃以下９００℃超の範囲内に含まれる温度Ｔ１に下がった以降は、前記表面温度の冷却速度が３℃／分以上となる条件で前記表面温度が９００℃以下になるまで冷却する。
【００５９】
冷却工程において、鋼塊の表面温度が前記温度Ｔ１に下がるまでの冷却は、表面温度の冷却速度が３℃／分未満となる条件で行えばよいが、表面温度の冷却速度が３℃／分以上となる条件で行ってもよい。
前記３℃／分以上の冷却速度は、鋼塊を均熱処理炉から取り出して、例えば空冷（放冷）や、ファン冷却することによって達成できる。
鋼塊の表面温度が前記温度Ｔ１に下がるまでの冷却を、表面温度の冷却速度が３℃／分未満となる条件で行う態様は、均熱処理後の鋼塊の取り扱い時間に余裕ができるので、高速度工具鋼の製造がより容易となるという利点を有する。
【００６０】
前記温度Ｔ１は、１０００℃以下９００℃超の範囲内に含まれる温度であるが、１０００℃以下９５０℃以上の範囲内に含まれる温度であることが好ましく、１０００℃以下９７０℃以上の範囲内に含まれる温度であることがさらに好ましく、１０００℃であることが特に好ましい。
【００６１】
冷却工程は、少なくとも、鋼塊の表面温度が９５０℃に下がった以降は、鋼塊の表面温度の冷却速度が３℃／分以上となる条件で鋼塊の表面温度が９００℃以下になるまで冷却する工程であることが好ましい。
また、冷却工程は、少なくとも、鋼塊の表面温度が１０００℃に下がった以降は、鋼塊の表面温度の冷却速度が３℃／分以上となる条件で鋼塊の表面温度が９００℃以下になるまで冷却する工程であることがより好ましい。
【００６２】
また、冷却工程において、温度Ｔ１に下がった以降の冷却速度は３℃／分以上であるが、この冷却速度は、１０℃／分以上が好ましく、２０℃／分以上がより好ましく、３０℃／分以上がさらに好ましく、４０℃／分以上が特に好ましい。
また、冷却工程において、温度Ｔ１に下がった以降の冷却速度の上限には特に制限はないが、上限は、１００℃／分が好ましく、８０℃／分がより好ましい。
【００６３】
−熱間加工工程−
熱間加工工程は、前記冷却工程後の鋼塊を９００℃超の熱間加工温度に再加熱し、再加熱した鋼塊を熱間加工して鋼材とする工程である。前記熱間加工温度とは、前記熱間加工を開始する温度である。
熱間加工工程で行う再加熱および熱間加工は、特許文献１と同じ要領で行えばよい。例えば、熱間加工は、鋼塊の有する鋳造組織を改善すること、所定の鋼材寸法に整えること等を目的にして行う。熱間加工は、通常実施されている鍛造や圧延等の分塊条件等に従って行えばよい。
前記冷却工程後の鋼塊の熱間加工温度は９００℃超であるが、９５０℃以上が好ましく、１０００℃以上がより好ましく、１０５０℃以上が特に好ましい。
前記冷却工程後の鋼塊の熱間加工温度の上限には特に制限はないが、上限は、１２５０℃が好ましく、１２００℃がより好ましく、１１５０℃が特に好ましい。
【００６４】
−焼入れ焼戻し工程−
焼入れ焼戻し工程は、前記熱間加工によって得られた鋼材に焼入れ焼戻しを行う工程である。焼入れ焼戻し後の鋼材は、組織中に含まれる炭化物が微細に調整されており、優れた靭性を有している。
焼入れ焼戻し工程における焼入れ焼戻しは、特許文献１と同じ要領で行えばよく、通常実施されている条件等に従って行えばよい。
焼入れ焼戻し工程における焼入れ焼戻しにおいて、焼入れ温度は、９００℃以上の範囲から適宜選択することができる。焼入れ温度は、９５０℃以上がより好ましく、１０００℃以上がさらに好ましい。焼入れ温度の上限には特に制限はないが、１２５０℃が好ましく、１２００℃がより好ましい。
焼入れ焼戻し工程における焼入れ焼戻しにおいて、焼戻し温度は、５００〜６５０℃の範囲から適宜選択することができる。
【００６５】
焼入れ焼戻し工程は、焼入れ焼戻しにより、鋼材の硬さを４５ＨＲＣ以上（より好ましくは４５〜６０ＨＲＣ）に調整する工程であることが好ましい。
即ち、本工程における焼入れ焼戻し後の鋼材の硬さは、４５ＨＲＣ以上（より好ましくは４５〜６０ＨＲＣ）であることが好ましい。
【００６６】
−機械加工工程−
本製造方法は、前記熱間加工工程後であって前記焼入れ焼戻し工程前に、前記鋼材を工具形状に機械加工する機械加工工程をさらに有し、前記焼入れ焼戻し工程は、工具形状に機械加工された鋼材に対して焼入れ焼戻しを行う工程であってもよい。
本製造方法がかかる態様であると、工具形状の鋼材（即ち、工具製品）を効率的に製造できる。即ち、鋼材を用いてダイス、パンチ等の工具製品を作製することを考えれば、熱間加工後の鋼材の状態は、硬さが低い焼鈍状態であることが好ましい。この焼鈍状態の鋼材を機械加工してから焼入れ焼戻しを行うことが、工具製品の製造にとって効率的である。
【実施例】
【００６７】
以下、本発明を実施例により具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
【００６８】
〔実施例１〕
大気溶解法によって、所定の成分組成に調整された溶鋼を準備した。
本発明例（鋼塊Ａ）に供する溶鋼については、前記溶鋼に対し、さらに、取鍋製錬法による精錬も実施して、Ｎの含有量を低く調整した。
次に、溶鋼（本発明例に供する溶鋼についてはＮの含有量を低く調整した後の溶鋼）を鋳造して、エレクトロスラグ再溶解用の電極（再溶解用電極）に仕上げた。次に、前記電極にエレクトロスラグ再溶解を実施して、表１の成分組成を有し、残部がＦｅおよび不純物からなる高速度工具鋼の鋼塊Ａ及び鋼塊Ｂを作製した。
【００６９】
【表１】
2018048407.tif 000003
【００７０】
前記鋼塊Ａ及び鋼塊Ｂのそれぞれに対し、１２８０℃で１０時間保持する均熱処理を実施し（均熱処理工程）、次いで図１に示す冷却条件１〜４のいずれか１つの条件の冷却を実施した（冷却工程）。
冷却条件１は、均熱処理が完了した鋼塊を、この鋼塊の表面温度が均熱処理温度（１２８０℃）から１２００℃に下がるまで徐冷（冷却速度：０．５℃／分）し、鋼塊の表面温度が１２００℃に下がった以降は、ファン冷却による空冷（冷却速度：約５０℃／分）によって鋼塊の表面温度が９００℃以下になるまで冷却する条件である。
冷却条件２は、冷却条件１において、徐冷から空冷に切り替える温度を、冷却条件１の１２００℃から１１００℃に変更した条件である。
冷却条件３は、冷却条件１において、徐冷から空冷に切り替える温度を、冷却条件１の１２００℃から１０００℃に変更した条件である。
冷却条件４は、冷却条件１において、徐冷から空冷に切り替える温度を、冷却条件１の１２００℃から９００℃に変更した条件である。
【００７１】
前記冷却工程後の各鋼塊について、以下のようにして、組織中の炭化物の分布状況（基地中への固溶状況）を調べた。
まず、鋼塊から採取した各試料の断面組織を走査型電子顕微鏡（倍率５０倍）で観察し、この観察した視野をＥＰＭＡで分析した。そして、炭化物を形成するＶおよびＮｂの含有量に基づいて、前記分析結果に対し、１０カウント（ｃｐｓ）以上のＶおよびＮｂの検出強度を閾（しきい）値とした二値化処理を行った。これにより、断面組織中に分布するＶおよびＮｂの炭化物を示した二値化画像を得た。
図２に、各鋼塊についての二値化画像を示す。図２において、炭化物は、黒色の分布で示されている。
図２に示すように、冷却条件１で冷却された鋼塊Ａ、冷却条件２で冷却された鋼塊Ａ、冷却条件３で冷却された鋼塊Ａ、冷却条件１で冷却された鋼塊Ｂ、および冷却条件２で冷却された鋼塊Ｂでは、黒色の分布（炭化物の明確な存在）が確認されなかった。
【００７２】
図２より、Ｎの含有量が０．０２００％以下である鋼塊Ａの場合、均熱処理後の冷却過程において、３℃／分以上の冷却速度で冷却する前に、鋼塊の表面温度が１０００℃に下がるまで徐冷しても（冷却条件３）、冷却後の鋼塊組織中に大きな炭化物を確認できなかった。そして、この結果は、鋼塊ＡのＮ含有量を１５０ｐｐｍおよび１８０ｐｐｍのレベルに調整したものについても同様であった（不図示）。
これに対して、Ｎの含有量が０．０２００％を超える鋼塊Ｂの場合、鋼塊の表面温度が１０００℃に下がるまで徐冷してしまうと（冷却条件３）、鋼塊の表面温度が１０００℃に下がった以降に３℃／分以上の冷却速度で冷却しても、炭化物が明確に確認された。
これら結果は、高速度工具鋼中のＮの含有量を０．０２００％以下とすることにより（鋼塊Ａ）、冷却中の炭化物の析出および成長温度が１０００℃付近にまで下がったことによる。
【００７３】
〔実施例２〕
実施例１において、冷却条件１（均熱処理後、１２００℃まで徐冷）で冷却された鋼塊Ａ（Ｎ：０．０１２８％）および冷却条件１（均熱処理後、１２００℃まで徐冷）で冷却された鋼塊Ｂ（Ｎ：０．０２９６％）を、それぞれ１１００℃の熱間加工温度に再加熱し、再加熱した鋼塊に熱間プレスおよび熱間圧延を行って、分塊加工した。分塊加工後の各鋼塊（鋼片）に対して熱間圧延を行い、断面直径が１００ｍｍの丸棒鋼材に仕上げた（以上、熱間加工工程）。
【００７４】
次に、各丸棒鋼材からそれぞれ一部分を採取し、採取した一部分に対し、１０８０℃からの焼入れおよび５６０℃での焼戻しを行い、硬さ５６ＨＲＣに調整された評価用試料（高速度工具鋼）をそれぞれ得た（焼入れ焼戻し工程）。
以上により、本発明例の評価用試料（鋼塊Ａを用いて作製された高速度工具鋼）および比較例の評価用試料（鋼塊Ｂを用いて作製された高速度工具鋼）をそれぞれ得た。
【００７５】
次に、以下のようにして、前記評価用試料の断面組織中の炭化物分布を調べた。
まず、前記評価用試料の断面組織を走査型電子顕微鏡（倍率４０００倍）で観察した。
図３は、本発明例の評価用試料（鋼塊Ａを用いて作製された高速度工具鋼）の断面組織の走査型電子顕微鏡写真であり、図４は、比較例の評価用試料（鋼塊Ｂを用いて作製された高速度工具鋼）の断面組織の走査型電子顕微鏡写真である。
図３中及び図４中には、固溶しないで基地中に残った炭化物（未固溶炭化物）が確認できる。
【００７６】
次に、上記で観察した視野をＥＰＭＡによって分析し、１視野あたりの画素数が１２００×１０００［面積２９．１９μｍ×２３．９２μｍ］）の組織画像を得た。組織画像は、評価用試料１つ当たりにつき１０視野分得た（評価用試料１つ当たりにつき総面積６９８２．２μｍ２）。
そして、これらの組織画像に対し、画像解析ソフトウェア（オリンパス株式会社製ソフトウェアＳＣＡＮＤＩＵＭ）を用い、基地と炭化物とのコントラストを際立ださせる画像処理を施した。これにより、基地と炭化物とを識別し、炭化物の粒度分布を測定した。
炭化物の粒度分布は、炭化物の円相当径と個数密度（個／ｍｍ２）との関係を調べることによって測定した。
図５は、炭化物の円相当径と個数密度（個／ｍｍ２）との関係を示すグラフである。
図５中、「計１７６×１０３個／ｍｍ２」および「計１８０×１０３個／ｍｍ２」との表記は、円相当径毎の個数密度を加算することによって求められた、炭化物全体の個数密度（個／ｍｍ２）を示している。
【００７７】
図３〜図５に示すように、本発明例の評価用試料（高速度工具鋼）では、断面組織中の炭化物の円相当径の最大値が１．００μｍ以下であった。
一方、比較例の評価用試料（高速度工具鋼）では、円相当径が１．００μｍを超える炭化物が少なくなかった。
以上のように、本発明例の高速度工具鋼における炭化物は、比較例の高速度工具鋼の炭化物に比べて微細であることがわかった。そして本発明例の高速度工具鋼では、炭化物全体の個数密度が８０×１０３個／ｍｍ２以上であり、微細な炭化物が多量に形成されていた。
【００７８】
次に、本発明例の評価用試料および比較例の評価用試料のそれぞれについて、シャルピー衝撃試験を行うことにより、靭性を評価した。
シャルピー衝撃試験の試験片のノッチ形状は１０Ｒとした。
シャルピー衝撃試験の試験片としては、前記丸棒鋼材の長さ方向（熱間加工方向）と試験片の長さが合うように採取した試験片と、前記丸棒鋼材の断面径方向に試験片の長さが合うように採取した試験片と、の２種類を用いた。
そして、前記２種類の試験片につき、採取位置が異なる３つの試験片（ＴＰ１、ＴＰ２、ＴＰ３）をそれぞれ準備して、シャルピー衝撃試験を実施した。
シャルピー衝撃試験の試験結果を表２に示す。
【００７９】
【表２】
2018048407.tif 000004
【００８０】
表２の通り、本発明例の高速度工具鋼は、比較例の高速度工具鋼よりもシャルピー衝撃値が大きく、靭性に優れていた。
【００８１】
図６及び図７は、それぞれ、本発明例および比較例の高速度工具鋼について、丸棒鋼材の断面径方向に採取した試験片ＴＰ２のシャルピー衝撃試験後のノッチ近辺の破面を示す走査型電子顕微鏡写真である。
図６に示すように、本発明例の高速度工具鋼の場合、破面の起点には衝撃値を低めるような大きな要因は確認されなかった。
一方、図７に示すように、比較例の高速度工具鋼の場合、破面の起点（丸囲み部）には円相当径で１．００μｍを超える大きな炭化物が確認された。つまり、この大きな炭化物が破壊の起点となり、比較例の高速度工具鋼の靭性を低めていたことを確認した。
【００８２】
２０１３年９月２７日に出願された日本出願２０１３−２０１３９２の開示はその全体が参照により本明細書に取り込まれる。
本明細書に記載された全ての文献、特許出願、および技術規格は、個々の文献、特許出願、および技術規格が参照により取り込まれることが具体的かつ個々に記された場合と同程度に、本明細書中に参照により取り込まれる。
【図１】
2018048407.tif 000005
【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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