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WO2017038879A1 - 金型用鋼及び成形具 - Google Patents

金型用鋼及び成形具 Download PDF

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Publication number
WO2017038879A1
WO2017038879A1 PCT/JP2016/075518 JP2016075518W WO2017038879A1 WO 2017038879 A1 WO2017038879 A1 WO 2017038879A1 JP 2016075518 W JP2016075518 W JP 2016075518W WO 2017038879 A1 WO2017038879 A1 WO 2017038879A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
mass
mold
steel
amount
thermal conductivity
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2016/075518
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
河野　正道
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Daido Steel Co Ltd
Original Assignee
Daido Steel Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Daido Steel Co Ltd filed Critical Daido Steel Co Ltd
Publication of WO2017038879A1 publication Critical patent/WO2017038879A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

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Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • 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 mold steel and a molding tool using the same.
  • the molding tool is composed of a mold or mold parts alone or in combination.
  • the molding tool is used for die casting, plastic injection molding, rubber processing, various castings, warm forging, hot forging, hot stamping and the like. These molding tools have a portion that comes into contact with a molded article having a temperature higher than room temperature.
  • Molds used for die casting, injection molding, hot-to-warm plastic processing, etc. are usually manufactured by quenching and tempering the raw material and processing it into a predetermined shape by die-sculpting.
  • the mold is subjected to a large heat cycle and a large load. Therefore, the material used for this type of mold is required to be excellent in toughness, high temperature strength, wear resistance, crack resistance, heat check resistance and the like.
  • it is difficult to improve a plurality of properties at the same time in mold steel.
  • Patent Document 1 C: 0.1 to 0.6, Si: 0.01 to 0.8, Mn: 0.1 to 2.5, Cu: 0.01 to 2.0 in mass%. Ni: 0.01 to 2.0, Cr: 0.1 to 2.0, Mo: 0.01 to 2.0, one or more of V, W, Nb and Ta in total: Mold steel comprising 0.01 to 2.0, Al: 0.002 to 0.04, N: 0.002 to 0.04, O: 0.005 or less, the balance being Fe and inevitable impurities Is disclosed.
  • This document describes that heat fatigue characteristics and softening resistance are increased by heat-treating such materials under predetermined conditions, thereby suppressing heat check and water-cooled hole cracking. .
  • Patent Document 2 by mass, C: 0.2 to 0.6%, Si: 0.01 to 1.5%, Mn: 0.1 to 2.0%, Cu: 0.01 to 2 0.0%, Ni: 0.01 to 2.0%, Cr: 0.1 to 8.0%, Mo: 0.01 to 5.0%, one or two of V, W, Nb and Ta Total of seeds or more: 0.01 to 2.0%, Al: 0.002 to 0.04%, and N: 0.002 to 0.04%, with the balance being Fe and inevitable impurities Mold steel is disclosed. According to the document, such a material has good hardenability, and by heat-treating it under a predetermined condition, a required impact value can be obtained, and the mold life can be increased. It is described that it is easy to cut.
  • Patent Document 3 C: 0.15 to 0.55 mass%, Si: 0.01 to 2.0 mass%, Mn: 0.01 to 2.5 mass%, Cu: 0.01 to 2. mass%. Selected from the group consisting of 0% by mass, Ni: 0.01-2.0% by mass, Cr: 0.01-2.5% by mass, Mo: 0.01-3.0% by mass, and V and W
  • a steel for a mold material is disclosed that contains at least one total amount of 0.01 to 1.0% by mass, and the balance being Fe and inevitable impurities. This document describes that by heat-treating such a material under predetermined conditions, softening resistance is increased and wear resistance is also improved.
  • Patent Document 4 C: 0.26 to 0.55 wt%, Cr: less than 2 wt%, Mo: 0 to 10 wt%, W: 0 to 15 wt% (however, the contents of W and Mo Is 1.8 to 15 wt% in total), (Ti, Zr, Hf, Nb, Ta): 0 to 3 wt%, V: 0 to 4 wt%, Co: 0 to 6 wt%, Si: 0 to Disclosed is a tool steel comprising 1.6 wt%, Mn: 0-2 wt%, Ni: 0-2.99 wt%, and S: 0-1 wt% with the balance being iron and inevitable impurities ing.
  • This document describes that the thermal conductivity is higher than that of conventional tool steel by using such a composition.
  • Patent Document 5 describes, in mass%, 0.35 ⁇ C ⁇ 0.50, 0.01 ⁇ Si ⁇ 0.19, 1.50 ⁇ Mn ⁇ 1.78, 2.00 ⁇ Cr ⁇ 3.05. , 0.51 ⁇ Mo ⁇ 1.25, 0.30 ⁇ V ⁇ 0.80, and 0.004 ⁇ N ⁇ 0.040, with the balance being made of Fe and inevitable impurities. Has been. This document describes that the thermal conductivity of the mold can be increased by using such a composition.
  • a molding tool constituted by a mold or a mold part alone or in combination has a portion that comes into contact with an object to be molded having a temperature higher than room temperature, it is exposed to a thermal cycle of temperature rise and fall during use. Depending on the application, high pressure may be applied. In order to withstand this severe thermal cycle, molds and mold parts are used in a quenched and tempered state.
  • the heating conditions during quenching depend on the steel composition, application, mold size, etc., but are often maintained at 1030 ° C. for about 1 to 3 hours.
  • industrially, “mixed loading” in which a large mold and a small mold are heated together during quenching is common. However, in the case of mixed loading, if the heating conditions during quenching are matched with a large mold, the small mold is excessively heated and the crystal grains become coarse.
  • Japanese Unexamined Patent Publication No. 2008-056882 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2008-121032 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2008-169411 Japanese National Table 2010-500471 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2011-094168
  • An object of the present invention is to provide a molding tool composed of a mold and mold parts using the same.
  • the molding tool is It is composed of a mold or a mold part alone or in combination, and includes a portion that is in direct contact with a workpiece whose temperature is higher than room temperature.
  • At least one of the mold and the mold part is: 0.38 ⁇ C ⁇ 0.55 mass%, 0.003 ⁇ Si ⁇ 0.300 mass%, 0.70 ⁇ Mn ⁇ 1.80 mass%, 0.80 ⁇ Cr ⁇ 2.00 mass%, 0.003 ⁇ Cu ⁇ 1.200 mass%, 0.003 ⁇ Ni ⁇ 1.380 mass%, 0.500 ⁇ Mo ⁇ 3.500 mass%, 0.55 ⁇ V ⁇ 1.20 mass%, and 0.0002 ⁇ N ⁇ 0.1200 mass%
  • the balance consists of Fe and inevitable impurities, 0.550 ⁇ Cu + Ni + Mo ⁇ 3.600 mass% Made of mold steel that satisfies Hardness is 33HRC more than 57HRC, Old austenite grain size number at the time of quenching is 5 or more,
  • the thermal conductivity ⁇ at 25 ° C. measured using a laser flash method is more than 27.0 [W / m / K].
  • the mold steel according to the present invention is: 0.38 ⁇ C ⁇ 0.55 mass%, 0.003 ⁇ Si ⁇ 0.300 mass%, 0.70 ⁇ Mn ⁇ 1.80 mass%, 0.80 ⁇ Cr ⁇ 2.00 mass%, 0.003 ⁇ Cu ⁇ 1.200 mass%, 0.003 ⁇ Ni ⁇ 1.380 mass%, 0.500 ⁇ Mo ⁇ 3.500 mass%, 0.55 ⁇ V ⁇ 1.20 mass%, and 0.0002 ⁇ N ⁇ 0.1200 mass%
  • the balance consists of Fe and inevitable impurities, 0.550 ⁇ Cu + Ni + Mo ⁇ 3.600 mass%
  • the gist is to satisfy.
  • the mold steel according to the present invention has excellent high-temperature strength and corrosion resistance, high quenching productivity, high thermal conductivity, and can generate fine austenite crystal grains during quenching.
  • FIG.2 (a) is a structure
  • FIG.2 (b) is a structure
  • the mold steel according to the present invention contains the following elements, with the balance being Fe and inevitable impurities.
  • the kind of additive element, its component range, and the reason for limitation are as follows.
  • the amount of Si when the amount of Si becomes excessive, the decrease in thermal conductivity increases.
  • the steel for molds according to the present invention has a relatively large amount of V, V-based carbides are likely to crystallize during casting, and this must be dissolved in the subsequent heat treatment.
  • the amount of Si if the amount of Si is excessive, the V-based crystallized carbide tends to be large and difficult to be dissolved.
  • the V-type crystallized carbide remaining without being dissolved is harmful since it becomes a starting point of destruction during use as a mold.
  • the amount of Si when the amount of Si becomes excessive, the problem that segregation of other elements becomes remarkable at the time of casting tends to occur. Therefore, the amount of Si needs to be less than 0.300 mass%.
  • the amount of Si is preferably less than 0.230 mass%, more preferably less than 0.190 mass%.
  • the mold steel according to the present invention has relatively little Cr. Therefore, if the amount of Mn is small, the hardenability is insufficient, and the toughness is reduced due to the mixing of bainite. Therefore, the amount of Mn needs to be more than 0.70 mass%.
  • the amount of Mn is preferably more than 0.75 mass%, more preferably more than 0.87 mass%.
  • the amount of Mn becomes excessive, the decrease in thermal conductivity is large.
  • the amount of Mn becomes excessive segregation becomes remarkable at the time of casting. Therefore, the amount of Mn needs to be less than 1.80 mass%.
  • the amount of Mn is preferably less than 1.78 mass%, more preferably less than 1.76 mass%.
  • the Cr amount needs to be 0.80 mass% or more.
  • the amount of Cr is preferably more than 0.85 mass%, more preferably more than 0.90 mass%.
  • the Cr amount needs to be less than 2.00 mass%.
  • the amount of Cr is more preferably less than 1.99 mass%.
  • the amount of Cu needs to be 0.003 mass% or more.
  • the amount of Cu is preferably 0.004 mass% or more, and more preferably 0.005 mass% or more.
  • the amount of Cu needs to be less than 1.200 mass%.
  • the amount of Cu is preferably less than 1.170 mass%, more preferably less than 1.150 mass%, and even more preferably 0.7 mass% or less. When the amount of Cu is 0.7 mass% or less, it is possible to avoid an excessive decrease in annealing and thermal conductivity while exhibiting a great drag effect.
  • Ni has a large drag effect like Cu, it can be added for the purpose of maintaining fine grains during quenching.
  • Cu may impair hot workability
  • Ni not only does not impair hot workability but also has an effect of restoring deterioration of hot workability due to the addition of Cu.
  • Ni has an effect of increasing the strength by bonding with Al when Al is present, and the effect of increasing the strength is poor when the amount of Ni is small. Further, it is not impossible to reduce Ni more than necessary by careful selection of raw materials, but it causes a significant increase in cost. Therefore, the amount of Ni needs to be 0.003 mass% or more.
  • the amount of Ni is preferably 0.004 mass% or more, and more preferably 0.005 mass% or more.
  • the amount of Ni needs to be less than 1.380 mass%.
  • the amount of Ni is preferably less than 1.250 mass%, more preferably less than 1.150 mass%, and even more preferably 0.7 mass% or less.
  • the amount of Ni is preferably 0.3 to 1.2 times the amount of Cu.
  • the amount of Ni is not necessarily 0.3 to 1.2 times the amount of Cu. .
  • Mo has a relatively large drag effect like Cu and Ni, it can be added for the purpose of maintaining fine grains during quenching. Mo also has an advantage that hot workability is not impaired like Cu.
  • the amount of Mo is small, (a) the drag effect is small, (b) the contribution of secondary curing is small, and when the tempering temperature is high, it is difficult to stably obtain a hardness exceeding 33 HRC. ) Problems such as a small effect of improving the corrosion resistance by the combined addition with Cr occur. Therefore, the Mo amount needs to be more than 0.500 mass%.
  • the amount of Mo is preferably more than 0.530 mass%, more preferably more than 0.560 mass%.
  • the Mo amount needs to be less than 3.500 mass%.
  • the amount of Mo is preferably less than 3.400 mass%, more preferably less than 3.300 mass%.
  • the V amount In order to maintain fine particles during quenching, it is necessary to use both the drag effect of solid solution elements and the pinning effect of dispersed particles. It is preferable to optimize the V amount in consideration of the C amount so that the VC of the dispersed particles becomes an appropriate amount. When the amount of V is small, the amount of VC is small, so that the effect of suppressing the coarsening of the ⁇ crystal grains (the crystal grain size number becomes small) is poor. Therefore, the V amount needs to be more than 0.55 mass%.
  • the amount of V is preferably more than 0.56 mass%, more preferably more than 0.57 mass%, still more preferably more than 0.7 mass%. When the amount of V is more than 0.7 mass%, the crystal grains are very fine and preferable grain size number 8 or more.
  • the V amount needs to be less than 1.20 mass%.
  • the amount of V is preferably less than 1.16 mass%, more preferably less than 1.13 mass%.
  • the present invention has a V amount and (Cu + Ni + Mo) amount that do not exist in the past, and positively provides a drag effect of solid solution elements and a pinning effect of dispersed particles. The feature is that it is used together.
  • N also affects the amount of dispersed particles VC. As the amount of N increases, the solid solution temperature of VC increases. Therefore, even if the amount of C and V is the same, the residual VC at the time of quenching increases. When the amount of N is small, VC particles at the time of quenching are excessively reduced. Therefore, the effect of suppressing the coarsening of the ⁇ crystal grains (decreasing the crystal grain size number) is poor. In addition, N has an effect of assisting in preventing coarsening of the crystal grains by forming AlN particles when Al is present, but such an effect is small when the amount of N is small. Therefore, the N amount needs to be 0.0002 mass% or more. The amount of N is preferably more than 0.0010 mass%, more preferably more than 0.0030 mass%.
  • the N amount needs to be less than 0.1200 mass%.
  • the amount of N is preferably less than 0.1000 mass%, more preferably less than 0.0800 mass%.
  • the mold steel according to the present invention is an inevitable impurity, P ⁇ 0.05 mass%, S ⁇ 0.003 mass%, Al ⁇ 0.10 mass%, W ⁇ 0.30 mass%, O ⁇ 0.01 mass%, Co ⁇ 0.10 mass%, Nb ⁇ 0.004 mass%, Ta ⁇ 0.004 mass%, Ti ⁇ 0.004 mass%, Zr ⁇ 0.004 mass%, B ⁇ 0.0001 mass%, Ca ⁇ 0.0005 mass%, Se ⁇ 0.03 mass%, Te ⁇ 0.005 mass%, Bi ⁇ 0.01 mass%, Pb ⁇ 0.03 mass%, Mg ⁇ 0.02 mass%, or REM ⁇ 0.10 mass% May be included.
  • the mold steel according to the present invention may contain one or more elements as described above.
  • the content of the element is not more than the above upper limit value, the element behaves as an inevitable impurity.
  • a part of the element may be contained exceeding the upper limit. In this case, the effects described below are obtained depending on the type and content of the element.
  • the mold steel according to the present invention is characterized in that the total amount of Cu, Ni and Mo satisfies the relationship of the following formula (a). 0.550 ⁇ Cu + Ni + Mo ⁇ 3.600 mass% (a)
  • the amount of Cu + Ni + Mo is important. If the total amount of these elements is small, a sufficient drag effect cannot be obtained. Therefore, the total amount of these elements needs to be more than 0.550 mass%. The total amount is preferably greater than 0.600 mass%, more preferably greater than 0.700 mass%. On the other hand, if the total amount of these elements is excessive, it may cause cracking during hot working, decrease in thermal conductivity, decrease in toughness due to excessive precipitation of intermetallic compounds, decrease in fracture toughness, and the like. Therefore, the total amount of these elements needs to be less than 3.600 mass%. The total amount is preferably less than 3.550 mass%, more preferably less than 3.500 mass%, and still more preferably 2.000 mass% or less.
  • the mold steel according to the present invention may further contain one or more elements as described below.
  • the kind of additive element, its component range, and the reason for limitation are as follows.
  • W or Co is effective to obtain a stable and fine ⁇ crystal grain by combining the pinning effect of VC particles and the drag effect of solute atoms.
  • the amount of W and the amount of Co each preferably exceed the lower limit values described above.
  • the W amount and the Co amount are each preferably not more than the above upper limit value.
  • either one of W or Co may be contained in the steel for metal mold
  • Nb, Ta, Ti, and / or Zr may be selectively added. When these elements are added, these elements form fine precipitates. The fine precipitates suppress the movement of the ⁇ grain boundary (pinning effect), so that a fine austenite structure can be maintained. In order to obtain such an effect, the amount of these elements is preferably an amount exceeding the above lower limit value.
  • the amount of these elements is preferably not more than the above upper limit value.
  • the mold steel may contain any one of these elements, or Two or more kinds may be included.
  • Al combines with N to form AlN and has the effect of suppressing the growth of ⁇ crystal grains (pinning effect).
  • Al has a high affinity with N and accelerates the penetration of N into the steel. For this reason, when a steel material containing Al is subjected to nitriding treatment, the surface hardness tends to increase. It is effective to use a steel material containing Al for a mold for nitriding for higher wear resistance.
  • the amount of Al is preferably more than 0.10 mass%.
  • the amount of Al is preferably 1.50 mass% or less. Even if the Al amount is an impurity level (0.10 mass% or less), the above effect may be exhibited depending on the N amount.
  • nitride may be formed with an element having an affinity for N that is greater than that of B to suppress the bond between B and N.
  • examples of such elements include Nb, Ta, Ti, and Zr described above. These elements have an effect of fixing N even when present at an impurity level (0.004 mass% or less), but depending on the amount of N, an amount exceeding the impurity level may be added. Even if a part of B is combined with N in steel to form BN, if surplus B exists alone in the steel, it enhances hardenability.
  • B is also effective in improving machinability.
  • BN may be formed.
  • BN is similar in nature to graphite and lowers cutting resistance while improving chip friability.
  • the amount of B is preferably more than 0.0001 mass%.
  • the amount of B is preferably 0.0050 mass% or less.
  • the amount of these elements is preferably an amount exceeding the above lower limit value.
  • the amount of these elements is preferably not more than the above upper limit value.
  • any 1 type of these elements may be contained in the steel for metal mold
  • the mold is required to be difficult to wear or deform. Therefore, the mold needs to have hardness. If the hardness exceeds 33 HRC, the problem of wear or deformation hardly occurs even when applied to various uses.
  • the hardness is more preferably 35 HRC or more.
  • the hardness needs to be 57 HRC or less.
  • the hardness is more preferably 56 HRC or less. This point is the same for the mold parts, and the hardness is preferably within the above range.
  • the austenite grain size number at the time of quenching needs to be 5 or more.
  • the austenite grain size number is more preferably 5.5 or more.
  • the crystal grain size number is 6 or more, or 6.5 or more. This is the same for mold parts, and the prior austenite grain size number is preferably within the above range.
  • thermal conductivity In order to reduce product damage (seizure, cracking, wear) by cooling the product quickly or reducing the temperature of the die or reducing thermal stress, it is necessary to increase the thermal conductivity of the die.
  • the thermal conductivity ⁇ at 25 ° C. of general-purpose steel used for die casting is 23.0 to 24.0 [W / m / K]. Even in steel with high thermal conductivity, ⁇ is 27.0 [W / m / K] or less, which is insufficient. In order to cool the product quickly or reduce mold damage, the thermal conductivity ⁇ needs to exceed 27.0 [W / m / K].
  • the thermal conductivity ⁇ is more preferably more than 27.5 [W / m / K].
  • thermal conductivity is 28.0 [W / m / K] or more, or 28.5 [W / m / K] or more. This is the same for mold parts, and the thermal conductivity is preferably within the above range.
  • thermal conductivity refers to a value at 25 ° C. measured using a laser flash method.
  • the forming tool has the following configuration.
  • the molding tool is It is composed of a mold or a mold part alone or in combination, and includes a portion that is in direct contact with a workpiece whose temperature is higher than room temperature.
  • At least one of the mold and the mold part is made of mold steel according to the present invention.
  • At least one of the mold and the mold part is: Hardness is 33HRC more than 57HRC, Old austenite grain size number at the time of quenching is 5 or more,
  • the thermal conductivity ⁇ at 25 ° C. measured using a laser flash method is more than 27.0 [W / m / K].
  • the molding tool according to the present invention is used for processing a molding having a temperature higher than room temperature.
  • processing include die casting, plastic injection molding, rubber processing, various castings, warm forging, hot forging, and hot stamping.
  • molding tool (A) a mold having a portion in direct contact with a workpiece having a temperature higher than room temperature; and (B) It is configured by a single or a combination of mold parts having a portion that is in direct contact with a molding whose temperature is higher than room temperature, and plays a role of molding the molding into a predetermined shape.
  • the “mold” refers to a part other than a mold part, a mold part, and a part (for example, a mold fastener) that does not have a portion in direct contact with a molding object. For example, in the case of die casting, there are molds on the movable side and the fixed side, respectively.
  • the nesting is handled as a mold part to be described later.
  • the “mold component” refers to a component that plays a role of molding a workpiece having a temperature higher than room temperature into a predetermined shape, alone or in combination with the mold. Therefore, for example, bolts and nuts for fastening the mold are not included in the “mold part” in the present invention.
  • the present invention is characterized by high thermal conductivity, and one of the objects is to quickly cool a die cast, hot stamp or injection molded product. Therefore, a mold part having a portion in contact with a molten metal, a heated steel plate, or a molten resin is an application target of the present invention.
  • mold parts include a plunger tip, a spool bush, a spool core (a diverter), a shot pin, a chill vent, and a nest. These mold parts are sometimes called molds in a broad concept.
  • the molding may be a melt or a semi-melt, and may be a solid.
  • the temperature of a to-be-molded object changes with uses of a molding tool.
  • the temperature of the object to be molded molten metal
  • the temperature of the workpiece (molten plastic) is usually 70 to 400 ° C. in a kneader.
  • the temperature of the molding unvulcanized rubber
  • the heating temperature of the molding (steel material) is usually 150 to 800 ° C.
  • the heating temperature of the molding (steel material) is usually 800 to 1350 ° C.
  • the heating temperature of the molded product (steel plate) is usually 800 to 1050 ° C.
  • a die-casting die or its component is demonstrated to an example.
  • the die casting mold is used in a quenching and tempering state.
  • the heating conditions for quenching are often quenching temperature: 1030 ° C. and holding time at quenching temperature: 1 to 3 Hr.
  • the die-casting steel sometimes becomes an austenite single phase, but generally has a mixed structure of austenite and residual carbide. Thereafter, austenite is transformed into a structure mainly composed of martensite by cooling, and hardness and toughness are imparted by combination with tempering. This is because the mold requires hardness to ensure erosion resistance and toughness to ensure crack resistance.
  • the austenite grain size number during quenching is large (the austenite crystal grain size is small). This is because cracks are less likely to propagate when the crystal grains are finer, and the effect of suppressing cracks in the mold is greater.
  • the austenite grain size number at the time of quenching is determined by the heating temperature and the holding time. The austenite grain size number becomes large (crystal grains become fine) when the heating temperature is low and the holding time is short. For this reason, care is taken in quenching so that the heating temperature does not become excessively high and the holding time does not become excessively long.
  • a technique of dispersing residual carbides in austenite may be employed.
  • it is set as the steel of the component system which optimized C amount and the amount of carbide forming elements.
  • Residual carbide has an effect of suppressing the movement of austenite grain boundaries by pinning (pinning effect), and as a result, coarsening of austenite crystal grains is prevented (a large grain size number is maintained).
  • FIG. 1 shows a schematic diagram of changes in furnace temperature and mold temperature during mixed heating. As described above, the heating time at the quenching temperature requires about 1 to 3 hours. At the time of mixed loading, a holding time of the furnace temperature is given so that a large mold meets this condition. If it does so, the small metal mold
  • the thermal conductivity ⁇ of SKD61 which is a general-purpose steel for die casting molds, at 25 ° C. is 23.0 to 24.0 [W / m / K], whereas the thermal conductivity of steel considered to have high thermal conductivity. ⁇ is 24.0 to 27.0 [W / m / K].
  • the Cr content is significantly lower than the Cr content (about 5%) of general hot die steel.
  • the amount of Cr is low (0.5% ⁇ Cr ⁇ 5%), and even when held at 1030 ° C. for 5 hours, the austenite grain size number is 5 or more. If the steel has thermal conductivity exceeding 27.0 [W / m / K] and high temperature strength and corrosion resistance that can withstand practical use, the following three points can be realized simultaneously. (1) Improvement in hardenability productivity (can be mixed for quenching at 1030 ° C. for large molds). (2) Reduction of die casting cycle time and reduction of mold seizure (high thermal conductivity). (3) Prevention of cracking of die casting mold (fine austenite during quenching). However, at present, such steel does not exist. There is a strong industry need for high thermal conductivity steel that is difficult to coarsen during quenching.
  • the amounts of C, V and N related to VC particles which suppress the grain boundary movement of crystal grains by a pinning effect are set. Optimized. In particular, the amount of V is important. Furthermore, in order to make the austenite crystal grains fine at the time of quenching, the amounts of Cu, Ni, and Mo, which are solid solution elements that suppress the movement of crystal grain boundaries by the drag effect, were optimized. In particular, the amount of (Cu + Ni + Mo) is important.
  • a major feature of the present invention is that the pinning effect and the drag effect are positively used together, and the amount of V and the amount of (Cu + Ni + Mo) are in an unprecedented balance.
  • the addition of Ni is effective.
  • the addition of Ni is limited to an amount that does not significantly reduce the thermal conductivity when the mold is formed.
  • the steel for molds according to the present invention has an austenite grain size number of 5 or more even when quenched at 1030 ° C. for 5 hours. Therefore, the toughness after quenching and tempering is high, and cracking of the mold can be prevented. Moreover, since the steel for molds according to the present invention has a thermal conductivity exceeding 27.0 [W / m / K] after quenching and tempering, it is possible to realize a reduction in die casting cycle time and seizure. Furthermore, since a maximum hardness of 57 HRC is obtained after quenching and tempering, it is also resistant to wear due to die casting injection. High hardness is preferable because high wear resistance can be obtained even when applied to a hot stamping mold.
  • the mold steel according to the present invention contains Cr, it has corrosion resistance that can withstand practical use. Therefore, rust hardly occurs during storage of materials and use as a mold, compared with steel containing almost no Cr (Cr ⁇ 0.5%).
  • FIG. 2 (a) shows a structure photograph of Cu-free steel (steel A) that was quenched at 1030 ° C. ⁇ 5Hr and then quenched.
  • FIG. 2 (b) shows a structure photograph of the Cu-added steel (steel B) that was quenched at 1030 ° C. ⁇ 5Hr and then quenched.
  • the composition of steel A is 0.04C-0.05Si-1.58Mn-1.93Cr-1.10Mo-0.81V-0.020N.
  • Steel B is obtained by adding 1.120 mass% Cu to steel A.
  • Fig. 2 is a comparison of the structures in which the former ⁇ grain boundaries appeared after quenching.
  • Quenching temperature At 1030 ° C., VC particles are dispersed in steel A and steel B, and the amount of VC particles is approximately the same in steel A and steel B. Therefore, the growth of ⁇ grains is suppressed by the pinning effect of the crystal grain boundaries caused by the VC grains.
  • FIG. 1 when the holding at 1030 ° C. reaches 5 hours, the pinning effect is weakened due to the decrease due to the solid solution of the VC particles, and the driving force of the extremely large grain boundary movement is stopped. I can't do that.
  • the ⁇ grain size of Steel A was 100 to 200 ⁇ m (crystal grain size number: 2 to 4).
  • the ⁇ crystal grain size of steel B is about 15 ⁇ m (the crystal grain size number is about 9).
  • 1.120% of Cu is all dissolved in ⁇ .
  • This solid solution Cu suppresses the movement of the ⁇ grain boundary by the “solute drag effect” and maintains a very fine ⁇ structure together with pinning of the ⁇ grain boundary by VC particles. It can be judged.
  • solid solution Cu has a strong drag effect, and a fine grain structure can be stably obtained by combining with the pinning effect by dispersed particles. This is the greatest feature of the present invention.
  • comparative example 1 is the general-purpose steel JIS SKD61 of a die-casting die.
  • Comparative Example 2 is also a hot die steel, but is a commercially available brand steel.
  • Comparative Examples 3 and 4 are JIS SNCM439 and JIS SCM435, respectively.
  • Comparative Example 5 is a brand steel marketed as a high thermal conductivity steel.
  • Table 2 shows the crystal grain size numbers.
  • FIG. 3 shows the relationship between the amount of (Cu + Ni + Mo) and the ⁇ grain size number during quenching.
  • FIG. 4 shows the relationship between the V amount and the ⁇ grain size number at the time of quenching.
  • the crystal grain size numbers of Comparative Examples 1 and 2 are as large as about 10, and the austenite at the time of quenching is very fine.
  • Comparative Example 3 since both the V amount and the (Cu + Ni + Mo) amount are small, the crystal grain size number is about 2 and coarse particles. Since Comparative Example 4 and Comparative Example 5 had poor hardenability, ferrite precipitated. The amount of ferrite is greater in Comparative Example 5.
  • the crystal grain size numbers of Examples 1 to 25 stably exceed 5.
  • the grain size number tends to increase, and the drag effect (FIG. 3) and the pinning effect (FIG. 4) overlap. I understand.
  • Table 3 shows the hardness after tempering.
  • Comparative Example 4 ferrite was precipitated during quenching and softening resistance was low, so that it was about 27 HRC, and the hardness required for the mold: more than 33 HRC could not be secured.
  • Comparative Example 5 also had a low hardness ( ⁇ 20 HRC) that cannot be measured by HRC because a large amount of ferrite precipitated during quenching. It can be seen that using Comparative Example 4 and Comparative Example 5 for die-cast mold parts is virtually impossible from the viewpoint of hardenability and softening resistance.
  • Comparative Example 1 and Comparative Example 2 were only used for die casting molds and could be tempered to 47HRC without problems. In addition, it was confirmed that all of Examples 1 to 25 could be tempered to 47 HRC and could be applied to a die casting mold from the viewpoint of hardenability and softening resistance.
  • Table 4 shows the thermal conductivity of the materials shown in Table 3. Since the comparative example 1 has many Si and Cr, it has the lowest thermal conductivity. Comparative Example 2 has a higher thermal conductivity than Comparative Example 1 due to extremely low Si, but remains at ⁇ ⁇ 27.0 due to the large amount of Cr. Since Comparative Examples 3 to 5 are low Si and low Cr, they have high thermal conductivity of ⁇ > 27.0.
  • Table 5 summarizes the above survey results. The austenite grain size number when heated at 1030 ° C. ⁇ 5 Hr, the hardness in the quenched and tempered state, and the thermal conductivity are summarized. In Comparative Examples 4 and 5, the tempering hardness required for the mold: more than 33 HRC could not be obtained. Other steels could be tempered to 47HRC except for Comparative Example 3. In Table 5, “ ⁇ ” means that the target has been achieved and is good, and “ ⁇ ” means that the target has not been reached and is inferior.
  • Comparative Examples 1 to 5 there is “x” in any item. Comparative Example 1 and Comparative Example 2 have low thermal conductivity. Comparative Examples 3 to 5 have a small crystal grain size number (large crystal grains). In Comparative Examples 1 and 2 with low thermal conductivity, it is difficult to reduce damage to the mold and quickly cool the product when the die-cast mold is formed. In Comparative Examples 3 to 5, there is a concern that large cracks may occur when die casting molds are obtained. Moreover, since Comparative Examples 4 and 5 have low hardenability, it is difficult to apply them to a die casting mold.
  • the austenite crystal grains at the time of quenching are as fine as a grain size number of 5 or more, and have a high thermal conductivity exceeding 27 [W / m / K] in a tempered state of 47 HRC.
  • the following three points can be realized simultaneously. (1) Improvement in hardenability productivity (can be mixed for quenching at 1030 ° C. for large molds). (2) Reduction of die casting cycle time and reduction of mold seizure (high thermal conductivity). (3) Prevention of cracking of die casting mold (fine austenite during quenching).
  • the mold steel according to the present invention is suitable for die casting molds or parts thereof because austenite crystal grains are hard to be coarsened during quenching and high hardness and high thermal conductivity are obtained after tempering.
  • the die steel according to the present invention is applied to a die casting die or a part thereof, it is possible to suppress cracking or seizure of the die or the part thereof and to shorten the die casting cycle time.
  • the steel for molds according to the present invention can be made into a rod shape or a line shape and used as a welding repair material for the mold or its parts. Or it is also applicable to the metal mold

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Abstract

本発明の金型用鋼は、０．３８＜Ｃ＜０．５５ｍａｓｓ％、０．００３≦Ｓｉ＜０．３００ｍａｓｓ％、０．７０＜Ｍｎ＜１．８０ｍａｓｓ％、０．８０≦Ｃｒ＜２．００ｍａｓｓ％、０．００３≦Ｃｕ＜１．２００ｍａｓｓ％、０．００３≦Ｎｉ＜１．３８０ｍａｓｓ％、０．５００＜Ｍｏ＜３．５００ｍａｓｓ％、０．５５＜Ｖ＜１．２０ｍａｓｓ％、及び、０．０００２≦Ｎ＜０．１２００ｍａｓｓ％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、０．５５０＜Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｍｏ＜３．６００ｍａｓｓ％を満たし、本発明の成形具は、このような金型用鋼からなる金型及び／又は金型部品を含む。

Description

金型用鋼及び成形具
　本発明は、金型用鋼及びそれを用いた成形具に関する。成形具は、金型や金型部品の単独あるいは組み合わせで構成される。成形具は、ダイカスト、プラスチックの射出成形、ゴムの加工、各種の鋳造、温間鍛造、熱間鍛造、ホットスタンプなどに用いられる。これらの成形具は、室温よりも高温の被成形物と接触する部位を有する。
　ダイカスト、射出成形、熱間～温間における塑性加工などに用いられる金型は、通常、素材の焼入れ・焼戻しを行い、型彫加工等により所定の形状に加工することにより製造されている。また、このような金型を用いて熱間～温間での加工を行う際には、金型は、大きなヒートサイクルと大きな負荷を受ける。そのため、この種の金型に用いられる材料には、靱性、高温強度、耐摩耗性、耐割れ性、耐ヒートチェック性などに優れていることが求められる。しかしながら、一般に、金型用鋼において、複数の特性を同時に向上させるのは難しい。
　そこでこの問題を解決するために、従来から種々の提案がなされている。
　例えば、特許文献１には、質量％でＣ：０．１～０．６、Ｓｉ：０．０１～０．８、Ｍｎ：０．１～２．５、Ｃｕ：０．０１～２．０、Ｎｉ：０．０１～２．０、Ｃｒ：０．１～２．０、Ｍｏ：０．０１～２．０、Ｖ，Ｗ，Ｎｂ及びＴａのうち１種類若しくは２種以上を合計で：０．０１～２．０、Ａｌ：０．００２～０．０４、Ｎ：０．００２～０．０４、Ｏ：０．００５以下を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる金型用鋼が開示されている。
　同文献には、このような材料を所定の条件下で熱処理することによって、熱疲労特性及び軟化抵抗が高くなり、これによってヒートチェック及び水冷孔割れを抑制することができる点が記載されている。
　特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．２～０．６％，Ｓｉ：０．０１～１．５％，Ｍｎ：０．１～２．０％，Ｃｕ：０．０１～２．０％，Ｎｉ：０．０１～２．０％，Ｃｒ：０．１～８．０％，Ｍｏ：０．０１～５．０％，ＶとＷとＮｂとＴａのうち１種類あるいは２種以上の合計：０．０１～２．０％，Ａｌ：０．００２～０．０４％，及び、Ｎ：０．００２～０．０４％を含み，残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる金型用鋼が開示されている。
　同文献には、このような材料は焼入れ性が良好である点、及び、これを所定の条件下で熱処理することによって、所要の衝撃値が得られ、金型寿命の高寿命化が可能であり、かつ、切削加工も容易となる点が記載されている。
　特許文献３には、Ｃ：０．１５～０．５５質量％、Ｓｉ：０．０１～２．０質量％、Ｍｎ：０．０１～２．５質量％、Ｃｕ：０．０１～２．０質量％、Ｎｉ：０．０１～２．０質量％、Ｃｒ：０．０１～２．５質量％、Ｍｏ：０．０１～３．０質量％、及び、Ｖ及びＷからなる群から選ばれる少なくとも１種の総量：０．０１～１．０質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる型材用鋼が開示されている。
　同文献には、このような材料を所定の条件下で熱処理することによって、軟化抵抗が高くなり、かつ、耐摩耗性も向上する点が記載されている。
　特許文献４には、Ｃ：０．２６～０．５５重量％、Ｃｒ：２重量％未満、Ｍｏ：０～１０重量％、Ｗ：０～１５重量％（但し、ＷとＭｏとの含有量は合計で１．８～１５重量％）、（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ）：０～３重量％、Ｖ：０～４重量％、Ｃｏ：０～６重量％、Ｓｉ：０～１．６重量％、Ｍｎ：０～２重量％、Ｎｉ：０～２．９９重量％、及び、Ｓ：０～１重量％を含み、残部が鉄及び不可避的不純物からなる工具鋼が開示されている。
　同文献には、このような組成にすることによって、従来の工具鋼よりも熱伝導度が高くなる点が記載されている。
　さらに、特許文献５には、質量％で０．３５＜Ｃ≦０．５０，０．０１≦Ｓｉ＜０．１９，１．５０＜Ｍｎ＜１．７８，２．００＜Ｃｒ＜３．０５，０．５１＜Ｍｏ＜１．２５，０．３０＜Ｖ＜０．８０，及び、０．００４≦Ｎ≦０．０４０を含み，残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる金型用鋼が開示されている。
　同文献には、このような組成にすることによって、金型の熱伝導率を高くすることができる点が記載されている。
　金型や金型部品の単独あるいは組み合わせで構成される成形具は、室温よりも高温の被成形物と接触する部位を有するため、使用中に温度の上昇と降下という熱サイクルに曝される。用途によっては、高い圧力が付加される場合もある。この過酷な熱サイクルに耐えるため、金型や金型部品は、焼入れ・焼戻し状態で使用される。焼入れ時の加熱条件は、鋼材の組成、用途、金型の大きさ等にもよるが、１０３０℃で１～３Ｈｒ程度保持する場合が多い。
　一方、工業的には、焼入れ時に大きい金型と小さい金型を一緒に加熱する「混載」が一般的である。しかし、混載を行う場合において、焼入れ時の加熱条件を大きい金型に合わせると、小さい金型は過度に加熱され、結晶粒が粗大化する。
　また、近年、ダイカストのサイクルタイム短縮や金型損傷軽減のため、冷却効率に優れた高熱伝導率鋼（熱伝導率λ：２４～２７［Ｗ／ｍ／Ｋ］）をダイカスト金型に使う場合が増えてきている。高熱伝導率鋼は、熱伝導率を高くするために、一般的な熱間ダイス鋼のＣｒ量（約５％）よりも大幅に低Ｃｒ化されている。
　一方、低Ｃｒ鋼は、焼入れ時に残留する炭化物が少ないため、焼入れ時の結晶粒粗大化を防止するためには、焼入れ温度を低くする必要がある。しかし、複数の金型が同時に製造される場合において、一部の金型の焼入れ温度が他の金型の焼入れ温度と異なる時には、混載ができないという問題がある。
　さらに、Ｃｒを０．５ｍａｓｓ％以下にすることで、熱伝導率λが４２［Ｗ／ｍ／Ｋ］を超える鋼も知られている。しかし、そのような鋼は高温強度と耐食性が低いため、温度サイクルに曝される金型部品に使用することは推奨されない。
　すなわち、温度サイクルに曝される金型用鋼には、
（ａ）必要な高温強度及び耐食性を確保できること、
（ｂ）焼入れの生産性向上（すなわち、混載）が可能であること、
（ｃ）サイクルタイムの短縮や金型の焼付きを軽減することが可能な程度の高い熱伝導率を有すること、及び、
（ｄ）焼入れ時に、金型の割れを防止することが可能な程度の微細なオーステナイトを生成可能であること
が求められている。
　しかし、このような要求を同時に満たす鋼が提案された例は、従来にはない。
日本国特開２００８－０５６９８２号公報 日本国特開２００８－１２１０３２号公報 日本国特開２００８－１６９４１１号公報 日本国特表２０１０－５００４７１号公報 日本国特開２０１１－０９４１６８号公報
　本発明が解決しようとする課題は、高温強度及び耐食性に優れ、焼入れの生産性が高く、高熱伝導率であり、かつ、焼入れ時に微細なオーステナイト結晶粒を生成可能な金型用鋼、及び、それを用いた金型や金型部品から構成される成形具を提供することにある。
　上記課題を解決するために本発明に係る成形具は、以下の構成を備えていることを要旨とする。
（１）前記成形具は、
　金型や金型部品の単独あるいは組み合わせで構成され、温度が室温より高い被成形物と直接接触する部位を含む。
（２）前記金型及び前記金型部品の少なくとも１つは、
　０．３８＜Ｃ＜０．５５ｍａｓｓ％、
　０．００３≦Ｓｉ＜０．３００ｍａｓｓ％、
　０．７０＜Ｍｎ＜１．８０ｍａｓｓ％、
　０．８０≦Ｃｒ＜２．００ｍａｓｓ％、
　０．００３≦Ｃｕ＜１．２００ｍａｓｓ％、
　０．００３≦Ｎｉ＜１．３８０ｍａｓｓ％、
　０．５００＜Ｍｏ＜３．５００ｍａｓｓ％、
　０．５５＜Ｖ＜１．２０ｍａｓｓ％、及び、
　０．０００２≦Ｎ＜０．１２００ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
　０．５５０＜Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｍｏ＜３．６００ｍａｓｓ％
を満たす金型用鋼からなり、
　硬さが３３ＨＲＣ超５７ＨＲＣ以下であり、
　焼入れ時の旧オーステナイト結晶粒度番号が５以上であり、
　レーザーフラッシュ法を用いて測定した２５℃における熱伝導率λが２７．０［Ｗ／ｍ／Ｋ］超である。
　本発明に係る金型用鋼は、
　０．３８＜Ｃ＜０．５５ｍａｓｓ％、
　０．００３≦Ｓｉ＜０．３００ｍａｓｓ％、
　０．７０＜Ｍｎ＜１．８０ｍａｓｓ％、
　０．８０≦Ｃｒ＜２．００ｍａｓｓ％、
　０．００３≦Ｃｕ＜１．２００ｍａｓｓ％、
　０．００３≦Ｎｉ＜１．３８０ｍａｓｓ％、
　０．５００＜Ｍｏ＜３．５００ｍａｓｓ％、
　０．５５＜Ｖ＜１．２０ｍａｓｓ％、及び、
　０．０００２≦Ｎ＜０．１２００ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
　０．５５０＜Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｍｏ＜３．６００ｍａｓｓ％
を満たすことを要旨とする。
　本発明においては、
（ａ）焼戻し硬さを確保するために、Ｃ、Ｍｏ及びＶの量を適正化し、
（ｂ）高熱伝導率を確保するために、Ｓｉ、Ｃｒ及びＭｎの量を適正化し、かつ、
（ｃ）焼入れ性を確保するために、Ｃｒ及びＭｎの量を適正化した。
　さらに、本発明においては、旧オーステナイト結晶粒を微細化するために、ピン止め効果（pinning effect）と引きずり効果（solute drag effect）を積極的に併用した。
　すなわち、
（ｄ）結晶粒界の移動をピン止め効果（pinning effect）により抑制するＶＣ粒子に関するＣ、Ｖ、及びＮの量を適正化し、
（ｅ）結晶粒界の移動を引きずり効果（solute drag effect）により抑制する固溶元素であるＣｕ、Ｎｉ、及びＭｏの量を適正化した。
　その結果、本発明に係る金型用鋼は、高温強度及び耐食性に優れ、焼入れの生産性が高く、高熱伝導率であり、かつ、焼入れ時に微細なオーステナイト結晶粒を生成させることができる。
混載の加熱時における炉温と金型温度の推移の模式図である。 図２（ａ）は、１０３０℃×５Ｈｒで加熱した後、焼入れしたＣｕ無添加鋼（鋼Ａ）の組織写真である。図２（ｂ）は、１０３０℃×５Ｈｒで加熱した後、焼入れしたＣｕ添加鋼（鋼Ｂ）の組織写真である。 （Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｍｏ）量と焼入れ時のγ結晶粒度番号との関係を示す図である。 Ｖ量と焼入れ時のγ結晶粒度番号との関係を示す図である。
　以下に、本発明の一実施の形態について詳細に説明する。
［１．　金型用鋼］
　本発明に係る金型用鋼は、以下のような元素を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
［１．１．　主構成元素］
（１）０．３８＜Ｃ＜０．５５ｍａｓｓ％：
　焼入れ速度が遅く、かつ焼戻し温度が高い場合において、Ｃ量が少なくなるほど、３３ＨＲＣを超える硬さを安定して得にくくなる。従って、Ｃ量は、０．３８ｍａｓｓ％超である必要がある。
　一方、Ｃ量が過剰になると、粗大な炭化物が増加し、それが亀裂の起点となって靱性が低下する。また、残留オーステナイトが増え、それが焼戻しの際に粗大なベイナイトになるため、靱性が低下する。さらに、Ｃ量が過剰になると、溶接性が低下する。また、最高硬さが高くなりすぎて機械加工も困難となる。従って、Ｃ量は、０．５５ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｃ量は、好ましくは、０．５４ｍａｓｓ％未満である。
（２）０．００３≦Ｓｉ＜０．３００ｍａｓｓ％：
　一般に、Ｓｉ量が少なくなるほど、熱伝導率が高くなる。しかし、Ｓｉ量を必要以上に低減しても、熱伝導率向上の効果が飽和傾向となり、高熱伝導率化の効果を更には得にくい。また、Ｓｉ量が少なくなりすぎると、機械加工時の被削性が著しく劣化する。さらに、Ｓｉ量を必要以上に低減するのは、原材料の厳選や精錬の適正化で不可能とは言えないものの、著しいコスト上昇を招く。従って、Ｓｉ量は、０．００３ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｓｉ量は、好ましくは、０．００５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．００７ｍａｓｓ％以上である。
　一方、Ｓｉ量が過剰になると、熱伝導率の低下が大きくなる。また、本発明に係る金型用鋼は、Ｖ量が比較的多いため、鋳造時にＶ系の炭化物が晶出しやすく、これを後続する熱処理で固溶させる必要がある。しかし、Ｓｉ量が過剰であると、このＶ系の晶出炭化物が大きくなりやすく、固溶させるのが難しくなる。固溶せずに残存したＶ系の晶出炭化物は、金型としての使用中に破壊の起点となるため、有害である。さらに、Ｓｉ量が過剰になると、鋳造時に他元素の偏析が著しくなるという問題も発生しやすい。従って、Ｓｉ量は、０．３００ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｓｉ量は、好ましくは、０．２３０ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、０．１９０ｍａｓｓ％未満である。
（３）０．７０＜Ｍｎ＜１．８０ｍａｓｓ％：
　本発明に係る金型用鋼は、Ｃｒが比較的少ない。そのため、Ｍｎ量が少ないと焼入れ性が不足し、ベイナイトの混入による靱性の低下を招く。従って、Ｍｎ量は、０．７０ｍａｓｓ％超である必要がある。Ｍｎ量は、好ましくは、０．７５ｍａｓｓ％超、さらに好ましくは、０．８７ｍａｓｓ％超である。
　一方、Ｍｎ量が過剰になると、熱伝導率の低下が大きい。また、Ｍｎ量が過剰になると、鋳造時に偏析が著しくなる。従って、Ｍｎ量は、１．８０ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｍｎ量は、好ましくは、１．７８ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、１．７６ｍａｓｓ％未満である。
（４）０．８０≦Ｃｒ＜２．００ｍａｓｓ％：
　Ｃｒ量が少ないと、焼入れ性が不足する。また、Ｃｒ量が少ないと、耐食性が極端に悪くなる。従って、Ｃｒ量は、０．８０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃｒ量は、好ましくは、０．８５ｍａｓｓ％超、さらに好ましくは、０．９０ｍａｓｓ％超である。
　一方、Ｃｒ量が過剰になると、熱伝導率の低下が大きくなる。従って、Ｃｒ量は、２．００ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｃｒ量は、さらに好ましくは、１．９９ｍａｓｓ％未満である。
（５）０．００３≦Ｃｕ＜１．２００ｍａｓｓ％：
　Ｃｕ量が少ないと、焼入れ時のγ粒界の移動を抑制する引きずり効果（solute drag effect）が乏しくなり、したがって結晶粒の粗大化（結晶粒度番号が小さくなる）を抑制する効果が得られない。また、Ｃｕ量が少ないと、（ａ）焼入れ性を改善する効果に乏しい、（ｂ）Ｃｒ－Ｃｕ－Ｎｉを含有する鋼としての耐候性も発現し難い、（ｃ）時効硬化によって硬さを増す効果にも乏しい、（ｄ）被削性の改善効果も小さい、等の問題が生じる。さらに、Ｃｕ量を必要以上に低減するのは、原材料の厳選や各方面で研究されている精錬によるＣｕ除去技術を適用すれば不可能ではないが、著しいコスト増を招く。従って、Ｃｕ量は、０．００３ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃｕ量は、好ましくは、０．００４ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．００５ｍａｓｓ％以上である。
　一方、Ｃｕ量が過剰になると、（ａ）熱間加工時の割れが顕在化する、（ｂ）熱伝導率が低下する、（ｃ）コスト上昇も顕著となる、（ｄ）被削性の改善効果や時効硬化による高硬度化も飽和に近づく、等の問題が生じる。従って、Ｃｕ量は、１．２００ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｃｕ量は、好ましくは、１．１７０ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、１．１５０ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、０．７ｍａｓｓ％以下である。Ｃｕ量を０．７ｍａｓｓ％以下とすると、引きずり効果を大きく発現させつつ、焼鈍性や熱伝導率の過度の低下を避けることができる。
（６）０．００３≦Ｎｉ＜１．３８０ｍａｓｓ％：
　Ｎｉは、Ｃｕと同様に引きずり効果が大きいため、焼入れ時の微細粒維持を目的として添加することができる。一方、Ｃｕは熱間加工性を害することがあるのに対し、Ｎｉは、熱間加工性を害しないだけでなく、Ｃｕ添加による熱間加工性の劣化を回復させる効果もある。
　しかし、Ｎｉ量が少なくなると、（ａ）引きずり効果が乏しくなる、（ｂ）焼入れ性の改善効果も小さくなる、（ｃ）Ｃｒ－Ｃｕ－Ｎｉを含有する鋼としての耐候性も発現し難くなる、等の問題が生じる。また、Ｎｉは、Ａｌが存在する場合にＡｌと結合して金属間化合物を形成し、強度を高める効果があるが、Ｎｉ量が少ないと、このような効果に乏しくなる。さらに、Ｎｉを必要以上に低減するのは、原材料の厳選で不可能ではないが、著しいコスト増を招く。従って、Ｎｉ量は、０．００３ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｎｉ量は、好ましくは、０．００４ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．００５ｍａｓｓ％以上である。
　一方、Ｎｉ量が過剰になると、（ａ）Ｃｕ添加による熱間加工性の劣化を回復させる効果が飽和する、（ｂ）熱伝導率の低下が顕著となる、（ｃ）Ａｌと結合した金属間化合物の析出による靱性の低下が顕著となる、（ｄ）偏析も著しくなって、特性の均質化が難しくなる、等の問題が生じる。従って、Ｎｉ量は、１．３８０ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｎｉ量は、好ましくは、１．２５０ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、１．１５０ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、０．７ｍａｓｓ％以下である。Ｎｉ量を０．７ｍａｓｓ％以下とすると、引きずり効果を大きく発現させつつ、焼鈍性や熱伝導率の過度の低下を避けることができる。
　なお、ある程度以上のＣｕを含有しており、熱間加工性が著しく悪い場合、Ｎｉ量は、Ｃｕ量の０．３～１．２倍が好ましい。
　一方、Ｃｕを含有している場合であっても、加工温度や加工方法などの適正化で割れを軽減できる時には、Ｎｉ量をＣｕ量の０．３～１．２倍にする必要は必ずしも無い。
（７）０．５００＜Ｍｏ＜３．５００ｍａｓｓ％：
　Ｍｏは、ＣｕやＮｉと同様に比較的引きずり効果が大きいため、焼入れ時の微細粒維持を目的として添加できる。Ｍｏは、Ｃｕのように熱間加工性を害しない利点もある。Ｍｏ量が少ないと、（ａ）引きずり効果が小さい、（ｂ）２次硬化の寄与が小さく、焼戻し温度が高い場合には３３ＨＲＣを超える硬さを安定して得ることが困難となる、（ｃ）Ｃｒとの複合添加で耐食性を改善する効果も小さい、等の問題が生じる。従って、Ｍｏ量は、０．５００ｍａｓｓ％超である必要がある。Ｍｏ量は、好ましくは、０．５３０ｍａｓｓ％超、さらに好ましくは、０．５６０ｍａｓｓ％超である。
　一方、Ｍｏ量が過剰になると、（ａ）破壊靱性が低下する、（ｂ）素材コストの上昇も著しい、等の問題を生じる。従って、Ｍｏ量は、３．５００ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｍｏ量は、好ましくは、３．４００ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、３．３００ｍａｓｓ％未満である。
（８）０．５５＜Ｖ＜１．２０ｍａｓｓ％：
　焼入れ時の微細粒維持には、固溶元素の引きずり効果と分散粒子のピン止め効果を併用する必要がある。分散粒子のＶＣが適量になるように、Ｃ量を考慮して、Ｖ量を適正化するのが好ましい。Ｖ量が少ないと、ＶＣ量が少なくなるため、γ結晶粒の粗大化（結晶粒度番号が小さくなる）を抑制する効果に乏しい。従って、Ｖ量は、０．５５ｍａｓｓ％超である必要がある。Ｖ量は、好ましくは、０．５６ｍａｓｓ％超、さらに好ましくは、０．５７ｍａｓｓ％超、さらに好ましくは、０．７ｍａｓｓ％超である。Ｖ量が０．７ｍａｓｓ％超である場合、結晶粒が、非常に微細で好ましいとされる粒度番号８以上となる。
　一方、Ｖを必要以上に添加しても、微細結晶粒を維持する効果が飽和する。また、Ｖ量が過剰になると、粗大な晶出炭化物（凝固時に析出するもの）が増加し、それが亀裂の起点となるため靱性が低下する。さらに、Ｖ量が多くなるほど、コスト増も著しい。従って、Ｖ量は、１．２０ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｖ量は、好ましくは、１．１６ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、１．１３ｍａｓｓ％未満である。
　本発明は、規定範囲の他の元素を含むことに加えて、Ｖ量及び（Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｍｏ）量が従来にない範囲となっており、固溶元素の引きずり効果と分散粒子のピン止め効果を積極的に併用している点が特徴である。
（９）０．０００２≦Ｎ＜０．１２００ｍａｓｓ％：
　Ｎもまた、分散粒子ＶＣの量に影響する。Ｎ量が多くなるほど、ＶＣの固溶温度が高くなる。そのため、ＣとＶの量が同じであっても、焼入れ時の残留ＶＣは多くなる。
　Ｎ量が少ないと、焼入れ時のＶＣ粒子が過度に少なくなる。そのため、γ結晶粒の粗大化（結晶粒度番号が小さくなること）を抑制する効果に乏しい。また、Ｎは、Ａｌが存在する場合にＡｌＮ粒子を形成して結晶粒粗大化を補助的に防止する効果があるが、Ｎ量が少ないと、このような効果が小さい。従って、Ｎ量は、０．０００２ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｎ量は、好ましくは、０．００１０ｍａｓｓ％超、さらに好ましくは、０．００３０ｍａｓｓ％超である。
　一方、Ｎ量が過剰になると、Ｎ添加に要する精錬の時間とコストが増加し、素材コストの上昇を招く。さらに、Ｎ量が過剰になると、粗大な窒化物、炭窒化物、あるいは炭化物が増加し、それが亀裂の起点となるため、靱性が低下する。従って、Ｎ量は、０．１２００ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｎ量は、好ましくは、０．１０００ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、０．０８００ｍａｓｓ％未満である。
（１０）不可避的不純物：
　本発明に係る金型用鋼は、不可避的不純物として、
　Ｐ≦０．０５ｍａｓｓ％、
　Ｓ≦０．００３ｍａｓｓ％、
　Ａｌ≦０．１０ｍａｓｓ％、
　Ｗ≦０．３０ｍａｓｓ％、
　Ｏ≦０．０１ｍａｓｓ％、
　Ｃｏ≦０．１０ｍａｓｓ％、
　Ｎｂ≦０．００４ｍａｓｓ％、
　Ｔａ≦０．００４ｍａｓｓ％、
　Ｔｉ≦０．００４ｍａｓｓ％、
　Ｚｒ≦０．００４ｍａｓｓ％、
　Ｂ≦０．０００１ｍａｓｓ％、
　Ｃａ≦０．０００５ｍａｓｓ％、
　Ｓｅ≦０．０３ｍａｓｓ％、
　Ｔｅ≦０．００５ｍａｓｓ％、
　Ｂｉ≦０．０１ｍａｓｓ％、
　Ｐｂ≦０．０３ｍａｓｓ％、
　Ｍｇ≦０．０２ｍａｓｓ％、又は、
　ＲＥＭ≦０．１０ｍａｓｓ％
が含まれていても良い。
　本発明に係る金型用鋼は、上述した１又は２以上の元素を含んでいても良い。上記元素の含有量が上記の上限値以下である場合、その元素は、不可避的不純物として振る舞う。
　一方、上記元素の一部は、上記の上限値を超えて含まれていても良い。この場合、元素の種類及び含有量に応じて、後述するような効果が得られる。
［１．２．　成分バランス］
　本発明に係る金型用鋼は、上記の元素を含むことに加えて、Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏの総量が次の（ａ）式の関係を満たしていることを特徴とする。
　０．５５０＜Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｍｏ＜３．６００ｍａｓｓ％　　　・・・（ａ）
　引きずり効果の指標として、Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｍｏの量は、重要である。これらの元素の総量が少ないと、十分な引きずり効果がえられない。従って、これらの元素の総量は、０．５５０ｍａｓｓ％超である必要がある。総量は、好ましくは、０．６００ｍａｓｓ％超、さらに好ましくは、０．７００ｍａｓｓ％超である。
　一方、これらの元素の総量が過剰になると、熱間加工時の割れの顕在化、熱伝導率の低下、金属間化合物の過度の析出による靱性の低下、破壊靱性の低下などの原因となる。従って、これらの元素の総量は、３．６００ｍａｓｓ％未満である必要がある。総量は、好ましくは、３．５５０ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、３．５００ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、２．０００ｍａｓｓ％以下である。Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｍｏの量が２．０ｍａｓｓ％以下になると、高い熱伝導率を維持することができる。これらの元素、特にＣｕとＮｉは熱伝導率を下げる弊害が大きい。従って、結晶粒が微細、かつ高熱伝導率の状態を確保するには、まず、高Ｖとしてピンニング効果をメインに用い、引きずり効果を補助的に利用して微細粒を得る。次に、Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｍｏを過度に高めないことで、高熱伝導率を得る。
［１．３．　副構成元素］
　本発明に係る金型用鋼は、上述した主構成元素に加えて、以下のような１又は２以上の元素をさらに含んでいても良い。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
（１）０．３０＜Ｗ≦５．００ｍａｓｓ％：
（２）０．１０＜Ｃｏ≦４．００ｍａｓｓ％：
　本発明は、ダイカスト金型の汎用鋼であるＳＫＤ６１などと比較して、ＭｎとＣｒの合計量が少ないため、焼入れ性もそれほど高くない。このため、焼入れ速度が遅く、かつ高温で焼戻した場合には、３３ＨＲＣを超える硬さの確保が難しい。そのような場合には、ＷやＣｏを選択的に添加し、強度確保を図れば良い。Ｗは、炭化物の析出によって強度を上げる。Ｃｏは、母材への固溶によって強度を上げると同時に、炭化物形態の変化を介して析出硬化にも寄与する。
　また、これらの元素は、焼入れ時のγ中に固溶して、比較的大きな引きずり効果も発揮する。ＶＣ粒子のピン止め効果と、溶質原子の引きずり効果を併せて、安定して微細なγ結晶粒を得るには、ＷやＣｏの添加が有効である。このような効果を得るためには、Ｗ量及びＣｏ量は、それぞれ、上記の下限値を超える量が好ましい。
　一方、これらの元素の量が過剰になると、特性の飽和と著しいコスト増を招く。従って、Ｗ量及びＣｏ量は、それぞれ上記の上限値以下が好ましい。
　なお、金型用鋼には、Ｗ又はＣｏのいずれか一方が含まれていても良く、あるいは、双方が含まれていても良い。
（３）０．００４＜Ｎｂ≦０．１００ｍａｓｓ％：
（４）０．００４＜Ｔａ≦０．１００ｍａｓｓ％：
（５）０．００４＜Ｔｉ≦０．１００ｍａｓｓ％：
（６）０．００４＜Ｚｒ≦０．１００ｍａｓｓ％：
　予期せぬ設備トラブルなどによって、焼入れ加熱温度が高くなったり、あるいは、焼入れ時間が長くなった場合、本発明に係る金型用鋼の基本成分であっても、結晶粒の粗大化が懸念される。そのような場合に備えて、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、及び／又は、Ｚｒを選択的に添加しても良い。これらの元素を添加すると、これらの元素が微細な析出物を形成する。微細な析出物は、γ結晶粒界の移動を抑制（ピン止め効果）するため、微細なオーステナイト組織を維持することができる。このような効果を得るためには、これらの元素の量は、それぞれ、上記の下限値を超える量が好ましい。
　一方、これらの元素の量が過剰になると、炭化物、窒化物、又は酸化物が過度に生成し、靱性の低下を招く。従って、これらの元素の量は、それぞれ、上記の上限値以下が好ましい。
　なお、金型用鋼には、これらの元素のいずれか一種が含まれていても良く、あるいは、
２種以上が含まれていても良い。
（７）０．１０＜Ａｌ≦１．５０ｍａｓｓ％：
　Ａｌは、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、γ結晶粒の成長を抑制する効果（ピン止め効果）を有する。また、Ａｌは、Ｎとの親和力が高く、鋼中へのＮの侵入を加速する。このため、Ａｌを含有する鋼材を窒化処理すると、表面硬さが高くなりやすい。より高い耐摩耗性を求めて窒化処理する金型には、Ａｌを含む鋼材を使うことが有効である。このような効果を得るためには、Ａｌ量は、０．１０ｍａｓｓ％超が好ましい。
　一方、Ａｌ量が過剰になると、熱伝導率や靱性の低下を招く。従って、Ａｌ量は、１．５０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
　なお、Ａｌ量が不純物レベル（０．１０ｍａｓｓ％以下）であっても、Ｎ量によっては上記の効果が発現する場合がある。
（８）０．０００１＜Ｂ≦０．００５０ｍａｓｓ％：
　Ｂ添加は、焼入れ性の改善策として有効である。しかし、ＢがＢＮを形成すると、焼入れ性の向上効果が無くなるため、鋼中にＢ単独で存在させる必要がある。具体的には、ＢよりもＮとの親和力が強い元素で窒化物を形成させ、ＢとＮの結合を抑制すれば良い。そのような元素としては、上述したＮｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒなどがある。これらの元素は、不純物レベル（０．００４ｍａｓｓ％以下）で存在していてもＮを固定する効果はあるが、Ｎ量によっては、不純物レベルを超える量を添加する場合もある。Ｂの一部が鋼中のＮと結合してＢＮが形成されても、余剰のＢが鋼中に単独で存在すれば、それが焼入れ性を高める。
　Ｂはまた、被削性の改善にも有効である。被削性を改善するには、ＢＮを形成させれば良い。ＢＮは、性質が黒鉛に似ており、切削抵抗を下げると同時に、切屑破砕性を改善する。さらに、鋼中にＢとＢＮがある場合には、焼入れ性と被削性が同時に改善される。
　このような効果を得るためには、Ｂ量は、０．０００１ｍａｓｓ％超が好ましい。
　一方、Ｂ量が過剰になると、かえって焼入れ性が低下する。従って、Ｂ量は、０．００５０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
（９）０．００３＜Ｓ≦０．０５０ｍａｓｓ％：
（１０）０．０００５＜Ｃａ≦０．２０００ｍａｓｓ％：
（１１）０．０３＜Ｓｅ≦０．５０ｍａｓｓ％：
（１２）０．００５＜Ｔｅ≦０．１００ｍａｓｓ％：
（１３）０．０１＜Ｂｉ≦０．５０ｍａｓｓ％：
（１４）０．０３＜Ｐｂ≦０．５０ｍａｓｓ％：
　被削性の改善には、Ｓ、Ｃａ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｂｉ、又はＰｂを選択的に添加することも有効である。このような効果を得るためには、これらの元素の量は、それぞれ、上記の下限値を超える量が好ましい。
　一方、これらの元素の量が過剰になると、被削性の改善効果が飽和するだけでなく、熱間加工性の劣化、衝撃値や鏡面研磨性の低下を招く。従って、これらの元素の量は、それぞれ、上記の上限値以下が好ましい。
　なお、金型用鋼には、これらの元素のいずれか１種が含まれていても良く、あるいは、２種以上が含まれていても良い。
［１．４．　特性］
　本発明に係る金型用鋼を適切な条件下で熱処理すると、
　硬さが３３ＨＲＣ超５７ＨＲＣ以下となり、
　焼入れ時の旧オーステナイト結晶粒度番号が５以上となり、かつ、
　レーザーフラッシュ法を用いて測定した２５℃における熱伝導率λが２７．０［Ｗ／ｍ／Ｋ］超となる。
［１．４．１．　硬さ］
　金型には、摩耗し難さや変形し難さが求められる。そのため、金型には、硬さが必要である。硬さが３３ＨＲＣを超えていれば、様々な用途に適用しても、摩耗や変形の問題は起き難い。硬さは、さらに好ましくは、３５ＨＲＣ以上である。
　一方、硬さが高すぎると、金型の仕上げ機械加工が非常に困難となるだけでなく、金型としての使用中に大割れや欠けを生じやすくなる。そのため、硬さは、５７ＨＲＣ以下にする必要がある。硬さは、さらに好ましくは、５６ＨＲＣ以下である。
　この点は、金型部品も同様であり、その硬さは、上記の範囲内にあるのが好ましい。
［１．４．２．　旧オーステナイト結晶粒度番号］
　金型の割れや欠けを防止するには、焼入れ時のオーステナイト結晶粒度番号を大きく（オーステナイト結晶粒を微細に）する方が良い。結晶粒度番号が小さいと亀裂が進展しやすく、割れや欠けが発生しやすくなる。従って、焼入れ時のオーステナイト結晶粒度番号は、５以上が必要である。オーステナイト結晶粒度番号は、より好ましくは、５．５以上である。製造条件を最適化すると、結晶粒度番号は、６以上、あるいは、６．５以上となる。
　この点は、金型部品も同様であり、その旧オーステナイト結晶粒度番号は、上記の範囲内にあるのが好ましい。
［１．４．３．　熱伝導率］
　製品を速く冷却したり、金型の低温度化や熱応力軽減で金型損傷（焼付き、割れ、摩耗）を軽減するには、金型を高熱伝導率化する必要がある。ダイカストなどに用いられる汎用鋼の２５℃における熱伝導率λは、２３．０～２４．０［Ｗ／ｍ／Ｋ］である。高熱伝導率とされる鋼でもλは、２７．０[Ｗ／ｍ／Ｋ]以下であり、不十分である。製品を速く冷却したり、金型損傷を軽減するには、熱伝導率λは、２７．０［Ｗ／ｍ／Ｋ］超である必要がある。熱伝導率λは、さらに好ましくは、２７．５［Ｗ／ｍ／Ｋ］超である。製造条件を最適化すると、熱伝導率は、２８．０［Ｗ／ｍ／Ｋ］以上、あるいは、２８．５［Ｗ／ｍ／Ｋ］以上となる。
　この点は、金型部品も同様であり、その熱伝導率は、上記の範囲内にあるのが好ましい。
　なお、本発明において、「熱伝導率」とは、レーザーフラッシュ法を用いて測定した２５℃における値をいう。
［２．　成形具］
　本発明に係る成形具は、以下の構成を備えている。
（１）前記成形具は、
　金型や金型部品の単独あるいは組み合わせで構成され、温度が室温より高い被成形物と直接接触する部位を含む。
（２）前記金型及び前記金型部品の少なくとも１つは、本発明に係る金型用鋼からなる。
（３）前記金型及び前記金型部品の少なくとも１つは、
　硬さが３３ＨＲＣ超５７ＨＲＣ以下であり、
　焼入れ時の旧オーステナイト結晶粒度番号が５以上であり、
　レーザーフラッシュ法を用いて測定した２５℃における熱伝導率λが２７．０［Ｗ／ｍ／Ｋ］超である。
［２．１．　用途］
　本発明に係る成形具は、温度が室温より高い被成形物を加工するために用いられる。このような加工としては、例えば、ダイカスト、プラスチックの射出成形、ゴムの加工、各種の鋳造、温間鍛造、熱間鍛造、ホットスタンプなどがある。
［２．２．　定義］
　本発明において、「成形具」とは、
（ａ）温度が室温より高い被成形物と直接接触する部位がある金型、及び、
（ｂ）温度が室温より高い被成形物と直接接触する部位がある金型部品
の単独あるいは組み合わせで構成され、被成形物を所定の形状に成形する役割を果たすものを指す。
　本発明において、「金型」とは、成形具の内、金型部品、及び、被成形物と直接接触する部位がない部品（例えば、金型の締結具）以外のものを指す。例えば、ダイカストの場合、可動側と固定側にそれぞれ金型がある。金型には、キャビティやコアや入れ子と称呼されるものもある。なお、本発明において、入れ子は、後述する金型部品として扱う。
　本発明において、「金型部品」とは、単独あるいは前記金型と組み合わせることで、温度が室温より高い被成形物を所定の形状に成形する役割を果たすものを指す。従って、例えば金型を留めるボルトやナットなどは、本発明にいう「金型部品」には含まれない。本発明は、高熱伝導率を特徴とし、ダイカストやホットスタンプや射出成形の製品を速く冷却することが目的の１つである。従って、溶融金属や加熱された鋼板や溶融樹脂と接触する部位のある金型部品が本発明の適用対象となる。
　例えば、ダイカストの成形具の場合、金型部品としては、プランジャーチップ、スプールブッシュ、スプールコア（分流子）、射抜きピン、チルベント、入れ子などがある。これらの金型部品を、広い概念では金型と称呼することがある。
　被成形物は、融体又は半融体である場合と、固体である場合とがある。また、被成形物の温度は、成形具の用途により異なる。
　例えば、ダイカストの場合、被成形物（溶融金属）の温度は、溶解炉中で、通常、５８０～７５０℃である。プラスチックの射出成形の場合、被加工物（溶融プラスチック）の温度は、混練機中で、通常、７０～４００℃である。ゴムの加工の場合、被成形物（未加硫ゴム）の温度は、通常、５０～２５０℃である。温間鍛造の場合、被成形物（鋼材）の加熱温度は、通常、１５０～８００℃である。熱間鍛造の場合、被成形物（鋼材）の加熱温度は、通常、８００～１３５０℃である。ホットスタンプの場合、被成形物（鋼板）の加熱温度は、通常、８００～１０５０℃である。
［２．３．　金型用鋼］
　本発明に係る成形具は、金型及び金型部品の全部又は一部が本発明に係る金型用鋼からなる。金型用鋼の組成、及び、適切な熱処理後に得られる特性（硬さ、旧オーステナイト結晶粒度番号、熱伝導率）の詳細については、上述した通りであるので、説明を省略する。
［３．　作用］
［３．１．　要求される特性］
　以下では、ダイカスト金型又はその部品を例に説明する。ダイカスト金型は、焼入れ焼戻し状態で使用される。焼入れの加熱条件は、焼入れ温度：１０３０℃、焼入れ温度での保持時間：１～３Ｈｒ、である場合が多い。
　焼入れ加熱時、ダイカスト用鋼は、オーステナイト単相となる場合もあるが、オーステナイトと残留炭化物の混合組織となるのが一般的である。その後、冷却によってオーステナイトはマルテンサイトを主体とする組織に変態し、焼戻しとの組み合わせによって、硬さと靱性が付与される。金型には、耐エロージョン性を確保するための硬さと、耐割れ性を確保するための靱性が必要だからである。
　ここで、靱性を考えると、焼入れ時のオーステナイト結晶粒度番号は大きい（オーステナイト結晶粒径が小さい）方が望ましい。この理由は、結晶粒が微細な方が亀裂が伝搬し難いため、金型の割れを抑制する効果が大きいためである。
　焼入れ時のオーステナイト結晶粒度番号は、加熱温度と保持時間で決まる。オーステナイト結晶粒度番号が大きく（結晶粒が微細に）なるのは、加熱温度が低く、保持時間が短い場合である。このため、焼入れにおいては、加熱温度が過度に高くならないように、かつ、保持時間が過度に長くならないように、注意を払う。
　結晶粒の粗大化を防止するため、オーステナイト中に残留炭化物を分散させる手法が採られることもある。この場合には、Ｃ量と炭化物形成元素量を適正化させた成分系の鋼とする。残留炭化物には、オーステナイト結晶粒界の移動をピン止めで抑制する効果（pinning effect）があり、この結果、オーステナイト結晶粒の粗大化が防止される（大きな結晶粒度番号が維持される）。
　ここで、焼入れでは、大きい金型と小さい金型を一緒に加熱する「混載」が一般的である。混載する理由は、金型を１個ずつ処理していたのでは、生産性が上がらず高コストになるためである。図１に、混載の加熱時における炉温と金型温度の推移の模式図を示す。
　上述した通り、焼入れ温度での加熱時間は、１～３Ｈｒ程度必要である。混載時には、大きい金型がこの条件になるような炉温の保持時間を与える。そうすると、温度上昇が速い小さい金型は、最長で５Ｈｒ近くの保持を受けることになり、結晶粒が粗大化してしまう（結晶粒度番号が小さくなる）。
　近年、ダイカストのサイクルタイム短縮や金型損傷軽減のため、冷却効率に優れた高熱伝導率鋼をダイカスト金型に使う場合が増えてきた。ダイカスト金型の汎用鋼であるＳＫＤ６１の２５℃における熱伝導率λは、２３．０～２４．０［Ｗ／ｍ／Ｋ］であるのに対し、高熱伝導率とされる鋼の熱伝導率λは、２４．０～２７．０［Ｗ／ｍ／Ｋ］である。このような鋼は、熱伝導率を高くするため、一般的な熱間ダイス鋼のＣｒ量（約５％）よりも大幅に低Ｃｒ化されている。
　ところが、このような鋼は、焼入れ時に残留する炭化物が少ないか、あるいは、ほぼ無い。そこで、焼入れ時の結晶粒粗大化を防止するためには、焼入れ温度を１０２０℃未満に低くする必要がある。そうすると、その鋼の金型だけが他と焼入れ温度が違うため、個別に焼入れをしなければならない。つまり、大きな炉にその鋼の金型１個だけを装入して熱処理することになるため、熱処理の機会を作ることが困難となり、非常に生産性が低くなって高コスト化する。
　また、Ｃｒをほとんど含有しない（Ｃｒ≦０．５％）ことで、熱伝導率λが４２．０［Ｗ／ｍ／Ｋ］を超える鋼もある。しかし、そのような鋼は、高温強度と耐食性が低いため、ダイカスト金型に使うことは推奨されない。
　以上をまとめると、低Ｃｒ量（０．５％＜Ｃｒ≪５％）であり、１０３０℃で５Ｈｒ保持してもオーステナイト結晶粒度番号が５以上であり、その状態から焼入れ焼戻しをした場合の２５℃における熱伝導率が２７．０［Ｗ／ｍ／Ｋ］を超え、実用に耐える高温強度と耐食性を持つ鋼が存在すれば、以下３点の同時実現が可能となる。
（１）焼入れ性の生産性向上（大きな金型の１０３０℃での焼入れに混載が可能）。
（２）ダイカストのサイクルタイムの短縮や金型の焼付きの軽減（高熱伝導率）。
（３）ダイカスト金型の割れ防止（焼入れ時の微細なオーステナイト）。
　しかし、現状では、このような鋼は、存在しない。焼入れ時に粗粒化しにくい高熱伝導率鋼を求める産業界のニーズは非常に強い。
［３．２．　成分の最適化］
　上記を実現する鋼が本発明である。焼戻し硬さを確保するためにＣｒ、Ｍｏ及びＶの量を適正化した。また、高熱伝導率を維持するために、Ｓｉ、Ｃｒ及びＭｎの量を適正化した。また、焼入れ性を確保するために、Ｃｒ及びＭｎの量を適正化した。
　また、焼入れ時のオーステナイト結晶粒を微細とする（結晶粒度番号を大きくする）ため、結晶粒の粒界移動をピン止め効果（pinning effect）で抑制するＶＣ粒子に関するＣ、Ｖ及びＮの量を適正化した。特に、Ｖ量が重要である。
　さらに、焼入れ時のオーステナイト結晶粒を微細とするために、結晶粒界の移動を引きずり効果（solute drag effect）で抑制する固溶元素であるＣｕ、Ｎｉ及びＭｏの量を適正化した。特に、（Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｍｏ）量が重要である。
　本発明の大きな特徴は、ピン止め効果と引きずり効果を積極的に併用したことであり、Ｖ量と（Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｍｏ）量が従来にないバランスとなっている。
　なお、Ｃｕを多く添加する場合には、熱間加工時の割れが顕在化しやすい。それを防止するために、Ｎｉ添加が効果を発揮する。但し、Ｎｉ添加は、金型となった場合の熱伝導率を大きく低下させない量に制限する。
　本発明に係る金型用鋼は、１０３０℃で５Ｈｒ保持する焼入れでもオーステナイト結晶粒度番号が５以上となる。そのため、焼入れ焼戻し後の靱性が高く、金型の割れを防止することができる。
　また、本発明に係る金型用鋼は、焼入れ焼戻し後に２７．０［Ｗ／ｍ／Ｋ］を超える熱伝導率を有するため、ダイカストのサイクルタイム短縮や焼付きの軽減を実現できる。
　さらに、焼入れ焼戻し後に最大で５７ＨＲＣの硬さが得られるため、ダイカストの射出による摩耗にも強い。高硬度は、ホットスタンプの金型に適用した場合にも高い耐摩耗性が得られるため、好ましい。
　本発明に係る金型用鋼は、Ｃｒを含有するため、実用に耐える耐食性も有している。そのため、Ｃｒをほとんど含有しない（Ｃｒ≦０．５％）鋼と比べ、素材の保管中や金型としての使用中に錆が発生し難い。
［３．３．　引きずり効果とピン止め効果の併用］
　Ｃｕを意図的に添加した鋼材は既に存在するが、そのＣｕ添加の目的は高硬度化や被削性改善である。本発明では、Ｃｕの強力な引きずり効果に着目した点が従来のＣｕ添加鋼と決定的に異なる。
　図２（ａ）に、１０３０℃×５Ｈｒで加熱した後、焼入れしたＣｕ無添加鋼（鋼Ａ）の組織写真を示す。図２（ｂ）に、１０３０℃×５Ｈｒで加熱した後、焼入れしたＣｕ添加鋼（鋼Ｂ）の組織写真を示す。なお、鋼Ａの組成は、０．０４Ｃ－０．０５Ｓｉ－１．５８Ｍｎ－１．９３Ｃｒ－１．１０Ｍｏ－０．８１Ｖ－０．０２０Ｎである。鋼Ｂは、鋼Ａに１．１２０ｍａｓｓ％のＣｕを添加したものである。
　図２は、焼入れ後に旧γ粒界を現出した組織の比較である。焼入れ温度：１０３０℃において、鋼Ａと鋼ＢにはＶＣ粒子が分散しており、ＶＣ粒子の量は、鋼Ａと鋼Ｂでほぼ同じである。そのため、ＶＣ粒子による結晶粒界のピン止め効果（pinning effect）により、γ粒の成長が抑制される。但し、図１で模式的に示したように、１０３０℃での保持が５Ｈｒにも及ぶと、ＶＣ粒子の固溶による減少によってピン止め効果が弱くなり、極めて大きな粒界移動の駆動力を止めることができなくなる。この結果、鋼Ａのγ粒径が１００～２００μｍ（結晶粒度番号で２～４）となっていたことが図２から分かる。
　一方、鋼Ｂのγ結晶粒径は、約１５μｍ（結晶粒度番号で９程度）となっている。１０３０℃において、１．１２０％のＣｕは、すべてγ中に固溶している。この固溶したＣｕがγ粒界の移動を「溶質原子による引きずり効果（solute drag effect）」で抑制し、ＶＣ粒子によるγ粒界のピン止めと併せて、非常に微細なγ組織を維持したと判断できる。
　このように、固溶したＣｕには強力な引きずり効果があり、分散粒子によるピン止め効果と併せることで、安定して微細粒組織が得られる。これが本発明の最大の特徴である。
（実施例１～２５、比較例１～５）
［１．　試料の作製］
　表１に示す成分の溶鋼を５０ｋｇのインゴットに鋳込んだ後、１２４０℃で均質化処理を施した。そして、熱間鍛造によって６０ｍｍ×４５ｍｍの矩形断面の棒状に仕上げた。
　引き続き、１０２０℃に加熱して急冷する焼ならしと、６３０℃に加熱する焼戻しを施した。さらに、棒鋼を８２０～９００℃に加熱した後、６００℃までを１５℃／Ｈｒで制御冷却し、１００℃以下まで放冷し、引き続き６３０℃に加熱する焼鈍を行った。この棒鋼から試験片を切り出し、各種の調査に用いた。
　なお、比較例１は、ダイカスト金型の汎用鋼ＪＩＳ　ＳＫＤ６１である。比較例２は、同じく熱間ダイス鋼であるが、市販のブランド鋼である。比較例３及び４は、それぞれ、ＪＩＳ　ＳＮＣＭ４３９、及び、ＪＩＳ　ＳＣＭ４３５である。比較例５は、高熱伝導率鋼として市販されているブランド鋼である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
［２．　試験方法］
［２．１．　結晶粒度］
　焼鈍後の棒鋼から切り出した１５ｍｍ×１５ｍｍ×２５ｍｍの小さいブロックを試験片とした。このブロックを１０３０℃に加熱して５Ｈｒ保持した後、５０℃／ｍｉｎの速度で冷却してマルテンサイト変態させた。その後、腐食液で変態前の旧オーステナイト結晶粒界を現出し、結晶粒度番号を評価した。
［２．２．　硬さ］
　結晶粒度番号を評価した後の小さいブロックを、５８０～６３０℃の一般的な焼戻し温度で加熱保持し、ダイカスト金型の代表的な硬さである４７ＨＲＣへの調質を試みた。焼戻し後、ロックウェル硬さを測定した。
［２．３．　熱伝導率］
　焼戻した小さいブロックから直径１０ｍｍ×厚さ２ｍｍの小さい円盤状試験片を作製した。この試験片の２５℃における熱伝導率λ［Ｗ／ｍ／Ｋ］をレーザーフラッシュ法で測定した。
［３．　結果］
［３．１．　結晶粒度番号］
　表２に、結晶粒度番号を示す。図３に、（Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｍｏ）量と焼入れ時のγ結晶粒度番号との関係を示す。図４に、Ｖ量と焼入れ時のγ結晶粒度番号との関係を示す。
　比較例１と比較例２の結晶粒度番号は、１０程度と大きく、焼入れ時のオーステナイトは非常に微細である。比較例３は、Ｖ量と（Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｍｏ）量が共に少ないため、結晶粒度番号は、約２程度と粗大粒である。
　比較例４と比較例５は、焼入れ性が悪いため、フェライトが析出した。フェライトの量は、比較例５の方が多い。フェライトがオーステナイト結晶粒界に析出すると、旧オーステナイト粒界は拡散してしまい、判別が難しくなる。このため、フェライトが析出した比較例４と比較例５の変態前のオーステナイト結晶粒度番号は、参考値である。但し、明らかに結晶粒度番号は５より小さく、２程度と判断された。
　これに対し、実施例１～２５の結晶粒度番号は、安定して５を超えている。図３及び図４に示すように、（Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｍｏ）量とＶ量が多いほど、結晶粒度番号が大きくなる傾向があり、引きずり効果（図３）とピン止め効果（図４）の重畳であることが分かる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
［３．２．　硬さ］
　表３に、焼戻し後の硬さを示す。比較例４は、焼入れ時にフェライトが析出した上、軟化抵抗が低いため、２７ＨＲＣ程度となり、金型に必要な硬さ：３３ＨＲＣ超を確保できなかった。比較例５も、焼入れ時に多量のフェライトが析出したため、ＨＲＣでは測定できない低硬度（＜２０ＨＲＣ）となった。比較例４と比較例５をダイカストの金型部品に使うことは、焼入れ性や軟化抵抗の観点から、事実上は不可能に近いことが分かる。
　比較例１と比較例２は、ダイカスト金型に使われるだけあって、４７ＨＲＣへ問題なく調質できた。また、実施例１～２５もすべて４７ＨＲＣに調質でき、焼入れ性や軟化抵抗の観点から、ダイカスト金型への適用が可能であることを確認した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
［３．３．　熱伝導率］
　表４に、表３に示した材料の熱伝導率を示す。比較例１は、ＳｉとＣｒが多いため、熱伝導率が最も低い。比較例２は、極低Ｓｉのため、比較例１よりは高熱伝導率であるが、Ｃｒが多いためにλ≦２７．０に留まっている。比較例３～５は、低Ｓｉで、かつ、低Ｃｒであるため、λ＞２７．０の高熱伝導率である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
［３．４．　評価の総括］
　表５に、以上の調査結果の総括を示す。１０３０℃×５Ｈｒで加熱した場合のオーステナイト結晶粒度番号と、焼入れ焼戻し状態の硬さと、熱伝導率とをまとめた。比較例４と比較例５は、金型に必要な焼戻し硬さ：３３ＨＲＣ超を得られなかった。それ以外の鋼は、比較例３を除き、４７ＨＲＣに調質できた。表５中、「○」は目標達成で、良好であることを意味し、「×」は目標未達で、劣ることを意味する。
　比較例１～５には、いずれかの項目に「×」がある。比較例１と比較例２は、熱伝導率が低い。比較例３～５は、結晶粒度番号が小さい（結晶粒が大きい）。低熱伝導率の比較例１、２は、ダイカスト金型となった際に金型の損傷軽減や製品の迅速冷却が難しい。
　比較例３～５は、ダイカスト金型となった際に大割れが懸念される。また、比較例４、５は、焼入れ性が低いため、ダイカスト金型に適用すること自体が難しい。
　これに対し、実施例１～２５は、焼入れ時のオーステナイト結晶粒が粒度番号５以上と微細で、４７ＨＲＣの調質状態で２７［Ｗ／ｍ／Ｋ］を超える高熱伝導率である。実際に実施例１～２０をダイカスト金型に適用した場合には、下記３点を同時実現できることが期待される。
（１）焼入れ性の生産性向上（大きな金型の１０３０℃での焼入れに混載が可能）。
（２）ダイカストのサイクルタイムの短縮や金型の焼付きの軽減（高熱伝導率）。
（３）ダイカスト金型の割れ防止（焼入れ時の微細なオーステナイト）。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　以上、本発明の実施の形態について詳細に説明したが、本発明は上記実施の形態に何ら限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲内で種々の改変が可能である。
　本発明に係る金型用鋼は、焼入れ時のオーステナイト結晶粒が粗大化し難く、焼戻し後には高硬度と高熱伝導率が得られるため、ダイカスト金型又はその部品に好適である。本発明に係る金型用鋼をダイカストの金型又はその部品に適用すると、金型又はその部品の割れや焼付きなどの抑制、ダイカストのサイクルタイムの短縮が実現する。
　また、プラスチックを射出成形する金型又はその部品に適用しても、ダイカストの場合と同様の効果が得られる。
　温間鍛造、亜熱間鍛造、又は熱間鍛造の金型に適用すると、金型表面の過熱を高熱伝導率によって抑制でき、かつ高温強度や靱性も十分なため、摩耗や割れを軽減できる。
　高強度鋼板の成形方法であるホットスタンプ（ホットプレスやプレスクエンチとも言われる）に適用しても、高熱伝導率によるハイサイクル化、金型の摩耗や割れの抑制、の効果が得られる。
　さらに、本発明に係る金型用鋼を表面改質（ショットブラスト、サンドブラスト、窒化、ＰＶＤ、ＣＶＤ、メッキ、窒化など）と組み合わせることも有効である。
　本発明に係る金型用鋼を棒状や線状にし、金型又はその部品の溶接補修材として使用することもできる。あるいは、板や粉末の積層造形によって製造される金型又はその部品に適用することもできる。この場合、金型又はその部品の全体を積層造形する必要はなく、金型又はその部品の一部を積層造形により形作っても良い。また、積層造形した部位に複雑な内部冷却回路を設ければ、本発明に係る金型用鋼の高熱伝導率の効果が更に大きく発揮される。
　本発明を詳細にまた特定の実施態様を参照して説明したが、本発明の精神と範囲を逸脱することなく様々な変更や修正を加えることができることは当業者にとって明らかである。
　本出願は、２０１５年９月２日出願の日本特許出願（特願２０１５－１７２４６３）及び２０１６年７月２７日出願の日本特許出願（特願２０１６－１４７７７３）に基づくものであり、その内容はここに参照として取り込まれる。

Claims (14)

  1. 　以下の構成を備えた成形具。
    （１）前記成形具は、
    　金型や金型部品の単独あるいは組み合わせで構成され、温度が室温より高い被成形物と直接接触する部位を含む。
    （２）前記金型及び前記金型部品の少なくとも１つは、
    　０．３８＜Ｃ＜０．５５ｍａｓｓ％、
    　０．００３≦Ｓｉ＜０．３００ｍａｓｓ％、
    　０．７０＜Ｍｎ＜１．８０ｍａｓｓ％、
    　０．８０≦Ｃｒ＜２．００ｍａｓｓ％、
    　０．００３≦Ｃｕ＜１．２００ｍａｓｓ％、
    　０．００３≦Ｎｉ＜１．３８０ｍａｓｓ％、
    　０．５００＜Ｍｏ＜３．５００ｍａｓｓ％、
    　０．５５＜Ｖ＜１．２０ｍａｓｓ％、及び、
    　０．０００２≦Ｎ＜０．１２００ｍａｓｓ％
    を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
    　０．５５０＜Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｍｏ＜３．６００ｍａｓｓ％
    を満たす金型用鋼からなり、
    　硬さが３３ＨＲＣ超５７ＨＲＣ以下であり、
    　焼入れ時の旧オーステナイト結晶粒度番号が５以上であり、
    　レーザーフラッシュ法を用いて測定した２５℃における熱伝導率λが２７．０［Ｗ／ｍ／Ｋ］超である。
  2. 　前記金型用鋼は、
    　０．３０＜Ｗ≦５．００ｍａｓｓ％、及び／又は、
    　０．１０＜Ｃｏ≦４．００ｍａｓｓ％
    をさらに含む請求項１に記載の成形具。
  3. 　前記金型用鋼は、
    　０．００４＜Ｎｂ≦０．１００ｍａｓｓ％、
    　０．００４＜Ｔａ≦０．１００ｍａｓｓ％、
    　０．００４＜Ｔｉ≦０．１００ｍａｓｓ％、及び、
    　０．００４＜Ｚｒ≦０．１００ｍａｓｓ％
    からなる群から選ばれるいずれか１種以上の元素をさらに含む請求項１又は２に記載の成形具。
  4. 　前記金型用鋼は、
    　０．１０＜Ａｌ≦１．５０ｍａｓｓ％
    をさらに含む請求項１から３までのいずれか１項に記載の成形具。
  5. 　前記金型用鋼は、
    　０．０００１＜Ｂ≦０．００５０ｍａｓｓ％
    をさらに含む請求項１から４までのいずれか１項に記載の成形具。
  6. 　前記金型用鋼は、
    　０．００３＜Ｓ≦０．０５０ｍａｓｓ％、
    　０．０００５＜Ｃａ≦０．２０００ｍａｓｓ％、
    　０．０３＜Ｓｅ≦０．５０ｍａｓｓ％、
    　０．００５＜Ｔｅ≦０．１００ｍａｓｓ％、
    　０．０１＜Ｂｉ≦０．５０ｍａｓｓ％、及び、
    　０．０３＜Ｐｂ≦０．５０ｍａｓｓ％
    からなる群から選ばれるいずれか１種以上の元素をさらに含む請求項１から５までのいずれか１項に記載の成形具。
  7. 　前記金型部品は、プランジャーチップ、スプールブッシュ、スプールコア、射抜きピン、チルベント、又は、入れ子を含む請求項１から６までのいずれか１項に記載の成形具。
  8. 　０．３８＜Ｃ＜０．５５ｍａｓｓ％、
    　０．００３≦Ｓｉ＜０．３００ｍａｓｓ％、
    　０．７０＜Ｍｎ＜１．８０ｍａｓｓ％、
    　０．８０≦Ｃｒ＜２．００ｍａｓｓ％、
    　０．００３≦Ｃｕ＜１．２００ｍａｓｓ％、
    　０．００３≦Ｎｉ＜１．３８０ｍａｓｓ％、
    　０．５００＜Ｍｏ＜３．５００ｍａｓｓ％、
    　０．５５＜Ｖ＜１．２０ｍａｓｓ％、及び、
    　０．０００２≦Ｎ＜０．１２００ｍａｓｓ％
    を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
    　０．５５０＜Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｍｏ＜３．６００ｍａｓｓ％
    を満たす金型用鋼。
  9. 　硬さが３３ＨＲＣ超５７ＨＲＣ以下であり、
    　焼入れ時の旧オーステナイト結晶粒度番号が５以上であり、
    　レーザーフラッシュ法を用いて測定した２５℃における熱伝導率λが２７．０［Ｗ／ｍ／Ｋ］超である請求項８に記載の金型用鋼。
  10. 　０．３０＜Ｗ≦５．００ｍａｓｓ％、及び／又は、
    　０．１０＜Ｃｏ≦４．００ｍａｓｓ％
    をさらに含む請求項８又は９に記載の金型用鋼。
  11. 　０．００４＜Ｎｂ≦０．１００ｍａｓｓ％、
    　０．００４＜Ｔａ≦０．１００ｍａｓｓ％、
    　０．００４＜Ｔｉ≦０．１００ｍａｓｓ％、及び、
    　０．００４＜Ｚｒ≦０．１００ｍａｓｓ％
    からなる群から選ばれるいずれか１種以上の元素をさらに含む請求項８から１０までのいずれか１項に記載の金型用鋼。
  12. 　０．１０＜Ａｌ≦１．５０ｍａｓｓ％
    をさらに含む請求項８から１１までのいずれか１項に記載の金型用鋼。
  13. 　０．０００１＜Ｂ≦０．００５０ｍａｓｓ％
    をさらに含む請求項８から１２までのいずれか１項に記載の金型用鋼。
  14. 　０．００３＜Ｓ≦０．０５０ｍａｓｓ％、
    　０．０００５＜Ｃａ≦０．２０００ｍａｓｓ％、
    　０．０３＜Ｓｅ≦０．５０ｍａｓｓ％、
    　０．００５＜Ｔｅ≦０．１００ｍａｓｓ％、
    　０．０１＜Ｂｉ≦０．５０ｍａｓｓ％、及び、
    　０．０３＜Ｐｂ≦０．５０ｍａｓｓ％
    からなる群から選ばれるいずれか１種以上の元素をさらに含む請求項８から１３までのいずれか１項に記載の金型用鋼。
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