高速工具及其制造方法与流程

本申请是申请日为2014年6月24日、申请号为2014800524823、发明名称为“高速工具钢及其制造方法”的申请的分案申请。

本发明涉及用于口模、冲头等工具中的高速工具钢及其制造方法。

背景技术：

以往，作为用于温热加工的口模、冲头等各种工具的原材料，使用了如下的低合金的高速工具钢：相对于作为高速工具钢的代表性钢种的skh51的成分组成，减少了c(碳)以及与c一起形成碳化物的mo、w和v的含量，由此提高了韧性。而且，关于该低合金的高速工具钢，提出了如下的高速工具钢：对包含前述高速工具钢的成分组成的钢锭进行1200～1300℃的高温的均热处理(soaking)之后，以3℃/分钟以上的冷却速度进行冷却直至钢锭的表面温度成为900℃以下，由此抑制淬火回火后的组织中的碳化物的凝集，以使碳化物的平均粒径成为0.5μm以下并且使其分布密度成为80×10³个/mm²以上，提高了韧性(下述专利文献1)。

专利文献1：日本特开2004-307963号公报

技术实现要素：

发明要解决的问题

专利文献1的方法对于提高低合金的高速工具钢的韧性而言是有效的。

然而，即使是用专利文献1的方法制造的高速工具钢，仍存在在其淬火回火后的组织中，单个粒径大于0.5μm的碳化物不少的情况。因此，专利文献1的方法存在不能充分地得到提高高速工具钢的韧性的效果的情况。

本发明的目的在于，提供一种韧性被进一步提高的高速工具钢及其制造方法。

用于解决问题的方案

用于解决前述课题的具体方案如下所述。

<1>一种高速工具钢，其中，以质量％计含有c：0.40～0.90％、si：1.00％以下、mn：1.00％以下、cr：4.00～6.00％、w和mo中的1种或2种：根据关系式(mo+0.5w)求出的含量为1.50～6.00％、以及v和nb中的1种或2种：根据关系式(v+nb)求出的含量为0.50～3.00％，n的含量以质量％计为0.0200％以下，余量由fe和杂质组成，截面组织中的碳化物的圆当量直径的最大值为1.00μm以下。

<2>根据<1>所述的高速工具钢，其中，以质量％计还含有ni：1.00％以下。

<3>根据<1>或<2>所述的高速工具钢，其中，以质量％计还含有co：5.00％以下。

<4>根据<1>～<3>中任一项所述的高速工具钢，其中，si的含量以质量％计为0.20％以下。

<5>根据<1>～<4>中任一项所述的高速工具钢，其中，硬度为45hrc以上。

<6>一种高速工具钢的制造方法，其具有如下工序：

准备工序，准备如下钢锭：其以质量％计含有c：0.40～0.90％、si：1.00％以下、mn：1.00％以下、cr：4.00～6.00％、w和mo中的1种或2种：根据关系式(mo+0.5w)求出的含量为1.50～6.00％、以及v和nb中的1种或2种：根据关系式(v+nb)求出的含量为0.50～3.00％，n的含量以质量％计为0.0200％以下，余量由fe和杂质组成；

均热处理工序，将前述钢锭加热至1200～1300℃，由此进行均热处理；

冷却工序，在对前述均热处理工序后的前述钢锭进行冷却直至该钢锭的表面温度成为900℃以下的过程中，至少在前述表面温度降低至包括于1000℃以下且大于900℃的范围内的温度t1以后，在前述表面温度的冷却速度为3℃/分钟以上的条件下进行冷却直至前述表面温度成为900℃以下；

热加工工序，将前述冷却工序后的前述钢锭再加热至大于900℃的热加工温度，对前述再加热了的钢锭进行热加工而制成钢材；以及

淬火回火工序，对前述钢材进行淬火回火。

<7>根据<6>所述的高速工具钢的制造方法，其中，对于前述冷却工序，将前述钢锭在前述表面温度的冷却速度小于3℃/分钟的条件下进行冷却直到前述钢锭的表面温度降低至前述温度t1为止。

<8>根据<6>或<7>所述的高速工具钢的制造方法，其中，前述准备工序中准备的前述钢锭是如下的钢锭：通过将采用脱氧精炼法精炼了的钢水铸造而得到。

<9>根据<8>所述的高速工具钢的制造方法，其中，前述准备工序中准备的前述钢锭是如下的钢锭：将采用脱氧精炼法精炼了的钢水铸造而得到重熔用电极，使用所得重熔用电极采用重熔法而得到。

<10>根据<6>～<9>中任一项所述的高速工具钢的制造方法，其中，前述准备工序中准备的前述钢锭以质量％计还含有ni：1.00％以下。

<11>根据<6>～<10>中任一项所述的高速工具钢的制造方法，其中，前述准备工序中准备的前述钢锭以质量％计还含有co：5.00％以下。

<12>根据<6>～<11>中任一项所述的高速工具钢的制造方法，其中，前述准备工序中准备的前述钢锭的si的含量以质量％计为0.20％以下。

<13>根据<6>～<12>中任一项所述的高速工具钢的制造方法，其中，前述淬火回火工序通过前述淬火回火将钢材的硬度调节为45hrc以上。

<14>根据<6>～<13>中任一项所述的高速工具钢的制造方法，其中，在前述热加工工序后且前述淬火回火工序前，还具有将前述钢材机械加工成工具形状的机械加工工序，

前述淬火回火工序对被机械加工成工具形状的钢材进行淬火回火。

发明的效果

根据本发明能够进一步提高高速工具钢的韧性。

附图说明

图1是用于说明实施例1中对钢锭实施的均热处理和冷却过程(冷却条件1～4)的示意图。

图2是实施例1中将在冷却条件1～4的各条件下经过冷却的钢锭a和钢锭b各自的截面组织用epma(电子射线显微分析仪)分析而得到的二值化图像，是示出截面组织中的碳化物分布的图。

图3是示出实施例2中分布于本发明例的高速工具钢的截面组织中的碳化物的一个例子的扫描电子显微镜照片。

图4是示出实施例2中分布于比较例的高速工具钢的截面组织中的碳化物的一个例子的扫描电子显微镜照片。

图5是示出实施例2中本发明例和比较例的高速工具钢的截面组织中的碳化物的圆当量直径与个数密度(个/mm²)的关系的图表。

图6是示出实施例2中对本发明例的高速工具钢实施夏比式冲击试验时的试验后的断面的一个例子的扫描电子显微镜照片。

图7是示出实施例2中对比较例的高速工具钢实施夏比式冲击试验时的试验后的断面的一个例子的扫描电子显微镜照片。

具体实施方式

本说明书中，表示各成分(各元素)的含量的“％”表示“质量％”。

另外，本说明书中，使用“～”而表示的数值范围表示将“～”的前后记载的数值分别作为最小值和最大值而包含的范围。

另外，本说明书中，以单位“hrc”所表示的“硬度”表示jisg0202(2013)中规定的c标尺的洛氏硬度。

以下，对本发明的高速工具钢及其制造方法详细地说明。

<高速工具钢>

本发明的高速工具钢以质量％计含有c(碳)：0.40～0.90％、si(硅)：1.00％以下、mn(锰)：1.00％以下、cr(铬)：4.00～6.00％、w(钨)和mo(钼)中的1种或2种：根据关系式(mo+0.5w)求出的含量为1.50～6.00％、以及v(钒)和nb(铌)中的1种或2种：根据关系式(v+nb)求出的含量为0.50～3.00％，n(氮)的含量以质量％计为0.0200％以下，余量由fe(铁)和杂质组成，截面组织中的碳化物的圆当量直径的最大值为1.00μm以下。

本发明中，高速工具钢的截面组织中的“碳化物”的概念不仅为不含氮的碳化物，还包括含氮的碳化物(即，碳氮化物)。

本发明的高速工具钢如上所述，n的含量为0.0200％以下。

n是铸造后的钢锭不可避免地含有的杂质元素。

通常，在铸造前的钢水的成分组成为主要在大气环境下经过调节的成分组成的情况下，铸造后的钢锭中通常可包含有0.0300％左右或其以上的n。

n为与作为碳化物形成元素的v、nb的亲和性强的元素。

因此，在包含大量n的高速工具钢中，在铸造时的凝固过程中，v、nb在与c结合而以碳化物(共晶碳化物)的形式结晶之前，与n结合而以氮化物的形式结晶。接着，碳化物在该氮化物的周围结晶，由此形成碳氮化物。

前述碳氮化物是热稳定的化合物。

因此，若在钢锭中形成有许多前述碳氮化物，则在作为下一工序的均热处理工序、热加工工序中，难以将前述碳氮化物固溶于基质中。其结果，经过均热处理工序和热加工工序而制造的高速工具钢(包括工具制品。以下相同)的组织中残留许多前述碳氮化物，高速工具钢的韧性降低。于是，前述碳氮化物变成断裂的起点，由此容易出现高速工具钢的早期裂纹，进而高速工具钢的寿命降低。

鉴于以上方面，本发明的高速工具钢中，为了抑制前述碳氮化物的形成量，n的含量为0.0200％以下。

由此，能够将在钢锭中结晶的前述碳氮化物的形态改变为不含氮的碳化物的形态。

不含氮的碳化物容易通过均热处理等而固溶于基质中。因此，通过使n的含量成为0.0200％以下，能够使分布于高速工具钢中的碳化物变得更加微细，因此能够进一步提高高速工具钢的韧性。

另外，如上所述，本发明的高速工具钢的截面组织中的碳化物的圆当量直径的最大值为1.00μm以下。

关于碳化物的粒径，上述专利文献1所述的高速工具钢中，碳化物的平均粒径为0.5μm以下。

然而，本发明人通过研究明确了，即使在高速工具钢中的碳化物的平均粒径为0.5μm以下的情况下，该高速工具钢中仍存在粒径大大超过1.00μm的粗大的碳化物的情况。进而还明确了，由于这样的粗大的碳化物的存在而存在不能充分地提高高速工具钢的韧性的情况。

关于这些方面，本发明的高速工具钢中，通过截面组织中的碳化物的圆当量直径的最大值为1.00μm以下，由此进一步提高高速工具钢的韧性。

高速工具钢的截面组织中的碳化物的圆当量直径的最大值大于1.00μm时，粒径大的碳化物(尤其是圆当量直径大于1.00μm的碳化物)容易成为断裂的起点，高速工具钢的韧性降低。圆当量直径大于1.00μm的碳化物为在淬火工序中在其淬火温度(大约900℃以上的奥氏体化温度)下主要不固溶于基质中的碳化物(未固溶碳化物)。

需要说明的是，本发明的高速工具钢中，截面组织中的碳化物的圆当量直径的最大值只要为1.00μm以下即可，只要在满足该条件的情况下，碳化物的平均粒径也可以为0.5μm以下是不言而喻的。

如上所述，本发明的高速工具钢通过n的含量为0.0200％以下以及截面组织中的碳化物的圆当量直径的最大值为1.00μm以下，由此与以往的高速工具钢(例如，专利文献1所述的高速工具钢)相比，韧性进一步提高。

本发明的高速工具钢中，n的含量优选为0.0180％以下，更优选为0.0150％以下。

本发明的高速工具钢中，对n含量的下限没有特别限制，n含量的下限例如可以为0.0005％，另外也可以为0.0010％。

另外，本发明的高速工具钢中，如上所述，截面组织中的碳化物的圆当量直径的最大值为1.00μm以下，前述圆当量直径的最大值优选为0.90μm以下，更优选为0.80μm以下。

另外，本发明的高速工具钢中，还可以使碳化物的分布密度成为80×10³个/mm²以上。通过使碳化物的分布密度变大，能够使淬火回火后的原奥氏体粒径变细，能够进一步提高高速工具钢的韧性。

本发明中，为了查明碳化物的圆当量直径的最大值和碳化物的分布密度，例如以用倍率4000倍的扫描电子显微镜、总视野面积为5000μm²以上的方式观察高速工具钢的截面组织来查明即可。

而且，前述碳化物接受查明时的高速工具钢通常具有各种工具制品的形状。该工具制品的形状中可能会因前述碳化物导致产生裂纹的部位例如为前述工具制品的工作面，尤其是在前述工作面中与其它的构件接触的拐角部(外角部、内角部)。因此，用于查明前述碳化物的高速工具钢的部位例如可以设为包含前述拐角部的截面组织。

对工具的韧性产生大的影响的碳化物为在淬火工序中在其淬火温度(大致为900℃以上的奥氏体化温度)下主要不固溶于基质中的碳化物(未固溶碳化物)。

另外，本发明的高速工具钢硬度优选为45hrc以上。

将本发明的高速工具钢用于各种工具时，通过使其使用硬度成为45hrc以上，能够赋予工具优异的拉伸强度。尤其，在用于各种热作工具的情况下，通过使其使用硬度(室温下的硬度)成为45hrc以上，能够赋予高温下的优异的拉伸强度。

本发明的高速工具钢硬度更优选为45hrc～60hrc。

本发明的高速工具钢的成分组成在n的含量以外的基本的构成中，与专利文献1的高速工具钢的成分组成通用。

以下，对本发明的高速工具钢的除n以外的各成分进行说明。

·c：0.40～0.90％

c是通过与cr、mo、w、v、nb等碳化物形成元素结合而生成硬的复碳化物从而对高速工具钢赋予耐磨耗性的元素。另外，c的一部分固溶于基质中而使基质强化。由此，c的一部分对淬火回火后的马氏体组织赋予硬度。然而，过量的c助长碳化物的偏析。因此，c的含量为0.40～0.90％。

·si：1.00％以下

si通常在熔化工序中被用作脱氧剂，是铸造后的钢锭不可避地含有的元素。然而，si的含量过多时，高速工具钢的韧性降低。因此，使si的含量成为1.00％以下。需要说明的是，si具有将m2c型的棒状的一次碳化物微细化为球状的作用。因此，si的含量优选为0.10％以上。

另外，从以下观点出发，si的含量优选为0.20％以下。

即，si的含量为0.20％以下时，存在将一次碳化物微细化为球状的作用变弱的倾向。因此，在si为0.20％以下的情况下，与si大于0.20％的情况相比，能够更加显著地获得使n的含量成为0.0200％以下所起到的效果以及使截面组织中的碳化物的圆当量直径的最大值成为1.00μm以下所起到的效果。

·mn：1.00％以下

mn与si同样在熔化工序中被用作脱氧剂，是铸造后的钢锭不可避地含有的元素。然而，mn的含量过多时，a1相变点过度地降低，从而退火硬度变高，高速工具钢的机械加工性(切削性)降低。因此，使mn的含量成为1.00％以下。需要说明的是，mn具有提高淬透性的作用。因此，优选成为0.10％以上。

·cr：4.00～6.00％

cr是与c结合而形成碳化物、提高高速工具钢的耐磨耗性的元素。另外，cr还是有助于提高高速工具钢的淬透性的元素。然而，cr的含量过多时，会助长条纹状偏析，高速工具钢的韧性降低。因此，使cr的含量成为4.00～6.00％。

·w和mo中的1种或2种：根据关系式(mo+0.5w)求出的含量为1.50～6.00％

w和mo是与c结合而形成碳化物并且在淬火时固溶于基质中以增加硬度、提高高速工具钢的耐磨耗性的元素。然而，w和mo的含量过多时，会助长条纹状偏析，高速工具钢的韧性降低。

关于上述作用效果，w和mo的含量是指根据关系式(mo+0.5w)求出的含量。关系式(mo+0.5w)中，“mo”表示mo(钼)的含量(％)，“w”表示w(钨)的含量(％)。

本发明的高速工具钢中，使w和mo中的1种或2种的含量以根据关系式(mo+0.5w)求出的含量计为1.50～6.00％。

本发明的高速工具钢可以仅含有w和mo中的1种(一者)，也可以含有w和mo中的2种(两者)。即，关系式(mo+0.5w)中的“mo”和“w”中的任一者也可以为0％。

需要说明的是，w比mo更助长条纹状偏析，容易损害高速工具钢的韧性。因此，高速工具钢中的w的含量优选为3.00％以下(以前述关系式(mo+0.5w)中的0.5w计为1.50％以下)。

·v和nb中的1种或2种：根据关系式(v+nb)求出的含量为0.50～3.00％

v和nb与c结合而形成碳化物且提高高速工具钢的耐磨耗性和抗胶合性。另外，v和nb在淬火时固溶于基质中，回火时析出微细且不易凝集的碳化物，由此提高高速工具钢的高温环境下的软化阻力，赋予其优异的高温屈服强度。而且，v和nb使晶粒变得微细，并且还提高a1相变点，提高高速工具钢的韧性和耐热裂纹性。但是，v和nb的含量过多时，生成大的碳化物，助长用作工具时的裂纹的产生。

关于上述作用效果，v和nb的含量是指根据关系式(v+nb)求出的含量。

本发明的高速工具钢中，使v和nb中的1种或2种的含量以根据关系式(v+nb)求出的含量计为0.50～3.00％。

关系式(v+nb)中，“v”表示v(钒)的含量(％)，“nb”表示nb(铌)的含量(％)。

本发明的高速工具钢可以仅含有v和nb中的1种(一者)，也可以含有v和nb中的2种(两者)。即，关系式(v+nb)中的“v”和“nb”中的任一者也可以为0％。

根据关系式(v+nb)求出的含量优选为1.50％以下。

需要说明的是，nb与v相比，软化阻力、高温强度的提高效果、晶粒粗大化的抑制效果优异。因此，本发明的高速工具钢优选含有nb(即，nb的含量大于0％)。

·优选地，ni：1.00％以下

ni赋予高速工具钢优异的淬透性。由此，能够形成马氏体为主体的淬火组织，能够改善基质自身具有的本质上的韧性。然而，ni的含量过多时，a1相变点过度地降低，高速工具钢的退火硬度变高，高速工具钢的机械加工性降低。因此，即使在高速工具钢含有ni的情况下，ni的含量也优选为1.00％以下。而且，在高速工具钢含有ni的情况下，ni的含量优选为0.05％以上。

·优选地，co：5.00％以下

co具有在使用中的工具升温时在前述工具的表面形成极致密且密合性良好的保护氧化覆膜的效果。由此，减少前述工具的表面和对象材料的金属接触，从而减少前述工具的表面的温度升高，赋予前述工具优异的耐磨耗性。而且，由于该保护氧化覆膜的形成，绝热效果增加，耐热裂纹性也提高。然而，co的含量过多时，高速工具钢的韧性降低。因此，即使在高速工具钢含有co的情况下，co的含量也优选为5.00％以下。而且，在高速工具钢含有co的情况下，co的含量优选为0.30％以上。

另外，本发明的高速工具钢中，作为不可避免的杂质元素，例如可以包含s(硫)和p(磷)。

s的含量过多时，会阻碍高速工具钢的热加工性，因此优选将s的含量限制为0.0100％以下。s的含量更优选为0.0050％以下。

p的含量过多时，高速工具钢的韧性变差，因此优选将p的含量限制为0.050％以下。p的含量更优选为0.025％以下。

对用于制造本发明的高速工具钢的方法没有特别限制，例如可以举出对具有本发明的高速工具钢的成分组成的钢锭依次实施均热处理(优选地，通过将钢锭加热至1200～1300℃而进行的均热处理)、冷却(优选地，对均热处理后的钢锭进行冷却直至钢锭的表面温度成为900℃以下)、热加工(优选地，将冷却后的钢锭再加热至大于900℃而进行的热加工)和淬火回火(优选地，淬火温度为900℃以上且回火温度为500～650℃的淬火回火)的制造方法。此处，也可以在热加工和淬火回火之间，将钢材机械加工成工具形状。

上述制造方法之中，若根据后述的本发明的高速工具钢的制造方法，则特别容易制造本发明的高速工具钢。

<高速工具钢的制造方法>

本发明的高速工具钢的制造方法(以下，还称为“本制造方法”)具有如下工序：

准备工序，准备如下钢锭：以质量％计含有c：0.40～0.90％、si：1.00％以下、mn：1.00％以下、cr：4.00～6.00％、w和mo中的1种或2种：根据关系式(mo+0.5w)求出的含量为1.50～6.00％、以及v和nb中的1种或2种：根据关系式(v+nb)求出的含量为0.50～3.00％，n的含量以质量％计为0.0200％以下，余量由fe和杂质组成；

均热处理工序，将前述钢锭加热至1200～1300℃，由此进行均热处理；

冷却工序，在对前述均热处理工序后的前述钢锭进行冷却直至该钢锭的表面温度成为900℃以下的过程中，至少在前述表面温度降低至包括于1000℃以下且大于900℃的范围内的温度t1以后，在前述表面温度的冷却速度为3℃/分钟以上的条件下进行冷却直至前述表面温度成为900℃以下；

热加工工序，将前述冷却工序后的前述钢锭再加热至大于900℃的热加工温度，对前述再加热了的钢锭进行热加工而制成钢材；以及

淬火回火工序，对前述钢材进行淬火回火。

本说明书中，有时将钢锭的表面温度的冷却速度简称为“冷却速度”。

本发明人对专利文献1提出的包括均热处理的高速工具钢的制造方法的具体细节进行了研究。其结果，确认了1200～1300℃的高温的均热处理对如专利文献1那样的低合金的成分组成的高速工具钢而言，对于使钢锭中的碳化物固溶是非常有效的。

然而，本发明人发现，若前述均热处理后的冷却过程的管理不适宜，则存在未固溶或新析出的碳化物粗大化的情况。于是，本发明人查明，通过适当地管理该冷却条件，由此能够抑制冷却过程中的前述碳化物的粗大化，其结果，能够使高速工具钢的组织中的碳化物更加微细化。进而，本发明人查明，为了维持前述适宜的冷却条件带来的碳化物微细化的效果，成为均热处理的对象的钢锭自身也需要具有更加优化的成分组成，从而想到了本发明的高速工具钢的制造方法。

即，本发明的高速工具钢的制造方法中，使用n的含量以质量％计为0.0200％以下的钢锭。因此，如“高速工具钢”一项中说明的那样，能够使分布于所制造的高速工具钢中的碳化物变得更加微细，因此能够制造韧性进一步提高的高速工具钢。

进而，本制造方法中，将成为均热处理的对象的钢锭中的n的含量调节为0.0200％以下连同本制造方法中的冷却工序在使组织中的碳化物(包括碳氮化物)变得微细上起到重要的作用。下面，详细地进行说明。

首先，根据专利文献1的方法，在钢锭中结晶了的前述碳化物能够在作为下一工序的1200～1300℃下的均热处理中固溶于基质中。然后，在前述均热处理后的冷却过程中，通过以3℃/分钟以上的冷却速度进行冷却直至钢锭的表面温度成为900℃以下，由此能够抑制v、nb的碳化物的析出和生长。

然而，在实际操作中，难以将均热处理刚刚结束之后的钢锭以3℃/分钟以上的冷却速度从该均热处理温度冷却至前述900℃以下的温度。即，实际操作中，现实的情况为：在将钢锭从均热炉取出为止的这期间，进行冷却速度小于3℃/分钟的缓慢冷却(即，在均热处理炉内进行炉冷等)，在开始利用前述冷却速度的冷却时，钢锭的表面温度从前述均热处理温度下降。

而且，根据本发明人的研究可知，当前述钢锭的表面温度下降至1000℃左右时，已析出有许多的v、nb的碳化物，并且开始生长。

于是，通过将成为均热处理的对象的钢锭中的n的含量调节为0.0200％以下，由此能够降低前述碳化物在前述均热处理后的冷却过程中析出、生长的温度。具体而言，能够使前述碳化物析出、生长的温度降低至以钢锭的表面温度计1000℃以下。而且，通过使前述碳化物的析出和生长温度降低，即使从均热处理炉取出的钢锭的表面温度降低至1000℃左右，只要将其以后的冷却以3℃/分钟以上的冷却速度进行，就能够抑制前述碳化物的析出和生长，因此能够更确实地实现碳化物的微细化。

因此，本制造方法中，通过使用n的含量为0.0200％以下的钢锭作为成为均热处理的对象的钢锭，并且具有如下的冷却工序，由此能够更确实地实现碳化物的微细化，所述冷却工序为：至少在钢锭的表面温度降低至包括于1000℃以下且大于900℃的范围内的温度t1以后，在前述表面温度的冷却速度为3℃/分钟以上的条件下进行冷却直至前述表面温度成为900℃以下。因此，根据本制造方法能够制造比现有的高速工具钢(例如，专利文献1所述的高速工具钢)韧性进一步提高的高速工具钢。

根据本制造方法，例如能够制造截面组织中的碳化物的圆当量直径的最大值为1.00μm以下高速工具钢(例如，上述本发明的高速工具钢)。

另外，根据本制造方法，通过具有前述冷却工序还可以起到在均热处理后的钢锭的处理时间上充裕的效果。

以下，对本制造方法的各工序进行说明。

-准备工序-

准备工序是准备如下钢锭的工序，所述钢锭以质量％计含有c：0.40～0.90％、si：1.00％以下、mn：1.00％以下、cr：4.00～6.00％、w和mo中的1种或2种：根据关系式(mo+0.5w)求出的含量为1.50～6.00％、以及v和nb中的1种或2种：根据关系式(v+nb)求出的含量为0.50～3.00％，n的含量以质量％计为0.0200％以下，余量由fe和杂质组成。

准备工序是出于方便起见的工序。

准备工序也可以是制造钢锭的工序，也可以是在高速工具钢的制造之前准备预先制造好的钢锭的工序。

准备工序中准备的钢锭的成分组成与前述本发明的高速工具钢的成分组成相同，优选的范围也相同。

然而，实际操作中，一次进行熔化处理的钢水量多。因此，难以仅通过大气熔化将钢锭中的n的含量降低至0.0200％以下。

在想要仅通过大气熔化将钢锭中的n的含量降低至0.0200％以下的情况下，不得不使用n的含量减少的高级的原料作为熔化前的原料，在成本方面是不利的。

因此，本制造方法中，准备工序中准备的钢锭优选为通过将采用脱氧精炼法精炼了的钢水铸造而得到的钢锭。

作为脱氧精炼法，可以举出lf法、asea-skf法、vad法、vod法等各种浇包冶炼法；rh法、dh法等各种真空脱气法。

另外，由于实际操作中每个钢锭大，因此还存在钢锭中的偏析变大的可能性。

因此，准备工序中准备的钢锭更优选如下钢锭：将通过脱氧精炼法精炼了的钢水铸造而得到重熔用电极，使用所得重熔用电极通过重熔法而得到。通过重熔法的实施能够改善钢锭中的偏析。

作为重熔法，可以举出电渣重熔法、真空电弧重熔法、等离子电弧重熔法、电子束重熔法等。尤其，由于电渣重熔法使用熔渣，因此有利于s等杂质元素的减少。

-均热处理工序-

均热处理工序是将准备工序中准备的钢锭加热至1200～1300℃来进行均热处理的工序。

均热处理工序中，与专利文献1的方法同样地对前述成分组成的钢锭在1200～1300℃的高温下进行均热处理，由此能够使铸造时的巨大碳化物固溶并且使该组成成分固溶扩散，改善碳化物的分布。

均热处理的温度为1200～1300℃，优选为1260～1300℃。

另外，均热处理的时间优选为10～20小时。

需要说明的是，高速工具钢的通常的均热处理的温度为1150℃左右，与此相对，本制造方法的均热处理工序中的均热处理的温度高于通常的均热处理的温度。

-冷却工序-

冷却工序是如下工序：在对均热处理工序后的钢锭进行冷却直至该钢锭的表面温度成为900℃以下的过程中，至少在钢锭的表面温度降低至包括于1000℃以下且大于900℃的范围内的温度t1以后，在钢锭的表面温度的冷却速度为3℃/分钟以上的条件下进行冷却直至钢锭的表面温度成为900℃以下。

冷却工序中，以3℃/分钟以上的冷却速度进行冷却直至钢锭的表面温度成为900℃以下。该冷却工序为如下工序：通过快速地通过v、nb的碳化物容易析出生长的截至900℃的温度范围，从而减少粒径大的碳化物的形成，优选地仅形成微细地分散于基质中的小粒径的碳化物。

然而，如前述那样，难以将均热处理结束后的钢锭从保持该均热处理温度时刻起以3℃/分钟以上的冷却速度冷却至900℃以下的温度。

因而，本制造方法通过使成为均热处理的对象的钢锭中包含的n的含量成为0.0200％以下，从而成功使冷却中的碳化物的析出和生长温度降低至1000℃左右。

而且，本制造方法中，通过对n的含量减少至0.0200％以下的钢锭进行均热处理，从而在均热处理后的冷却工序中，即使以小于3℃/分钟的缓慢的冷却速度进行从均热处理的温度至1000℃左右的冷却的情况下，只要以3℃/分钟以上的快速的冷却速度进行其以后的至900℃以下的冷却，就能够有效地实现碳化物的微细化。

即，本制造方法中的冷却工序中，在对均热处理工序后的钢锭进行冷却直至该钢锭的表面温度成为900℃以下的过程中，至少在前述表面温度降低至包括于1000℃以下且大于900℃的范围内的温度t1以后，在前述表面温度的冷却速度成为3℃/分钟以上的条件下进行冷却直至前述表面温度成为900℃以下。

冷却工序中，钢锭的表面温度降低至前述温度t1的冷却在表面温度的冷却速度小于3℃/分钟的条件下进行即可，但也可以在表面温度的冷却速度为3℃/分钟以上的条件下进行。

前述3℃/分钟以上的冷却速度可以通过将钢锭从均热处理炉中取出、例如进行空气冷却(放置冷却)、风扇冷却来实现。

使钢锭的表面温度降低至前述温度t1的冷却在表面温度的冷却速度小于3℃/分钟的条件下进行的方案能够使均热处理后的钢锭的处理时间上充裕，因此具有高速工具钢的制造变得更加容易的优点。

前述温度t1为包括于1000℃以下且大于900℃的范围内的温度，但优选为包括于1000℃以下且950℃以上的范围内的温度，进一步优选为包括于1000℃以下且970℃以上的范围内的温度，特别优选为1000℃。

冷却工序优选如下工序：至少在钢锭的表面温度降低至950℃以后，在钢锭的表面温度的冷却速度为3℃/分钟以上的条件下进行冷却直至钢锭的表面温度成为900℃以下。

另外，冷却工序更优选如下工序：至少在钢锭的表面温度降低至1000℃以后，在钢锭的表面温度的冷却速度为3℃/分钟以上的条件下进行冷却直至钢锭的表面温度成为900℃以下。

另外，冷却工序中，降低至温度t1以后的冷却速度为3℃/分钟以上，该冷却速度优选为10℃/分钟以上，更优选为20℃/分钟以上，进一步优选为30℃/分钟以上，特别优选为40℃/分钟以上。

另外，冷却工序中，对降低至温度t1以后的冷却速度的上限没有特别限制，上限优选为100℃/分钟，更优选为80℃/分钟。

-热加工工序-

热加工工序是将前述冷却工序后的钢锭再加热至大于900℃的热加工温度并对再加热了的钢锭进行热加工而制成钢材的工序。前述热加工温度是指开始前述热加工的温度。

热加工工序中进行的再加热和热加工只要在与专利文献1相同的要点下进行即可。例如，热加工出于改善钢锭所具有的铸造组织、调整为规定的钢材尺寸等目的而进行。热加工根据通常所实施的锻造、轧制等开坯条件等进行即可。

前述冷却工序后的钢锭的热加工温度大于900℃，优选为950℃以上，更优选为1000℃以上，特别优选为1050℃以上。

对前述冷却工序后的钢锭的热加工温度的上限没有特别限制，上限优选为1250℃，更优选为1200℃，特别优选为1150℃。

-淬火回火工序-

淬火回火工序是对通过前述热加工而得到的钢材进行淬火回火的工序。淬火回火后的钢材中，包含于组织中的碳化物被调节成微细，具有优异的韧性。

淬火回火工序中的淬火回火在与专利文献1相同的要点下进行即可，根据通常实施的条件等进行即可。

淬火回火工序中的淬火回火中，淬火温度可适宜地选自900℃以上的范围。淬火温度更优选为950℃以上，进一步优选为1000℃以上。对淬火温度的上限没有特别限制，优选为1250℃，更优选为1200℃。

淬火回火工序中的淬火回火中，回火温度可适宜地选自500～650℃的范围。

淬火回火工序优选为通过淬火回火而将钢材的硬度调节为45hrc以上(更优选为45～60hrc)的工序。

即，本工序中的淬火回火后的钢材的硬度优选为45hrc以上(更优选为45～60hrc)。

-机械加工工序-

本制造方法在前述热加工工序后且在前述淬火回火工序前，还具有将前述钢材机械加工成工具形状的机械加工工序，前述淬火回火工序也可以是对被机械加工成工具形状的钢材进行淬火回火的工序。

本制造方法若为这样的方案，则能够有效地制造工具形状的钢材(即，工具制品)。即，若考虑使用钢材来制作口模、冲头等工具制品，则热加工后的钢材的状态优选为硬度低的退火状态。对该退火状态的钢材进行机械加工之后进行淬火回火，对于工具制品的制造而言是有效的。

实施例

下面，通过实施例更具体地说明本发明，但本发明并不限定于这些实施例。

[实施例1]

通过大气熔化法，准备调节为规定的成分组成的钢水。

关于供于本发明例(钢锭a)的钢水，对前述钢水还实施利用浇包冶炼法的精炼，从而将n的含量调节为较低。

接着，对钢水(供于本发明例的钢水为将n的含量调节为较低之后的钢水)进行铸造，最后加工成电渣重熔用电极(重熔用电极)。接着，对前述电极实施电渣重熔，从而制作具有表1的成分组成且余量由fe和杂质组成的高速工具钢的钢锭a和钢锭b。

表1

分别对前述钢锭a和钢锭b实施1280℃下保持10小时的均热处理(均热处理工序)，接着实施图1所示的冷却条件1～4中的任一条件下的冷却(冷却工序)。

冷却条件1是如下条件：对于完成均热处理的钢锭，该钢锭的表面温度从均热处理温度(1280℃)到降低至1200℃进行缓慢冷却(冷却速度：0.5℃/分钟)，在钢锭的表面温度降低至1200℃以后，通过利用风扇冷却的空气冷却(冷却速度：约50℃/分钟)进行冷却直至钢锭的表面温度成为900℃以下。

冷却条件2是在冷却条件1中将由缓慢冷却改换为空气冷却的温度由冷却条件1的1200℃变更为1100℃的条件。

冷却条件3是在冷却条件1中将由缓慢冷却改换为空气冷却的温度由冷却条件1的1200℃变更为1000℃的条件。

冷却条件4是在冷却条件1中将由缓慢冷却改换为空气冷却的温度由冷却条件1的1200℃变更为900℃的条件。

对前述冷却工序后的各钢锭如以下那样地进行操作，从而调查组织中的碳化物的分布状况(向基质中的固溶状况)。

首先，用扫描电子显微镜(倍率50倍)观察从钢锭采集到的各试样的截面组织，将该观察到的视野用epma进行分析。并且，根据形成碳化物的v和nb的含量，对前述分析结果进行将10计数(cps)以上的v和nb的检测强度作为阈值的二值化处理。由此，得到示出分布于截面组织中的v和nb的碳化物的二值化图像。

图2示出各钢锭的二值化图像。图2中，碳化物由黑色的分布来表示。

如图2所示的那样，在冷却条件1下经过冷却的钢锭a、在冷却条件2下经过冷却的钢锭a、在冷却条件3下经过冷却的钢锭a、在冷却条件1下经过冷却的钢锭b、以及在冷却条件2下经过冷却的钢锭b中未确认到黑色的分布(碳化物的明确的存在)。

由图2，在n的含量为0.0200％以下的钢锭a的情况下，均热处理后的冷却过程中，在以3℃/分钟以上的冷却速度进行冷却之前，即使进行缓慢冷却直至钢锭的表面温度降低至1000℃(冷却条件3)，也未在冷却后的钢锭组织中确认到大的碳化物。而且，该结果对于将钢锭a的n含量调节为150ppm和180ppm的水平的情况也是同样的(未图示)。

与此相对，在n的含量大于0.0200％的钢锭b的情况下，若进行缓慢冷却直至钢锭的表面温度降低至1000℃(冷却条件3)，则在钢锭的表面温度降低为1000℃以后，即使以3℃/分钟以上的冷却速度进行冷却，也明确地确认到碳化物。

这些结果缘于通过使高速工具钢中的n的含量成为0.0200％以下(钢锭a)，冷却中的碳化物的析出和生长温度降低至1000℃左右。

[实施例2]

实施例1中，分别将在冷却条件1(均热处理后，缓慢冷却至1200℃)下经过冷却的钢锭a(n：0.0128％)和在冷却条件1(均热处理后，缓慢冷却至1200℃)下经过冷却的钢锭b(n：0.0296％)再加热至1100℃的热加工温度，对再加热后的钢锭进行热压和热轧，从而进行开坯加工。对开坯加工后的各钢锭(钢坯)进行热轧，最后加工成截面直径为100mm的圆棒钢材(上述为热加工工序)。

接着，分别从各圆棒钢材采集一部分，对采集到的一部分进行自1080℃的淬火和560℃下的回火，分别得到硬度被调节为56hrc的评价用试样(高速工具钢)(淬火回火工序)。

通过以上操作，分别得到本发明例的评价用试样(使用钢锭a制作而成的高速工具钢)和比较例的评价用试样(使用钢锭b制作而成的高速工具钢)。

接着，如以下那样地操作，调查前述评价用试样的截面组织中的碳化物分布。

首先，用扫描电子显微镜(倍率4000倍)观察前述评价用试样的截面组织。

图3是本发明例的评价用试样(使用钢锭a制作而成的高速工具钢)的截面组织的扫描电子显微镜照片，图4是比较例的评价用试样(使用钢锭b制作而成的高速工具钢)的截面组织的扫描电子显微镜照片。

在图3中和图4中能够确认未固溶而残留于基质中的碳化物(未固溶碳化物)。

接着，利用epma分析上述观察到的视野，得到每1个视野的像素数为1200×1000[面积29.19μm×23.92μm])的组织图像。关于组织图像，平均每1个评价用试样得到了10个视野量(平均每1个评价用试样的总面积为6982.2μm²)。

然后，使用图像解析软件(奥林巴斯株式会社制造的软件scandium)对这些组织图像实施使基质和碳化物的对比度突出的图像处理。由此，识别基质和碳化物，并测定碳化物的粒度分布。

碳化物的粒度分布通过调查碳化物的圆当量直径与个数密度(个/mm²)的关系来进行测定。

图5是表示碳化物的圆当量直径与个数密度(个/mm²)的关系的图表。

图5中，“总计176×10³个/mm²”和“总计180×10³个/mm²”的标记表示将每个圆当量直径的个数密度加在一起求出的碳化物整体的个数密度(个/mm²)。

如图3～图5所示，本发明例的评价用试样(高速工具钢)中，截面组织中的碳化物的圆当量直径的最大值为1.00μm以下。

另一方面，比较例的评价用试样(高速工具钢)中，圆当量直径大于1.00μm的碳化物是不少的。

由以上可知，与比较例的高速工具钢的碳化物相比，本发明例的高速工具钢的碳化物是微细的。而且，本发明例的高速工具钢中，碳化物整体的个数密度为80×10³个/mm²以上且大量地形成有微细的碳化物。

接着，分别对本发明例的评价用试样和比较例的评价用试样进行夏比式冲击试验，由此评价韧性。

夏比式冲击试验的试验片的切口形状为10r。

作为夏比式冲击试验的试验片使用如下2种：以前述圆棒钢材的长度方向(热加工方向)与试验片的长度一致的方式采集到的试验片以及以前述圆棒钢材的截面直径方向与试验片的长度一致的方式采集到的试验片。

并且，关于前述2种试验片分别准备不同采集位置的3个试验片(tp1、tp2、tp3)以实施夏比式冲击试验。

将夏比式冲击试验的试验结果示于表2。

表2

如表2所述，与比较例的高速工具钢相比，本发明例的高速工具钢的夏比式冲击值更大，韧性更优异。

图6和图7分别为，关于本发明例和比较例的高速工具钢，示出在圆棒钢材的截面直径方向上采集到的试验片tp2的夏比式冲击试验后的切口附近的断面的扫描电子显微镜照片。

如图6所示，在本发明例的高速工具钢的情况下，在断面的起点处未确认到使冲击值降低那样的显著因素。

另一方面，如图7所示，在比较例的高速工具钢的情况下，在断面的起点(圆圈部)处确认到圆当量直径大于1.00μm的大的碳化物。即，确认了该大的碳化物成为断裂的起点，降低了比较例的高速工具钢的韧性。

通过参照2013年9月27日申请的日本出愿2013-201392的公开，其整体并入本说明书中。

本说明书中记载的全部文献、专利申请和技术标准与具体地且分别地记载每个文献、专利申请和技术标准通过参照并入的情况同等程度地通过参照并入本说明书中。