热作工具及其制造方法与流程

本发明涉及压制模具、锻造模具、压铸模具、挤出工具等多种热作工具和其制造方法。
背景技术：
：热作工具由于一边与高温的被加工材料、硬质的被加工材料接触一边使用，因此需要具备能够耐受冲击的韧性。而且，以往对于热作工具材料，使用例如为jis钢种的skd61系合金工具钢。另外，应最近的进一步的韧性提高的要求，对于热作工具材料，提出了改良了上述skd61系合金工具钢的成分组成的合金工具钢材料(专利文献1、2)。热作工具通常通过将硬度低的退火状态的热作工具材料机械加工成热作工具的形状后，对其进行淬火回火而调整至规定的使用硬度来制作。另外，在调整至上述使用硬度后，通常进行精加工的机械加工。有时也根据情况对上述热作工具材料先进行淬火回火(所谓制成预硬材料的状态)，然后还结合上述的精加工的机械加工而机械加工成热作工具的形状。淬火是如下的操作：将退火状态的热作工具材料(或者该热作工具材料被机械加工后的热作工具材料)加热至奥氏体温度区域为止并保持，对其进行骤冷，由此使组织发生马氏体相变。因此，对于热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。而且，淬火后的马氏体组织中，在加热至上述奥氏体温度区域为止并保持的过程生成的奥氏体晶粒的晶界被确认为“原奥氏体晶界”。由该原奥氏体晶界形成的“原奥氏体粒径”的分布状况即便在接下来的回火后的金相组织(即完成了的热作工具的组织)中实质上也能维持。然而，对于这样的热作工具样态，已知热作工具的韧性可以通过减少其成分组成中所含的p、s、o、n等不可避免的杂质的含量来提高。其中，p是在淬火回火后的马氏体组织中的原奥氏体晶界处偏析而使该晶界脆化、使热作工具的韧性大幅降低的元素。因此，提出了将热作工具材料(即热作工具)中的p含量限制为例如0.020质量％以下(专利文献3)。另外，已知热作工具的韧性可以通过减小上述马氏体组织中的原奥氏体粒径来提高(专利文献3)。现有技术文献专利文献专利文献1：日本特开平2-179848号公报专利文献2：日本特开2000-328196号公报专利文献3：日本特开2003-268486号公报技术实现要素：发明要解决的问题减少热作工具中所含的p含量对于淬火回火后的热作工具的韧性的提高非常有效。但是，若通过精炼工序等将热作工具材料中的p去除，则消耗大的能量。而且，对于通过该精炼工序等去除p，一方面也成为使促进p含量高的低级废料的使用停滞的主要原因。如此，在热作工具的领域中，应该减少的p为对环境负担大的元素。本发明的目的在于，提供一种即使提高热作工具中所含的p含量的容许量也能维持足够的韧性的热作工具。用于解决问题的方案本发明为一种热作工具，其具有通过淬火而能够调整为马氏体组织的成分组成，具有淬火回火后的马氏体组织，其中，上述成分组成包含超过0.020质量％且0.050质量％以下的p，上述淬火回火后的马氏体组织中的原奥氏体粒的粒径以基于jis-g-0551的结晶粒度级别计为no.9.5以上，该原奥氏体粒的晶界的p浓度为1.5质量％以下。优选上述成分组成还包含0.0250质量％以下的zn的热作工具。另外，本发明为一种热作工具的制造方法，其是对具有通过淬火而能够调整为马氏体组织的成分组成的热作工具材料进行淬火回火的、具有马氏体组织的热作工具的制造方法，其中，上述热作工具材料的成分组成包含超过0.020质量％且0.050质量％以下的p，进行了上述淬火回火后的马氏体组织中的原奥氏体粒的粒径以基于jis-g-0551的结晶粒度级别计为no.9.5以上，并且，该原奥氏体粒的晶界的p浓度为1.5质量％以下。优选上述热作工具材料的成分组成还包含0.0250质量％以下的zn的热作工具的制造方法。发明的效果根据本发明，能够充分维持包含超过0.020质量％且0.050质量％以下的p的热作工具的韧性。附图说明图1是关于skd61制热作工具(淬火回火硬度：43hrc)示出其夏氏冲击值与原奥氏体晶界的p浓度的关系的图。图2是实施例中评价的热作工具a1的断裂面组织的扫描型电子显微镜图像和示出该图像中的p浓度的元素映射图。图3是实施例中评价的热作工具b1的断裂面组织的扫描型电子显微镜图像和示出该图像中的p浓度的元素映射图。图4是热作工具的断裂面组织的扫描型电子显微镜图像，是示出在断裂面中确认到的原奥氏体晶界的一个例子的图。图5是示出用俄歇电子光谱仪对热作工具的断裂面中相当于原奥氏体晶界的位置分析时收集的俄歇电子能谱的一个例子的图。具体实施方式本发明人对即使提高热作工具材料中所含的p含量，也能够维持热作工具的韧性的方法进行了研究。结果发现，起因于p的含有的热作工具的韧性的劣化主要原因之一与在淬火回火后的马氏体组织中的原奥氏体晶界处的p偏析有关，从而调整原奥氏体粒径“直接”起到抑制在上述原奥氏体晶界处的p偏析的作用。而且，明确了通过充分发挥在该原奥氏体晶界处的“p偏析的抑制效果”从而即使p含量增高也能够充分维持热作工具的韧性的、“p容许量”与“原奥氏体粒径”的具体的关系量，从而实现本发明。以下对本发明的各构成要件进行说明。(1)本发明的热作工具“具有通过淬火而能够调整为马氏体组织的成分组成、具有淬火回火后的马氏体组织”。通常热作工具是对退火状态的热作工具材料进行淬火回火而制作的。对于该具有退火组织的热作工具材料，通过将由钢锭或者对钢锭进行开坯加工而成的钢坯构成的原材料作为起始材料，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，精加工成例如块状。而且，如上所述，以往将通过淬火回火而显现马氏体组织的原材料用于热作工具材料。马氏体组织对于奠定各种热作工具的绝对韧性的基础而言是必要的组织。作为这样的热作工具(即热作工具材料)的原材料，例如各种热作工具钢是代表性的。热作工具钢能够在其表面温度被升温至大致200℃以上的环境下使用。而且，例如可以代表性地将属于jis-g-4404的“合金工具钢钢材”的标准钢种、其它已提出的钢种应用于该热作工具钢的成分组成。另外，也可以根据需要添加、含有除上述热作工具钢规定以外的元素种类。而且，如果为退火组织经过淬火回火而显现马氏体组织的原材料，则通过之后使该淬火回火组织满足后述的(3)的要件，就能够实现上述本发明的“p偏析的抑制效果”。因此，为了实现本发明的上述效果，除了设定体现本发明的p偏析的抑制效果所需的、热作工具的p含量的“容许值(下限值)”以外，无需限定上述原材料的成分组成。但是，对于奠定热作工具的绝对的机械特性基础而言，例如，作为上述显现马氏体组织的一成分组成，优选具有以质量％计包含c：0.30～0.50％、cr：3.00～6.00％、并且包含后述的p的热作工具钢的成分组成。而且，在提高热作工具的绝对韧性方面，优选具有还包含v：0.10～1.50％的热作工具钢的成分组成。或者，含有mo或w的情况下，在提高热作工具的绝对韧性方面，优选具有包含mo及w以单独或复合计(mo+1/2w)：3.50％以下的热作工具钢的成分组成。此时，在对热作工具赋予强度及软化阻力方面，更优选上述(mo+1/2w)的值设为0.50％以上。而且，具体而言，优选具有包含c：0.30～0.50％、si：2.00％以下、mn：1.50％以下、s：0.0500％以下、cr：3.00～6.00％、mo及w以单独或复合计(mo+1/2w)：0.50～3.50％、v：0.10～1.50％、并且包含后述的p的成分组成。通过预先提高热作工具的基本韧性值，本发明的p偏析的抑制效果与其协同地作用，从而能够获得韧性更优异的热作工具。关于可构成本发明的热作工具的成分组成的各种元素，如下地说明。·c：0.30～0.50质量％(以下，简记为“％”)c是一部分固溶于基体中而赋予强度、一部分形成碳化物从而提高耐磨耗性、抗咬(seizure)性的热作工具的基本元素。另外，将作为间隙原子而固溶的c和cr等与c亲和性大的代位原子一起添加时，还可以期待i(间隙原子)-s(代位原子)效果(起到溶质原子的拖拽阻力的作用、使热作工具高强度化的作用)。但是，过度的添加导致韧性、高温强度的降低。因此，优选设为0.30～0.50％。更优选为0.34％以上。另外，更优选为0.40％以下。·si：2.00％以下si是制钢时的脱氧剂，过多时，导致在淬火回火后的工具组织中生成铁素体。因此，优选使其为2.00％以下。更优选为1.00％以下。进一步优选为0.50％以下。另一方面，si具有提高材料的切削性的效果。为了得到该效果，优选添加0.20％以上。更优选为0.30％以上。·mn：1.50％以下mn过多时，提高基体的粘度，从而降低材料的切削性。因此，优选使其为1.50％以下。更优选为1.00％以下。进一步优选为0.75％以下。另一方面，mn具有提高淬透性、抑制工具组织中的铁素体的生成、得到适当的淬火回火硬度的效果。另外，通过以非金属夹杂物的mns的形式存在，对于切削性的提高具有较大的效果。为了得到这些效果，mn优选添加0.10％以上。更优选为0.25％以上。进一步优选为0.45％以上。·s：0.0500％以下s是通常即使不添加也会不可避免地包含于各种热作工具中的元素。而且是在热作工具的原材料阶段使热加工性劣化、使热加工中的原材料产生裂纹的元素。因此，为了提高上述热加工性，优选限制为0.0500％以下。另一方面，s具有与上述mn键合而以非金属夹杂物mns的形式存在从而提高切削性的效果。为了得到该效果，优选添加0.0300％以上。·cr：3.00～6.00％cr是提高淬透性而且形成碳化物，对于基体的强化、耐磨耗性的提高有效果的元素。而且是有助于回火软化阻力及高温强度的提高的热作工具的基本元素。但是，过度的添加反而导致高温强度的降低。另外也导致淬透性降低。因此，优选设为3.00～6.00％。而且，更优选为5.50％以下。另外，更优选为3.50％以上。进一步优选为4.00％以上。特别优选为4.50％以上。·mo及w以单独或复合计(mo+1/2w)：0.50～3.50％mo及w是通过回火而使组织中微细碳化物析出或者凝聚从而对热作工具赋予强度及软化阻力的元素。mo及w可以以单独或复合的方式添加。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，优选以(mo+1/2w)的值计添加0.50％以上。更优选为1.50％以上。进一步优选为2.50％以上。但是，过多时，导致切削性、韧性的降低，因此优选以(mo+1/2w)的值计为3.50％以下。更优选为2.90％以下。·v：0.10～1.50％v具有形成碳化物从而强化基体、提高耐磨耗性、回火软化阻力的效果。而且，分布于退火组织中的上述v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(pinningparticles)”的作用，有助于韧性的提高。为了得到这些效果，优选添加0.10％以上。更优选为0.30％以上。进一步优选为0.50％以上。但是，过多时，导致切削性的降低、碳化物自身的增加造成的韧性的降低，因此优选使其为1.50％以下。更优选为1.00％以下。进一步优选为0.70％以下。本发明的热作工具的成分组成可以制成包含上述元素种类、并且包含后述的p的钢的成分组成。另外，也可以制成包含上述元素种类、并且包含后述p、余量为fe及杂质。而且，除上述元素种类以外，还可以含有下述元素种类。·ni：0～1.00％ni是提高基体的粘度从而使切削性降低的元素。因此，优选使ni的含量为1.00％以下。更优选为不足0.50％，进一步优选为不足0.30％。另一方面，ni是抑制工具组织中的铁素体生成的元素。另外，其是对于以下而言有效的元素：用于与c、cr、mn、mo、w等一起赋予工具材料优异的淬透性，即使在淬火时的冷却速度缓慢的情况下，也形成马氏体主体的组织，从而防止韧性的降低。而且，还改善基体的基本韧性，因此本发明中也可以根据需要来添加。添加时，优选添加0.10％以上。·co：0～1.00％co由于降低热作工具的韧性，因此优选使其为1.00％以下。另一方面，co在热作工具的使用中，在其升温时的表面形成极其致密且密合性良好的保护氧化覆膜。该氧化覆膜防止与对象材料之间的金属接触，抑制工具表面的温度上升，并且带来优异的耐磨耗性。因此，co也可以根据需要来添加。添加时，优选添加0.30％以上。·nb：0～0.30％nb由于导致切削性的降低，因此优选使其为0.30％以下。另一方面，nb具有形成碳化物、强化基体、提高耐磨耗性的效果。另外，具有提高回火软化阻力，并且与v同样地抑制晶粒的粗大化、有助于韧性的提高的效果。因此，nb也可以根据需要添加。添加时优选添加0.01％以上。本发明的热作工具的成分组成中，cu、al、ca、mg、o(氧)、n(氮)是有可能以例如不可避免的杂质的形式残留于钢中的元素。本发明中，优选使这些元素的含量尽可能地低。然而另一方面，为了得到夹杂物的形态控制、其它的机械特性、以及提高制造效率等附加的作用效果，也可以含有少量。此时，若为cu≤0.25％、al≤0.025％、ca≤0.0100％、mg≤0.0100％、o≤0.0100％、n≤0.0300％的范围，则能够充分允许，为本发明的优选的限制上限。(2)对于本发明的热作工具，在上述成分组成中“包含超过0.020％且0.050％以下的p”。如上所述，热作工具的韧性劣化的主要原因之一为起因于其含有p的在马氏体组织中的原奥氏体晶界处的p偏析。因此，以往的热作工具的情况下，p含量例如规定为0.020％以下(专利文献3)。但是，在这样的背景下，如果即使提高p含量的容许值，具体而言p含量超过0.020％，也能够将热作工具的韧性维持为以往的水平，则能够削减p含量的减少需耗费的能量等、能够减轻对环境的负担。另外，如果能过将热作工具的韧性提高至超过以往的水平，则也有助于热作工具自身的特性提高。因此，本发明中，将对象限定为含有“超过0.020％的p”的热作工具，对能够充分维持该热作工具的韧性的方法进行了研究，结果在能够消减上述能量等方面具有大的意义。优选的是，将上述对象限定为含有“0.025％以上的p”的热作工具。但是，若p的含量过多，则如后述，难以有效地发挥本发明的p偏析的抑制效果。因此，p含量为0.050％以下。优选为不足0.040％。更优选为0.035％以下。(3)对于本发明的热作工具，在其淬火回火后的马氏体组织中，“原奥氏体粒的粒径以基于jis-g-0551的结晶粒度级别计为no.9.5以上，并且该原奥氏体粒的晶界的p浓度为1.5质量％以下”。首先，本发明人为了把握原奥氏体晶界的p偏析对热作工具的韧性的影响度，对作为用于评价其韧性的具体的指标的“韧性值(例如夏氏冲击值)”与作为用于评价p偏析的具体的指标的“晶界p浓度(即原奥氏体晶界的p浓度)”的关系进行了研究。其结果发现，在这些热作工具的韧性值与晶界p浓度之间具有相关性，即使整体的p含量相同的热作工具，如果晶界p浓度不同，则热作工具的韧性值也会产生差异。而且明确，着眼于上述的晶界p浓度并将其减少而不是减少热作工具的整体的p含量，才是直接地对热作工具的韧性值的提高起作用。图1是关于skd61制热作工具(淬火回火硬度：43hrc)示出其夏氏冲击值与晶界p浓度(即原奥氏体晶界的p浓度)的关系的图。图中标记的是后述实施例中评价的热作工具a1、b1、c1、d1、及a2、b2、c2、d2。而且，图的下方标尺示出整体具有规定的p含量(0.009％、0.020％、0.025％)的热作工具具有图的各种晶界p浓度时的原奥氏体粒径(平均晶体粒径)。skd61中规定的p含量的容许上限值为0.030％。但是，以往的热作工具中，其p含量实际上通常如专利文献3，考虑到韧性的降低，减少至不足0.010％。另外，如专利文献3，以往的热作工具的原奥氏体粒径以基于jis-g-0551的结晶粒度级别计为no.8.0左右(以平均晶体粒径计为20～30μm左右)。而且，本发明人对这样的以往的热作工具进行了研究，结果由2mmu型切口夏氏冲击试验得到的冲击值超过70(j/cm2)，而其晶界p浓度为大致不足1.0质量％的水平(图1的热作工具a1)。而且明确，若增加上述以往的热作工具的p含量，则与其增加量相关，热作工具的韧性值变低。即，对于图1所示的将以往的热作工具a1的p含量从“不足0.010％”增加到“超过0.020％”的值、而其原奥氏体粒径维持为以往的“以结晶粒度级别计为no.8.0左右”的状态下的热作工具b1，上述晶界p浓度上升至“2.0质量％以上”的水平。而且，随着该晶界p浓度的上升，韧性值也下降至低于70(j/cm2)的水平，变得难以维持以往的热作工具a1的韧性。但是，即使是p含量超过0.020％的“韧性值低的”热作工具b1，如果能够将其晶界p浓度抑制为以往的水平以下例如“1.5质量％以下”，则能够维持为p含量不足0.020％的以往的热作工具的韧性的水平。优选的是，将晶界p浓度抑制为“1.0质量％以下”。因此，本发明人为了对影响上述热作工具的晶界p浓度的因子进行特定，对热作工具的晶界p浓度与原奥氏体粒径的关系进行了研究。结果注意到：即使是整体的p含量相同的热作工具，如果减小上述原奥氏体粒径，则作为p的偏析点(site)的原奥氏体晶界的体积会增加。而且明确了，若原奥氏体晶界的体积增加，则即使在具有相同p含量的热作工具间，在该原奥氏体晶界的位置测定的p浓度被稀释，晶界p浓度会降低，即，发挥了本发明的p偏析的抑制效果，从而能够提高韧性。而且，对于具有通过淬火而能够调整为马氏体组织的成分组成的各种热作工具中，整体的p含量超过0.020％时，能有效发挥本发明的p偏析的抑制效果的条件进行了研究，结果明确了，使上述原奥氏体粒径为以基于jis-g-0551的结晶粒度级别计为“no.9.5以上”的小径是有效的。需要说明的是，上述结晶粒度级别越大，原奥氏体粒径变得越小。而且，no.9.5的结晶粒度级别相当于以平均晶体粒径计为15μm左右。根据图1可知，整体的p含量超过0.020％的热作工具中，如果使其原奥氏体粒径以平均晶体粒径计大致为15μm以下(即，以结晶粒度级别计为no.9.5以上)，则晶界p浓度能被抑制为1.5质量％以下，能够将夏氏冲击值维持在以往的70(j/cm2)的水平。优选的是，使原奥氏体粒径为以结晶粒度级别计为no.10.0以上的小径。该no.10.0以上的原奥氏体粒径尤其在热作工具的p含量为0.025％以上时是优选的要件。基于jis-g-0551的结晶粒度级别可以视为等价于基于国际标准astm-e112的结晶粒度级别。而且，对于这些结晶粒度级别，以下仅用“no.”记载。需要说明的是，关于该原奥氏体粒径的结晶粒度级别，对上限没有特别要求，no.12.0(以平均晶体粒径计为6μm左右)是实际的。更实际的是no.11.5(以平均晶体粒径计为7.5μm左右)。用于测定上述原奥氏体粒径的热作工具的位置可以设为要求韧性的位置。例如可以设为模具、夹具等各种热作工具的操作面(与对象材料接触的表面)、其它表面的位置。另外，可以设为各种热作工具的内部、形成于其内部的孔、槽等的表面(内表面)的位置。另外，在本发明中，上述原奥氏体粒的晶界p浓度是用俄歇电子光谱仪(aes)测定的。基于x射线光电子能谱分析装置(edx)、x射线显微分析仪(epma)的测定的情况下，通常其测定区域的一边宽为约1μm左右，经常还会测量到原奥氏体晶界的周边(即粒内)的p量。在这点上，基于俄歇电子光谱仪的测定时上述测定区域的一边为约10nm左右，对着眼于原奥氏体晶界的p浓度的测定最适合。首先，在用于测定晶界p浓度的热作工具的位置，对热作工具进行晶界破坏，使断裂面露出。接着，用俄歇电子光谱仪对在该断裂面中确认到的相当于原奥氏体晶界的位置(参照图4)进行分析，从其面积为3μm×3μm的测定区域收集各元素的俄歇电子能谱(参照图5)。而且，根据得到的各元素的峰强度比，对p浓度进行定量分析，能够获得上述晶界p浓度。对于以往的“原奥氏体粒径的小径化”，已知其自身对马氏体组织的微细化起作用，结果韧性会提高。但是，在本发明中，如上所述，对热作工具的韧性提高起作用的“原奥氏体粒径的小径化”对在原奥氏体晶界处偏析的p的稀释化起作用，与以往的单纯的基于“马氏体组织的微细化”的情况作用不同。需要说明的是，通常，对于淬火回火后的热作工具，不容易将上述原奥氏体粒径小径化至no.13.0以上。而且，在不容易使上述原奥氏体粒径小径化时，若仅增加整体的p含量，则p浓度在原奥氏体晶界的稀释有极限，难以充分发挥本发明的p偏析的抑制效果。而且，变得难以维持为例如上述70(j/cm2)的夏氏冲击值的水平。因此，本发明的热作工具可以含有的p的上限为0.050％。(4)优选的是，对于本发明的热作工具，其成分组成中，“还包含0.0250％以下的zn”。zn是通过含有于上述(1)及(2)中说明的成分组成的热作工具中而能够提高热作工具的韧性的元素。因此，能够弥补由p含量的增加导致的韧性的劣化部分。优选的是，通过含有超过0.0025％，能够充分获得该韧性提高的效果。更优选为0.0030％以上。但是，若过度含有zn，则会在原奥氏体晶界等发生极端的zn偏析，反而会成为使韧性劣化的主要原因。因此，即使含有zn时，上限也优选设为0.0250％。更优选为0.0200％以下、进一步优选为0.0150％以下。(5)本发明的热作工具的制造方法是对具有上述(1)、(2)及(4)中说明的成分组成的热作工具材料“进行淬火回火”。本发明的热作工具的制造中使用的热作工具材料通过淬火及回火而被制备成具有规定硬度的马氏体组织，被整理为热作工具的制品。然后，上述热作工具材料通过切削、穿孔等各种机械加工等而被整理成热作工具的形状。关于上述机械加工的时机，优选在淬火回火前的、材料的硬度低的状态(即，退火状态)下进行。在该情况下，在淬火回火后也可以进行精加工的机械加工。另外，也可以根据情况，结合上述精加工的机械加工，在进行淬火回火后的预硬材料的状态下，一并机械加工成热作工具的形状。上述淬火及回火的温度根据原材料的成分组成、目标硬度等而不同，淬火温度优选为大致1000～1100℃左右、回火温度优选为大致500～650℃左右。例如，在作为热作工具钢的代表钢种的skd61的情况下，淬火温度为1000～1030℃左右、回火温度为550～650℃左右。淬火回火硬度优选设为50hrc以下。其为40～50hrc是适当的。更优选为48hrc以下。另外，为了更有效地获得本发明的“在原奥氏体晶界偏析的p的稀释化”的作用效果，在上述“原奥氏体粒径的小径化”的基础上，将热加工前的原材料在1200～1350℃的高温下进行长时间的(例如10小时以上的)均质化处理是有效的。对于该均质化处理的温度，优选为1230℃以上。另外，优选为1300℃以下、更优选为1270℃以下。而且，对于进行上述均质化处理后的上述热加工，将其加工比(截面积比)设为7s以上的实体锻造是有效的(“s”为表示实体锻造的符号)。实体锻造是指对实体(即上述原材料)进行锻造从而减少其截面积、增加长度这种情况的热加工。而且，优选使以通过该热加工而截面积减少的原材料的横截面的截面积a与该热加工后截面积减少了的横截面的截面积a的比a/a表示的“锻造成形比”为上述的“7s以上”。而且，不进行该热加工中的再加热、以短的实际加工时间结束热加工是有效的。通过高温长时间的上述均质化处理，能够使源自原材料的凝固组织的不均匀的p的分布均匀。进而，通过加工比高的上述热加工，能够使因均质化处理而变粗大的奥氏体粒径微细。而且，能够增加在刚刚结束热加工后组织中的p的偏析点，能够抑制在热加工后的冷却中p发生再次偏析。利用这些条件，能够更有效地抑制p在淬火回火后的原奥氏体晶界发生浓缩。[实施例]准备具有表1的成分组成的、jis-g-4404的标准钢种的热作工具钢skd61制原材料a、b、c、d(厚度70mm×宽度70mm×长度100mm)。需要说明的是，原材料a为p减少至不足0.010％的以往的原材料。全部的原材料中，未添加cu、al、ca、mg、o、n(其中，包括al作为熔解工序中的脱氧剂而添加的情况。)，cu≤0.25％、al≤0.025％、ca≤0.0100％、mg≤0.0100％、o≤0.0100％、n≤0.0300％。[表1]质量％原材料csimnpscrmovznfe※a0.371.030.430.0090.00175.131.250.82-余量b0.371.030.440.0210.00215.251.230.82-余量c0.381.020.430.0210.00195.141.240.820.0130余量d0.371.000.450.0250.00225.041.170.810.0120余量※包含杂质对这些原材料在1250℃下实施10小时的均质化处理。而且，将该实施了均质化处理后的原材料加热至作为热作工具钢的通常的热加工温度的1150℃，对该加热过的原材料进行热加工。此时，将热加工时的加工比(截面积比)设为2s的实体锻造，不进行热加工中的再加热，以5分钟的实际加工时间结束热加工。另外，作为另一热加工，将热加工时的加工比(截面积比)设为7s以上的实体锻造，不进行热加工中的再加热，以5分钟的实际加工时间结束热加工。然后，对结束热加工的钢材进行860℃的退火，从而制作将上述热加工时的加工比设为2s的热作工具材料a1、b1、c1、d1以及将上述加工比设为7s以上的热作工具材料a2、b2、c2、d2。然后，对这些热作工具材料a1～d1及a2～d2进行自1030℃起的淬火和630℃的回火(目标硬度43hrc)，制作具有马氏体组织的热作工具a1～d1及a2～d2。分别从上述热作工具a1～d1及a2～d2采取夏氏冲击试验片(l方向、2mmu型切口)，实施夏氏冲击试验。然后，对这些夏氏冲击试验片的组织中的原奥氏体粒径以基于jis-g-0551(astm-e112)的结晶粒度级别计进行测定。另外，用场发射型俄歇电子光谱仪(fe-aes)对这些热作工具的原奥氏体晶界的p浓度(晶界p浓度)进行测定。首先，分别从上述热作工具a1～d1及a2～d2采取直径3.0mm×长度20.0mm的试样。在该试样的圆周部加工深度0.5mm的“切口”。接着，将该试样在形成高真空的fe-aes的装置内用液氮冷却至-196℃后，使其断裂、进行晶界破坏。而且，从经该晶界破坏的断裂面选择在原奥氏体晶界破坏的位置，收集面积为3μm×3μm的区域的俄歇电子能谱。然后，根据该收集的俄歇电子能谱对p浓度进行定量分析，作为晶界p浓度。将晶界p浓度的分析结果示于表2。[表2]热作工具a1为以往的热作工具。而且，其p含量考虑到韧性的降低而减少为不足0.010％，夏氏冲击值为70j/cm2以上。另外，热作工具a2也是p含量减少为不足0.010％的热作工具。为了降低热作工具的p含量，需要大的能量。相对于这样的热作工具，热作工具b1、c1、d1是使热作工具a1的p含量增加并超过0.020％的热作工具。而且，随着p含量的增加，晶界p浓度增加，从而夏氏冲击值降低为不足70j/cm2。热作工具b2为本发明的热作工具，为保持热作工具b1的p含量、将原奥氏体粒径小径化至以结晶粒度级别计为no.9.5的热作工具。而且，晶界p浓度降低至以往的热作工具a1的水平，从而夏氏冲击值上升为70j/cm2以上。另外，热作工具c2、d2也是本发明的热作工具，分别为保持热作工具c1、d1的p含量、将原奥氏体粒径小径化至以结晶粒度级别计为no.9.5以上的热作工具。而且，相对于热作工具b2，通过还含有适当量的zn，与由上述晶界p浓度的降低带来的效果相结合，夏氏冲击值上升至约80j/cm2。作为分析了晶界p浓度的上述断裂面的一个例子，将用扫描型电子显微镜(2000倍)观察热作工具a1的断裂面而得到的图像和示出该图像中的p浓度的元素映射图示于图2。另外，将用扫描型电子显微镜(2000倍)观察热作工具b1的断裂面而成的图像和示出了该图像中的p浓度的元素映射图示于图3。在位于各图上侧的扫描型电子显微镜图像中，断裂面光滑的部分相当于“晶界破坏部(原奥氏体晶界)”。而且，在位于各图下侧的元素映射图中，白色点表示的部分为“p元素富集的部分(p浓度高的部分)”(需要说明的是，实际上该元素映射图以彩色表示。而且，该实际的元素映射图中，上述p元素富集的部分由包含上述白色点的部分的红色区域表示)。对于图2与图3的比较可知，在图3(热作工具b1)的晶界破坏部，p元素的富集显著，晶界p浓度高。而且，对于将该图3的原奥氏体粒径小径化而成的本发明的热作工具b2，其断裂面的晶界p浓度降低至图2(热作工具a1)的水平。当前第1页12