CN107949651A - 模具用钢及成形工具 - Google Patents

Abstract

本发明的模具用钢含有：0.35<C<0.55质量％、0.003≤Si<0.300质量％、0.30<Mn<1.50质量％、2.00≤Cr<3.50质量％、0.003≤Cu<1.200质量％、0.003≤Ni<1.380质量％、0.50<Mo<3.29质量％、0.55<V<1.13质量％、以及0.0002≤N<0.1200质量％，余量由Fe以及不可避免的杂质构成，并且满足0.55<Cu+Ni+Mo<3.29质量％，本发明的成形工具包含由这样的模具用钢构成的模具和/或模具部件。

Description

模具用钢及成形工具

技术领域

本发明涉及模具用钢及使用其的成形工具。成形工具由模具或模具部件单独或组合地构成。成形工具用于压铸、塑料的注射成形、橡胶加工、各种铸造、温间锻造、热间锻造、烫印等。这些成形工具具有与温度比室温高的被成形物接触的部位。

背景技术

对于用于压铸、注射成形、热间或温间塑性加工等的模具，其通常通过进行材料的淬火、回火，并经由模腔加工等加工成预定的形状来进行制造。另外，在使用这样的模具进行热间或温间下的加工时，模具承受较大的热循环以及较大的负荷。因此，用于这种模具的材料需要具有优异的韧性、高温强度、耐磨性、抗裂性、耐热裂性等。然而，一般难以同时提高模具用钢的多种特性。

因此，为了解决这个问题，迄今为止已经有多种提案。

例如，专利文献1公开了一种模具用钢，以质量％计其含有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和Ta中的1种或2种以上合计：0.01～2.0；Al：0.002～0.04；N：0.002～0.04；O：0.005以下，余量由Fe以及不可避免的杂质构成。

专利文献1还记载了以下方面：通过在预定条件下对这样的材料进行热处理，热疲劳特性及软化阻力提高，由此可以抑制热裂及水冷孔裂纹。

专利文献2公开了一种模具用钢，以质量％计其含有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、W、Nb和Ta中的1种或2种以上合计：0.01～2.0％；Al：0.002～0.04％；以及N：0.002～0.04％，余量由Fe以及不可避免的杂质构成。

专利文献2还记载了以下方面：这样的材料的淬火性良好，以及通过在预定条件下对其进行热处理，从而得到了所需的冲击值，可使模具寿命变得长寿命化，并且切削加工也变得容易。

专利文献3公开了一种型材用钢，其含有C：0.15～0.55质量％；Si：0.01～2.0质量％；Mn：0.01～2.5质量％；Cu：0.01～2.0质量％；Ni：0.01～2.0质量％；Cr：0.01～2.5质量％；Mo：0.01～3.0质量％；以及选自由V和W所构成的组中的至少一种的总量：0.01～1.0质量％，余量由Fe以及不可避免的杂质构成。

专利文献3还记载了以下方面：通过在预定条件下对这样的材料进行热处理，从而使软化阻力提高，并且耐磨性也提高。

专利文献4公开了一种工具钢，其含有C：0.26～0.55重量％；Cr：小于2重量％；Mo：0～10重量％；W：0～15重量％(但W和Mo的含量的总和为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％；以及S：0～1重量％，余量由Fe以及不可避免的杂质构成。

专利文献4还记载了以下方面：通过成为这样的组成，热传导率比常规的工具钢更高。

另外，专利文献5公开了一种模具用钢，以质量％计其含有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；以及0.004≤N≤0.040，余量由Fe以及不可避免的杂质构成。

专利文献5还记载了以下方面：通过成为这样的组成，从而可以提高模具的热传导率。

对于由模具或模具部件单独或组合地构成的成形工具，由于其具有与温度比室温高的被成形物接触的部位，因而在使用期间会暴露于温度上升和下降这样的热循环。根据用途，可能也会有施加较高压力的情况。为了承受这种严酷的热循环，模具或模具部件在淬火、回火的状态下使用。淬火时的加热条件取决于钢材的组成、用途、模具的大小等，在1030℃下保持1～3小时左右的情况较多。

另一方面，在工业中，当淬火时通常进行较大的模具与较小的模具一起加热的“混载”。然而，当进行混载时，若淬火时的加热条件与较大的模具相匹配，则较小的模具过度加热，晶粒变得粗大。

另外，近年来，为了缩短压铸的周期时间、减少烧结以及减少热裂，使用冷却效率优异的高热传导率钢(热传导率λ：24～27[W/m/K])作为压铸模具的情况已经在增加。为了提高热传导率，高热传导率钢的Cr量大幅低于一般的热间模具钢的Cr量(约5％)。

另一方面，由于低Cr钢在淬火时残留的碳化物较少，因而为了抑制淬火时的晶粒变得粗大，需要降低淬火温度。然而，在同时制造多个模具的情况下，当一部分模具的淬火温度与其他模具的淬火温度不同时，会有无法混载的问题。

此外，若Cr含量较少，则特别当Mn或Mo的含量较多时，退火变得困难。也就是说，需要长时间的热处理来软化成可进行机械加工的硬度，从而导致成本增加。

另外，也已知有通过将Cr定为0.5质量％以下从而使热传导率λ超过42[W/m/K]的钢。然而，由于这种钢的高温强度和耐腐蚀性较低，因而不推荐将它们用于暴露于温度循环的模具部件。

也就是说，暴露于温度循环的模具用钢需要具有以下特性：

(a)能够确保必要的高温强度及耐腐蚀性；

(b)能够降低材料的成本(也就是说，退火性良好，容易进行用于软化的热处理)；

(c)能够提高淬火的生产性(即混载)；

(d)具有可缩短周期时间或者可减少模具的烧结或热裂的程度的较高的热传导率；以及

(e)能够维持可抑制淬火时模具的裂纹的程度的细微的奥氏体晶粒(能够抑制晶粒变得粗大)。

然而，迄今为止尚没有提出同时满足这样的要求的钢的例子。

[现有技术文献]

[专利文献]

[专利文献1]日本特开2008-056982号公报

[专利文献2]日本特开2008-121032号公报

[专利文献3]日本特开2008-169411号公报

[专利文献4]日本特表2010-500471号公报

[专利文献5]日本特开2011-094168号公报

发明内容

[本发明所要解决的问题]

本发明所要解决的问题在于提供一种高温强度及耐腐蚀性优异、退火性良好、淬火的生产性高、热传导率高、且在淬火时可生成细微的奥氏体晶粒的模具用钢、以及由使用其的模具或模具部件构成的成形工具。

[解决问题的手段]

为了解决上述问题，根据本发明的成形工具的要点在于具有以下构成。

(1)上述成形工具由模具或模具部件单独或组合地构成，并且包含与温度比室温高的被成形物直接接触的部位。

(2)上述模具及上述模具部件的至少一者由模具用钢构成，该模具用钢含有：

0.35<C<0.55质量％、

0.003≤Si<0.300质量％、

0.30<Mn<1.50质量％、

2.00≤Cr<3.50质量％、

0.003≤Cu<1.200质量％、

0.003≤Ni<1.380质量％、

0.50<Mo<3.29质量％、

0.55<V<1.13质量％、以及

0.0002≤N<0.1200质量％，

余量由Fe以及不可避免的杂质构成，并且满足

0.55<Cu+Ni+Mo<3.29质量％，

在上述模具及上述模具部件的至少一者中，

硬度大于33HRC且小于或等于57HRC，

淬火时的原始奥氏体的晶粒度级别数为5以上，

采用激光闪光法测定的25℃下的热传导率λ超过27.0[W/m/K]。

根据本发明的模具用钢的要点在于含有：

0.35<C<0.55质量％、

0.003≤Si<0.300质量％、

0.30<Mn<1.50质量％、

2.00≤Cr<3.50质量％、

0.003≤Cu<1.200质量％、

0.003≤Ni<1.380质量％、

0.50<Mo<3.29质量％、

0.55<V<1.13质量％、以及

0.0002≤N<0.1200质量％，

余量由Fe以及不可避免的杂质构成，并且满足

0.55<Cu+Ni+Mo<3.29质量％。

[发明效果]

在本发明中，

(a)为了确保回火硬度，优化了C、Mo和V的量；

(b)为了确保高热传导率，优化了Si、Cr和Mn的量；且

(c)为了确保淬火性及退火性，优化了Cr及Mn的量。

此外，在本发明中，为了使原始奥氏体晶粒细微化，积极地并用了钉扎效应(pinning effect)和溶质拖曳效应(solute drag effect)。

也就是说，

(d)对与通过钉扎效应(pinning effect)以抑制晶粒界的移动的VC粒子相关的C、V和N的量进行了优化；

(e)对于通过溶质拖曳效应(solute drag effect)以抑制晶粒界的移动的固溶元素即Cu、Ni和Mo的量进行了优化。

其结果是，根据本发明的模具用钢的高温强度及耐腐蚀性优异，退火性良好，淬火的生产性高，热传导率高，且在淬火时能够生成细微的奥氏体晶粒。

附图简要说明

[图1]混载加热时的炉温与模具温度的推移的示意图。

[图2]示出了Cr量与退火材料的维氏硬度之间的关系的图。

[图3]示出了V量与淬火时的γ晶粒度级别数之间的关系的图。

[图4]示出了(Cu+Ni+Mo)的量与淬火时的γ晶粒度级别数之间的关系的图。

具体实施方式

以下，对于本发明的一个实施方案详细地进行说明。

[1.模具用钢]

根据本发明的模具用钢含有下述元素，余量由Fe以及不可避免的杂质构成。添加元素的种类、其成分范围、以及其限定理由如下所述。

[1.1.主构成元素]

(1)0.35<C<0.55质量％：

在淬火速度较低、且回火温度较高的情况下，C量越少，则越难以稳定地得到超过33HRC的硬度。因此，C量需要超过0.35质量％。C量优选超过0.36质量％，更优选超过0.37质量％。

另一方面，若C量过多，则粗大的碳化物增多，其成为龟裂的起点，并使韧性下降。另外，残留奥氏体增加，其在回火时成为粗大的贝氏体，因而使韧性降低。此外，若C量过多，则焊接性降低。另外，最高硬度变得过高，机械加工也变得困难。因此，C量需要小于0.55质量％。C量优选小于0.54质量％。

(2)0.003≤Si<0.300质量％：

一般地，Si量越低，热传导率越高。但是，即使超出必要地减少Si量，热传导率的提高效果也趋于饱和，难以进一步地获得提高热传导率的效果。另外，若Si量过少，则机械加工时的切削性显著地变差。进一步地，虽然说可以通过原材料的严选或精炼的优化而超出必要地减少Si量，但会造成显著的成本上升。因此，Si量需要为0.003质量％以上。Si量优选为0.005质量％以上，更优选为0.007质量％以上。

另一方面，若Si量过多，则热传导率的降低变大。另外，由于根据本发明的模具用钢的V量比较大，因而V系碳化物在铸造时容易结晶化，这需要在后续热处理中进行固溶。然而，若Si量过多，则该V系结晶碳化物容易变大并且难以进行固溶。未固溶而残存的V系结晶碳化物在作为模具使用时会成为破坏的起点，因而是有害的。此外，若Si量过多，则也容易发生在铸造时其他元素的偏析变得显著这样的问题。因此，Si量需要小于0.300质量％。Si量优选小于0.230质量％，更优选小于0.190质量％。

(3)0.30<Mn<1.50质量％：

若Mn量较少，则淬火性不足，导致由贝氏体的混入所引起的韧性降低。因此，Mn量需要超过0.30质量％。Mn量优选超过0.35质量％，更优选超过0.40质量％。

另一方面，若Mn量过多，则退火性显著地变差，进行用于软化的热处理变得复杂且需要很长时间，制造成本增加。提高Mn量所引起的退火性的劣化在低Cr、高Cu、高Ni及高Mo的情况下变得显著。另外，若Mn量过多，则热传导率的降低也变大。因此，Mn量需要小于1.50质量％。Mn量优选小于1.35质量％，更优选小于1.25质量％。

(4)2.00≤Cr<3.50质量％：

若Cr量较少，则淬火性不足，耐腐蚀性变得极差，退火性显著地劣化。由此，Cr量需要为2.00质量％以上。Cr量优选超过2.05质量％，更优选超过2.15质量％，进一步优选超过3.03质量％。若Cr量超过3.03质量％，则即使在Cu、Ni、Mo等的溶质拖曳效应较大但使退火性变差的元素较多的情况下，也可确保退火性。

另一方面，若Cr量过多，则热传导率的降低变大。因此，Cr量需要小于3.50质量％。Cr量优选小于3.45质量％，更优选小于3.40质量％。

(5)0.003≤Cu<1.200质量％：

若Cu量较少，则淬火时的抑制γ晶界的移动的溶质拖曳效应(solute drageffect)变得不足，从而无法得到抑制晶粒的粗大化(晶粒度级别数变小)的效果。另外，若Cu量较少，则会产生诸如以下的问题：(a)改善淬火性的效果不足；(b)也难以展现作为含有Cr-Cu-Ni的钢的耐候性；(c)通过时效硬化而来的硬度增大的效果也不足；(d)切削性的改善效果也较小。此外，虽然若采用由原材料的严选或者各方面下研究的精炼所得到的Cu去除技术可以超出必要地减少Cu量，但会导致显著的成本上升。因此，Cu量需要为0.003质量％以上。Cu量优选为0.004质量％以上，更优选为0.005质量％以上。

另一方面，若Cu量过多，则会产生诸如以下的问题：(a)热间加工时的裂纹变得明显；(b)热传导率降低；(c)成本上升也变得显著；(d)切削性的改善效果或通过时效硬化所带来的高硬化度也趋于饱和。因此，Cu量需要小于1.200质量％。Cu量优选小于1.170质量％，更优选小于1.150质量％，进一步优选为0.7质量％以下。若Cu量为0.7质量％以下，则在显著展现溶质拖曳效应的同时还可避免退火性或热传导率的过度降低。

(6)0.003≤Ni<1.380质量％：

与Cu同样地，Ni的溶质拖曳效应较大，因而可以为了维持淬火时的细微粒来进行添加。另一方面，相对于Cu可能会损害热间加工性，Ni不仅不会损害热间加工性，而且还具有使由于添加Cu所导致的变差的热间加工性恢复的效果。

然而，若Ni量较少，则会产生诸如以下的问题：(a)溶质拖曳效应不足；(b)淬火性的改善效果也较小；(c)也难以展现作为含有Cr-Cu-Ni的钢的耐候性。另外，在Al存在的情况下，Ni与Al结合并形成金属间化合物，具有提高强度的效果，但若Ni量较少，则这种效果会变得不足。此外，虽然可通过原材料的严选来超出必要地减少Ni，但会导致显著的成本上升。因此，Ni量需要为0.003质量％以上。Ni量优选为0.004质量％以上，更优选为0.005质量％以上。

另一方面，若Ni量过多，则会产生诸如以下的问题：(a)使由于添加Cu所导致的变差的热间加工性恢复的效果达到饱和；(b)热传导率的降低变得显著；(c)与Al结合的金属间化合物的析出所引起的韧性的降低变得显著；(d)偏析也变得显著，特性的均质化变得困难。因此，Ni量需要小于1.380质量％。Ni量优选小于1.250质量％，更优选小于1.150质量％，进一步优选为0.7质量％以下。若使Ni量为0.7质量％以下，则在显著展现溶质拖曳效应的同时还可避免退火性或热传导率的过度降低。

需要说明的是，在含有某种程度以上的Cu并且热间加工性显著很差的情况下，Ni量优选为Cu量的0.3～1.2倍。

另一方面，即使在含有Cu的情况下，在通过加工温度或加工方法等的优化从而可减少裂纹时，则不一定需要使Ni量为Cu量的0.3～1.2倍。

(7)0.50<Mo<3.29质量％：

与Cu或Ni同样地，Mo的溶质拖曳效应较大，因而可以为了维持淬火时的细微粒来进行添加。不像Cu那样，Mo也具有不损害热间加工性的优点。若Mo量较少，则会产生诸如以下的问题：(a)溶质拖曳效应较少；(b)对2次硬化的贡献较小，在回火温度较高的情况下，难以稳定地得到超过33HRC的硬度；(c)通过与Cr的复合添加而改善耐腐蚀性的效果也较小。因此，Mo量需要超过0.50质量％。Mo量优选超过0.53质量％，更优选超过0.56质量％。

另一方面，若Mo量过多，则会产生诸如以下的问题：(a)断裂韧性降低；(b)材料成本的上升也显著。因此，Mo量需要小于3.29质量％。Mo量优选小于3.27质量％，更优选小于3.25质量％。

(8)0.55<V<1.13质量％：

为了维持淬火时的细微粒，需要并用固溶元素的溶质拖曳效应以及分散粒子的钉扎效应。为了使分散粒子的VC变得适量，优选考虑C量而使V量最优化。若V量较少，则由于VC量变得较少，因而抑制γ晶粒的粗大化(晶粒度级别数变小)的效果不足。因此，V量需要超过0.55质量％。V量优选超过0.56质量％，更优选超过0.57质量％。

另一方面，即使超出必要地添加V，维持细微晶粒的效果也达到饱和。另外，若V量过多，则粗大的结晶碳化物(凝固时析出的物质)增加，其成为龟裂的起点，因而韧性降低。此外，V量越多，成本增加越显著。因此，V量需要小于1.13质量％。V量优选小于1.11质量％，更优选小于1.09质量％。

本发明的特征在于：除了包含规定范围的其他元素以外，还将V量以及(Cu+Ni+Mo)量设为非常规的范围，从而积极地并用固溶元素的溶质拖曳效应以及分散粒子的钉扎效应。

(9)0.0002≤N<0.1200质量％：

另外，N也会影响分散粒子VC的量。N量越多，则VC的固溶温度变得越高。因此，即使C与V的量相同，淬火时的残留VC也会变多。

若N量较少，则淬火时的VC粒子变得过少。因此，抑制γ晶粒的粗大化(晶粒度级别数变小)的效果不足。另外，在Al存在的情况下，N会形成AlN粒子，从而具有辅助地抑制晶粒粗大化的效果，但若N量较少，则这种效果较小。因此，N量需要为0.0002质量％以上。N量优选超过0.0010质量％，更优选超过0.0030质量％。

另一方面，若N量过多，则N添加所需的精炼时间和成本增加，导致材料成本的上升。此外，若N量过多，则粗大的氮化物、碳氮化物或碳化物增加，其成为龟裂的起点，因而韧性降低。由此，N量需要小于0.1200质量％。N量优选小于0.1000质量％，更优选小于0.0800质量％。

(10)不可避免的杂质：

根据本发明的模具用钢也可以包含以下物质作为不可避免的杂质：

P≤0.05质量％、

S≤0.003质量％、

Al≤0.10质量％、

W≤0.30质量％、

O≤0.01质量％、

Co≤0.10质量％、

Nb≤0.004质量％、

Ta≤0.004质量％、

Ti≤0.004质量％、

Zr≤0.004质量％、

B≤0.0001质量％、

Ca≤0.0005质量％、

Se≤0.03质量％、

Te≤0.005质量％、

Bi≤0.01质量％、

Pb≤0.03质量％、

Mg≤0.02质量％、或者

REM≤0.10质量％。

根据本发明的模具用钢可以包含上述1种或2种以上的元素。当上述元素的含量为上述的上限值以下时，该元素表现为不可避免的杂质。

另一方面，所包含的上述元素的一部分也可以超过上述的上限值。在这种情况下，根据元素的种类及含量，可得到如下所述的效果。

[1.2.成分平衡]

根据本发明的模具用钢的特征在于：除了包含上述元素以外，Cu、Ni及Mo的总量还满足下式(a)的关系。

0.55<Cu+Ni+Mo<3.29质量％ (a)

作为溶质拖曳效应的指标，Cu+Ni+Mo的量是重要的。若这些元素的总量较少，则难以得到充分的溶质拖曳效应。因此，这些元素的总量需要超过0.55质量％。上述总量优选超过0.60质量％，更优选超过0.70质量％。

另一方面，若这些元素的总量过多，则会导致热间加工时的裂纹变得明显，热传导率降低，由于金属间化合物的过度析出而使韧性降低，断裂韧性降低等。因此，这些元素的总量需要小于3.29质量％。上述总量优选小于3.28质量％，更优选小于3.27质量％。

[1.3.辅助构成元素]

除了上述主构成元素以外，根据本发明的模具用钢也可以进一步包含如下的1种或2种以上的元素。添加元素的种类、其成分范围、以及其限定理由如下所述。

(1)0.30<W≤5.00质量％：

(2)0.10<Co≤4.00质量％：

与作为压铸模具的通用钢的SKD61等相比，由于本发明的Mn与Cr的总量较少，因而淬火性也没有那么高。因此，在淬火速度慢且高温下进行回火时，难以确保超过33HRC的硬度。在这种情况下，可以选择性地添加W或Co以确保强度。W通过碳化物的析出以提高强度。Co通过其在母材中的固溶来提高强度，并且同时还经由碳化物形态的变化从而有助于析出硬化。

另外，这些元素固溶于淬火时的γ中，并且还发挥了较大的溶质拖曳效应。为了并用VC粒子的钉扎效应与溶质原子的溶质拖曳效应以稳定地得到细微的γ晶粒，W或Co的添加是有效的。为了得到这样的效果，优选W量及Co量分别为超过上述下限值的量。

另一方面，若这些元素的量过多，则导致特性的饱和以及成本增加。因此，W量及Co量分别优选为上述的上限值以下。

需要说明的是，模具用钢中可以包含W或Co中的任一者，或者也可以包含它们两者。

(3)0.004<Nb≤0.100质量％：

(4)0.004<Ta≤0.100质量％：

(5)0.004<Ti≤0.100质量％：

(6)0.004<Zr≤0.100质量％：

在由于意外设备故障等所引起的淬火加热温度变高、或者淬火时间变长的情况下，即使为本发明所涉及的模具用钢的基本成分，也会担忧晶粒的粗大化。为了防备这种情况，也可以选择性地添加Nb、Ta、Ti、和/或Zr。当添加这些元素时，这些元素会形成细微的析出物。由于细微的析出物抑制了γ晶界的移动(钉扎效应)，因而可维持细微的奥氏体组织。为了得到这样的效果，优选这些元素的量分别为超过上述下限值的量。

另一方面，若这些元素的量过多，则碳化物、氮化物或氧化物会过多地生成，从而导致韧性的降低。因此，这些元素的量分别优选为上述的上限值以下。

需要说明的是，模具用钢中可以包含这些元素中的任一种，或者也可以包含2种以上。

(7)0.10<Al≤1.50质量％：

Al与N结合形成AlN，并具有抑制γ晶粒成长的效果(钉扎效应)。另外，Al与N具有高亲和力，并使N向钢中的侵入加速。因此，在对含有Al的钢材进行氮化处理时，表面硬度容易变高。对于需要更高的耐磨性而进行氮化处理的模具，使用含Al的钢材是有效的。为了得到这样的效果，Al量优选超过0.10质量％。

另一方面，若Al量过多，则导致热传导率或韧性降低。因此，Al量优选为1.50质量％以下。

需要说明的是，即使Al量为杂质水平(0.10质量％以下)，根据N量也有时会展现上述效果。

(8)0.0001<B≤0.0050质量％：

作为改善淬火性的措施，添加B是有效的。但是，当B形成BN时，淬火性提高的效果消失，因而需要使B单独地存在于钢中。具体而言，只要通过使用与N的亲和力比B更高的元素来形成氮化物，从而抑制B与N的结合即可。作为这样的元素，有上述的Nb、Ta、Ti、Zr等。即使这些元素以杂质水平(0.004质量％以下)的方式存在，也具有固定N的效果，但是也有根据N量而添加超出杂质水平的量的情况。即使B的一部分与钢中的N结合而形成BN，若剩余的B单独地存在于钢中，则其也提高了淬火性。

另外，B也可有效地改善切削性。为了改善切削性，可以形成BN。BN在性质上类似于石墨，其在降低切削阻力的同时改善了切屑破碎性。此外，当钢中具有B与BN时，淬火性与切削性同时得到了改善。

为了得到这样的效果，B量优选超过0.0001质量％。

另一方面，若B量过多，则淬火性反而降低。因此，B量优选为0.0050质量％以下。

(9)0.003<S≤0.050质量％：

(10)0.0005<Ca≤0.2000质量％：

(11)0.03<Se≤0.50质量％：

(12)0.005<Te≤0.100质量％：

(13)0.01<Bi≤0.50质量％：

(14)0.03<Pb≤0.50质量％：

为了改善切削性，选择性地添加S、Ca、Se、Te、Bi或Pb也是有效的。为了得到这样的效果，优选这些元素的量分别为超过上述下限值的量。

另一方面，若这些元素的量过多，则不仅切削性的改善效果达到饱和，还导致热间加工性的变差、以及冲击值或镜面研磨性的降低。因此，这些元素的量分别优选为上述的上限值以下。

需要说明的是，模具用钢中可以包含这些元素中的任一种，或者也可以包含2种以上。

[1.4.特性]

当根据本发明的模具用钢在适当条件下进行热处理时，

硬度大于33HRC且小于或等于57HRC，

淬火时的原始奥氏体的晶粒度级别数为5以上，并且，

采用激光闪光法测定的25℃下的热传导率λ超过27.0[W/m/K]。

[1.4.1.硬度]

模具需要难以磨损或难以变形。因此，模具必须具有硬度。若硬度超过33HRC，则即使用于各种用途，也难以出现磨损或变形的问题。硬度更优选为35HRC以上。

另一方面，若硬度过高，则不仅模具的精加工变得非常困难，而且在作为模具的使用过程中容易产生较大裂纹或缺损。因此，硬度需要为57HRC以下。硬度更优选为56HRC以下。

这一点对于模具部件也是相同的，其硬度优选在上述范围内。

[1.4.2.原始奥氏体晶粒度级别数]

为了防止模具的裂纹或缺损，优选使淬火时的奥氏体晶粒度级别数变大(使奥氏体晶粒变细微)。若晶粒度级别数较小，则龟裂易于扩展，并容易产生裂纹或缺损。因此，淬火时的奥氏体晶粒度级别数需要为5以上。奥氏体晶粒度级别数更优选为5.5以上。若将制造条件最优化，则晶粒度级别数为6以上或者6.5以上。

这一点对于模具部件也是相同的，其原始奥氏体晶粒度级别数优选在上述范围内。

[1.4.3.热传导率]

为了快速冷却制品，或者为了通过降低模具温度或减少热应力来减少模具损伤(烧结、裂纹、磨损)，需要使模具高热传导率化。用于压铸等的通用钢在25℃下的热传导率λ为23.0～24.0[W/m/K]。即使是已知为高热传导率的钢，其λ也为27.0[W/m/K]以下，这是不充分的。为了快速冷却制品或减少模具损伤，热传导率λ需要超过27.0[W/m/K]。热传导率λ更优选超过27.5[W/m/K]。若将制造条件最优化，则热传导率为28.0[W/m/K]以上。

这一点对于模具部件也是相同的，其热传导率优选在上述范围内。

需要说明的是，在本发明中，所谓的“热传导率”，就是采用激光闪光法测定的25℃下的值。

[2.成形工具]

根据本发明的成形工具包括以下构成。

(1)上述成形工具由模具或模具部件单独或组合地构成，并且包含与温度比室温高的被成形物直接接触的部位。

(2)上述模具及上述模具部件中的至少一者由根据本发明的模具用钢构成。

(3)在上述模具及上述模具部件中的至少一者中，

硬度大于33HRC且小于或等于57HRC，

淬火时的原始奥氏体的晶粒度级别数为5以上，

采用激光闪光法测定的25℃下的热传导率λ超过27.0[W/m/K]。

[2.1.用途]

根据本发明的成形工具用于加工温度比室温高的被成形物。作为这样的加工，例如有压铸、塑料的注射成形、橡胶加工、各种铸造、温间锻造、热间锻造、烫印等。

[2.2.定义]

在本发明中，所谓的“成形工具”，指的是由

(a)具有与温度比室温高的被成形物直接接触的部位的模具、以及

(b)具有与温度比室温高的被成形物直接接触的部位的模具部件

单独或组合地构成，并且发挥了将被成形物成形为预定形状的作用的工具。

在本发明中，所谓的“模具”，指的是成形工具内的除了模具部件、以及不具有与被成形物直接接触的部位的部件(例如，模具的紧固件)之外的部分。例如，当压铸时，在可动侧与固定侧各自具有模具。对于模具，也有时称为型腔、型芯或插入件。需要说明的是，在本发明中，将插入件作为后述的模具部件进行处理。

在本发明中，所谓的“模具部件”，指的是通过单独的部件或将其与上述模具进行组合从而发挥了将温度比室温高的被成形物成形为预定形状的作用的部件。因此，例如，用于紧固模具的螺栓或螺母并不包括在本发明所说明的“模具部件”中。本发明以高热传导率为特征，并且其目的之一为将压铸、烫印或注射成形的制品快速冷却。因此，具有与熔融金属、经加热的钢板或熔融树脂接触的部位的模具部件成为本发明的适用对象。

例如，在压铸的成形工具的情况下，作为模具部件，有冲头、浇口套、浇口芯(分流件)、顶杆、冷却排气口、插入件等。

对于被成形物，其有是熔体或半熔体的情况，也有是固体的情况。另外，被成形物的温度根据成形工具的用途而变化。

例如，在压铸的情况下，被成形物(熔融金属)在熔解炉中的温度通常为580～750℃。在塑料的注射成形的情况下，被加工物(熔融塑料)在混炼机中的温度通常为70～400℃。在橡胶加工的情况下，被成形物(未硫化橡胶)的温度通常为50～250℃。在温间锻造的情况下，被成形物(钢材)的加热温度通常为150～800℃。在热间锻造的情况下，被成形物(钢材)的加热温度通常为800～1350℃。在烫印的情况下，被成形物(钢板)的加热温度通常为800～1050℃。

[2.3.模具用钢]

在根据本发明的成形工具中，模具及模具部件的全部或一部分由本发明所涉及的模具用钢构成。关于模具用钢的组成、以及适当的热处理后所得的特性(硬度、原始奥氏体晶粒度级别数、热传导率)的细节，其如上所述，因而省略其说明。

[3.作用]

[3.1.所要求的特性]

以下，将以压铸模具或其部件为例进行说明。压铸模具在淬火回火的状态下使用。在许多情况下，淬火的加热条件为：淬火温度1030℃、淬火温度下的保持时间1～3小时。

淬火加热时，虽然也有压铸用钢为奥氏体单相的情况，但是通常为奥氏体与残留碳化物的混合组织。其后，通过冷却，使得奥氏体相变为以马氏体为主体的组织，通过与回火的组合，从而赋予硬度与韧性。这是因为模具需要用于确保耐腐蚀性的硬度、以及用于确保抗裂性的韧性。

在此，若考虑到韧性，期望淬火时的奥氏体晶粒度级别数较大(奥氏体晶粒粒径较小)。其原因在于，当晶粒细微时，龟裂难以传导，因而抑制模具的裂纹的效果较大。

淬火时的奥氏体晶粒度级别数由加热温度与保持时间决定。在加热温度较低且保持时间较短的情况下，奥氏体晶粒度级别数变大(晶粒变得细微)。因此，在淬火期间，应当注意加热温度不要过高，并且保持时间不要过长。

为了防止晶粒的粗大化，有时也可以采用在奥氏体中分散残留碳化物的方法。在这种情况下，成为了将C量与碳化物形成元素量进行优化而得的组分系的钢。残留碳化物具有通过钉扎以抑制奥氏体晶界的移动的效应(扎钉效应，pinning effect)。其结果是，防止了奥氏体晶粒的粗大化(较大的晶粒度级别数得以维持)。

在此，当淬火时通常会有较大的模具与较小的模具一起加热的“混载”。混载的原因如下：若对模具逐个地进行处理，则生产性无法提高并且成本较高。图1示出了混载加热时的炉温与模具温度的推移的示意图。

如上所述，淬火温度下的加热时间需要为1～3小时左右。在混载时，设定使得较大的模具处于该条件下的炉温的保持时间。如此地，温度上升快的较小的模具最长保持5小时左右，晶粒变得粗大(晶粒度级别数变小)。

近年来，为了缩短压铸的周期时间、减少烧结、或者减少热裂，在压铸模具中使用冷却效率优异的高热传导率钢的情况已经在增加。作为压铸模具的通用钢的SKD61在25℃下的热传导率λ为23.0～24.0[W/m/K]，相对于此，高热传导率钢的热传导率λ为24.0～27.0[W/m/K]。为了提高热传导率，这样的钢的Cr量大幅低于一般的热间模具钢的Cr量(约5％)。

然而，这样的钢在1030℃的淬火时残留的碳化物较少，或者几乎没有。因此，为了防止淬火时的晶粒粗大化(使奥氏体晶粒度级别数≧5)，需要使淬火温度低至小于1020℃。如此地，由于只有这种钢的模具的淬火温度不同于其他模具，因而必须单独地进行淬火。也就是说，仅将这种钢的模具单独地装入大型炉中进行热处理，生产性变得非常的低。

若Cr含量较少，则特别在Mn或Mo的含量较多的情况下，难以进行退火。也就是说，需要长时间的热处理来软化成可进行机械加工的硬度，从而导致成本增加。

另外，也有通过几乎不含Cr(Cr≦0.5％)以使热传导率λ超过42.0[W/m/K]的钢。然而，由于这种钢的高温强度和耐腐蚀性较低，因而不推荐将它们用于压铸模具。

综上所述，若存在这样的钢，其具有能承受实际应用的耐腐蚀性(2％≦Cr＜＜5％)，退火性良好，即使在1030℃下保持5小时奥氏体晶粒度级别数也为5以上，当从该状态进行淬火回火时的25℃下的热传导率超过27.0[W/m/K]，并且具有能够承受实际应用的高温强度，则可同时实现以下的四点。

(1)材料成本的降低(淬火性良好、且容易进行用于软化的热处理)。

(2)淬火性的生产性提高(在较大的模具的1030℃下的淬火中可进行混载)。

(3)压铸的周期时间的缩短或者模具的烧结或热裂的减少(高热传导率)。

(4)防止压铸模具的裂纹(淬火时的细微的奥氏体)。

然而，迄今为止，这样的钢并不存在。对于在淬火时难以粗粒化的高热传导率钢的产业界的需求非常地强烈。

[3.2.成分的最优化]

实现上述的钢是本发明。对Cr、Mo及V的量进行了优化以确保回火硬度。另外，对Si、Cr及Mn的量进行了优化以维持高热传导率。此外，对Cr及Mn的量进行了优化以确保淬火性及退火性。

另外，为了使淬火时的奥氏体晶粒变得细微(使晶粒度级别数变大)，对与通过扎钉效应(pinning effect)来抑制晶粒的晶界移动的VC粒子相关的C、V及N的量进行了优化。特别地，V量是重要的。

此外，为了使淬火时的奥氏体晶粒变得细微，对通过溶质拖曳效应(solute drageffect)来抑制晶粒的晶界移动的固溶元素即Cu、Ni及Mo的量进行了优化。特别地，(Cu+Ni+Mo)量是重要的。

本发明的重大特征在于：积极地并用钉扎效应与溶质拖曳效应，并且V量与(Cu+Ni+Mo)量处于非常规的平衡。

需要说明的是，在较多地添加Cu的情况下，热间加工时的裂纹容易变得明显。为了防止这一点，添加Ni发挥了效果。但是，将添加Ni限制在不会使形成模具时的热传导率大幅降低的量。

根据本发明的模具用钢即使在1030℃下保持5小时进行淬火，其奥氏体晶粒度级别数也为5以上。因此，淬火回火后的韧性较高，可防止模具的裂纹。

另外，由于根据本发明的模具用钢在淬火回火后具有超过27.0[W/m/K]的热传导率，因而可实现压铸的周期时间的缩短或烧结的减少。

此外，由于淬火回火后最大可得57HRC的硬度，因而由压铸注射所引起的磨损也较高。由于即使在应用于烫印的模具的情况下也可得到较高的耐磨性，因而高硬度是优选的。

由于根据本发明的模具用钢含有Cr，因而也具有能承受实际应用的耐腐蚀性。因此，与几乎不含Cr(Cr≤0.5％)的钢相比，在材料的保管中或作为模具的使用中难以生锈。

虽然已经存在有意地添加了Cu的钢材，但该添加Cu的目的在于提高硬度或改善切削性。本发明中的添加Cu着眼于Cu的强烈的溶质拖曳效应，这一点与常规的添加Cu的钢有着明显的不同。

[实施例]

(实施例1～30、比较例1～5)

[1.试样的制作]

将具有表1所示成分的钢水铸成50kg的铸锭，再在1240℃下进行均质化处理。然后，通过热间锻造来加工成具有60mm×45mm的矩形截面的棒状。

随后，进行加热至1020℃下并快速冷却的正火、以及加热至630℃的回火。此外，在820～900℃下加热棒钢后，进行了如下的退火，即以15℃/小时的方式受控冷却至600℃，再放冷至100℃以下，然后继续加热至630℃。从这样地进行了软化的棒钢中切出试验片，并用于各种研究。

需要说明的是，比较例1为压铸模具的通用钢JIS SKD61。比较例2虽然同样为热间模具钢，但是为市售的品牌钢。比较例3及4分别为JIS SNCM 439及JIS SCM 435。比较例5为作为高热传导率钢而市售的品牌钢。

[2.试验方法]

[2.1退火性]

将由退火后的棒材切出的15mm×15mm×25mm的小块作为试验片。对于这个块，

(a)模拟热间加工，加热至1240℃并保持0.5小时后，冷却至室温；

(b)作为正火，加热至1020℃并保持2小时后，冷却至室温；

(c)作为回火，加热至670℃并保持6小时后，冷却至室温。

这些一连串的热处理对应于实际生产中退火前的步骤。

对于进行了这样的前处理的试验片，施加如下的退火，即加热至870℃并保持2小时，以15℃/小时的方式冷却至580℃，然后放冷至室温。退火后，测定维氏硬度。

[2.2.晶粒度]

将由退火后的棒钢切出的15mm×15mm×25mm的小块作为试验片。将该块加热至1030℃并保持5小时，然后以50℃/分钟的速率冷却以进行马氏体相变。其后，采用腐蚀剂显示相变前的原始奥氏体晶界，并评价晶粒度级别数。

[2.3.硬度]

将评价了晶粒度级别数之后的小块在580～630℃的常规回火温度下加热并进行保持，从而尝试将其调质至压铸模具的典型硬度(47HRC)。回火后，测定洛氏硬度。

[2.4.热传导率]

从回火了的小块制作出直径10mm×厚度2mm的小圆盘状试验片。通过激光闪光法测定该试验片在25℃的热传导率λ[W/m/K]。

[3.结果]

[3.1.退火性]

[3.1.1.实施例与比较例的对比]

表2示出了退火后的维氏硬度。为了易于机械加工，退火材料的硬度优选小于280HV。Mn和Mo较多的比较例2为304HV，Cr较少且C、Mn和Ni较多的比较例3为321HV，它们均较硬。在这些钢当中，即使是退火材料，也预期在机械加工中会伴随着困难。其他的比较例均小于280HV。

另一方面，实施例1～30全部软化至210～276HV。由此确认了实施例1至30在常规的退火步骤中充分地软化。

[表2]

编号	维氏硬度
		实施例01	212
实施例02	224
		实施例03	246
实施例04	276
		实施例05	243
实施例06	210
		实施例07	257
实施例08	234
		实施例09	231
实施例10	269
		实施例11	240
实施例12	229
		实施例13	265
实施例14	276
		实施例15	230
实施例16	261
		实施例17	221
实施例18	241
		实施例19	256
实施例20	268
		实施例21	220
实施例22	224
		实施例23	221
实施例24	228
		实施例25	226
实施例26	231
		实施例27	225
实施例28	225
		实施例29	240
实施例30	223
		比较例01	187
比较例02	304
		比较例03	321
比较例04	181
		比较例05	166

[3.1.2.Cr量对退火性的影响]

从加工成模具形状的机械加工性的观点来看，期望退火材料的硬度较低。因此，对于以0.40C-0.08Si-1.05Mn-0.18Cu-0.09Ni-1.01Mo-0.62V-0.019N为基本成分并改变Cr量的钢材，进行了上述退火。图2示出了Cr量与退火材料的维氏硬度的关系。

若Cr<2.00质量％，则维氏硬度成为280HV以上，硬度的上升显著(退火性差)。一般而言，为了有效地进行机械加工，将小于280HV设为必要的硬度范围。因此，对于Cr<2.00质量％的钢，需要使退火的冷却速度较小或在退火之后进行额外的加热以进行软化。其结果是，处理时间变长并导致成本的增加。若Cr>2.15质量％，则维氏硬度成为250HV以下，机械加工的负荷显著地减少。

[3.2.晶粒度级别数]

[3.2.1.实施例与比较例的对比]

表3示出了晶粒度级别数。C、Cr和V较多的比较例1的晶粒度级别数非常大，并为10左右。比较例2中，虽然C和V并没那么多，但由于Cr和Mo较多，因而晶粒度级别数足够大，并为7左右。比较例3中，由于V量和(Cr+Ni+Mo)量均较少，因而晶粒度级别数约为2，并为粗大的粒子。比较例4和5中，由于淬火性较差，因而铁素体析出。比较例5中的铁素体的量较多。若铁素体在奥氏体晶界析出，则原始奥氏体晶界扩散并且难以进行判别。因此，析出铁素体的比较例4和5在相变前的奥氏体晶粒度为参考值。但是，据判断，晶粒度级别数显著地小于5，并为2左右。

相对于此，实施例1～30的晶粒度级别数稳定地超过5。其理由如下，对C、V和N进行了优化从而确保了淬火时在母相中分散的VC量，并且对Cu、Ni和Mo进行了优化从而确保了淬火时在母相中固溶的合金量。即，通过叠加钉扎效应与溶质拖曳效应，从而实现了较大的晶粒度级别数。

[表3]

编号	奥氏体晶粒度
		实施例01	10.1
实施例02	9.9
		实施例03	9.8
实施例04	9.5
		实施例05	5.6
实施例06	10.3
		实施例07	8.7
实施例08	9.2
		实施例09	8.4
实施例10	10
		实施例11	7.8
实施例12	7.3
		实施例13	10.2
实施例14	8.9
		实施例15	8.2
实施例16	9.1
		实施例17	6.9
实施例18	9.6
		实施例19	9.1
实施例20	9.5
		实施例21	5.3
实施例22	5.9
		实施例23	9.3
实施例24	9.9
		实施例25	9.2
实施例26	5.5
		实施例27	6.1
实施例28	9.3
		实施例29	9.9
实施例30	9.0
		比较例01	10.1
比较例02	6.8
		比较例03	2.1
比较例04	1.8
		比较例05	2.2

[3.2.2.V量对晶粒度级别数的影响]

当以0.43C-0.07Si-0.10Cu-0.12Ni-0.81Mn-2.96Cr-1.12Mo-0.021N为基本成分并改变V量时，调查了该情况下的晶粒度级别数。图3示出了V量与淬火时的γ晶粒度级别数的关系。由图3可知，若0.55质量％<V，则可稳定地得到5以上的晶粒度级别数。

[3.2.3.(Cu+Ni+Mo)量对晶粒度级别数的影响]

当以0.40C-0.09Si-0.78Mn-2.99Cr-0.61V-0.020N为基本成分并改变(Cu+Ni+Mo)量时，调查了该情况下的晶粒度级别数。图4示出了(Cu+Ni+Mo)量与淬火时的γ晶粒度级别数的关系。由图4可知，若0.55质量％<Cu+Ni+Mo，则可稳定地得到5以上的晶粒度级别数。

[3.3.硬度]

表4示出了回火后的硬度。在比较例4中，由于在淬火时析出了铁素体从而使得软化阻力较低，因而硬度为27HRC左右，无法确保模具所需的硬度(超过33HRC)。在比较例5中，由于淬火时也析出了大量的铁素体，因而成为不能在HRC中进行测定的低硬度(<20HRC)。从淬火性或软化阻力的观点可知，将比较例4和比较例5用于压铸的模具部件在实际中几乎是不可能的。

比较例1和比较例2由于用于压铸模具，因而能够毫无问题地调质为47HRC。另外，可以确认，实施例1～30也都能够调质为47HRC，从淬火性或软化阻力的观点出发，可应用于压铸模具。

[表4]

编号	回火HRC
		实施例01	47.0
实施例02	47.2
		实施例03	47.2
实施例04	47.1
		实施例05	47.2
实施例06	47.2
		实施例07	47.1
实施例08	46.7
		实施例09	46.8
实施例10	47.3
		实施例11	46.8
实施例12	47.1
		实施例13	47.2
实施例14	47.2
		实施例15	47.0
实施例16	47.3
		实施例17	46.8
实施例18	47.4
		实施例19	46.9
实施例20	46.9
		实施例21	47.3
实施例22	47.4
		实施例23	46.9
实施例24	47.2
		实施例25	47.1
实施例26	47.2
		实施例27	47.1
实施例28	47.1
		实施例29	47
实施例30	47.2
		比较例01	47.1
比较例02	47.2
		比较例03	33.7
比较例04	27.3
		比较例05	18.0

[3.4.热传导率]

表5示出了表4所示的材料的热传导率。在比较例1中，由于Si和Cr较多，因而热传导率最低。在比较例2中，由于Si并非特别地多，因而虽然相比于比较例1为高热传导率，但是由于Cr较多，故使λ≦27.0。在比较例3～5中，由于低Si且低Cr，因而为λ>27.0的高热传导率。

[表5]

编号	热传导率[W/m/K]
		实施例01	35.3
实施例02	35.2
		实施例03	35.7
实施例04	36.1
		实施例05	33.5
实施例06	32.5
		实施例07	33.0
实施例08	33.5
		实施例09	33.4
实施例10	32.9
		实施例11	34.7
实施例12	32.7
		实施例13	33.0
实施例14	33.7
		实施例15	33.4
实施例16	34.0
		实施例17	34.8
实施例18	33.6
		实施例19	32.2
实施例20	36.0
		实施例21	33.8
实施例22	33.3
		实施例23	33.5
实施例24	32.9
		实施例25	33.0
实施例26	33.6
		实施例27	33.2
实施例28	33.2
		实施例29	32.8
实施例30	33.1
		比较例01	23.7
比较例02	26.6
		比较例03	34.2
比较例04	39.3
		比较例05	38.6

[3.5.评价总结]

表6示出了以上调查结果的总结。其总结了退火性、以1030℃×5小时的方式加热时的奥氏体晶粒度级别数、淬火回火状态的硬度、以及热传导率。在比较例4和比较例5中，无法得到模具所需的回火硬度(超过33HRC)。除了比较例3以外，其他的钢能够调质至47HRC。表6中，“○”表示达成目标并意味着良好，“×”表示未达成目标并意味着差。

在比较例1～5中，所有的项目均为“×”。在比较例1和比较例2中，热传导率较低。在比较例2和3中，退火性较差。在比较例3～5中，晶粒度级别数较小(晶粒较大)。在低热传导率的比较例1、2中，当成为压铸模具时，难以减少模具的损伤，或难以使制品迅速冷却。

在比较例3～5中，当成为压铸模具时可能会产生大裂纹。另外，由于比较例4和5的淬火性较低，因而难以将其自身应用于压铸模具。

相对于此，在实施例1～30中，淬火时的奥氏体晶粒细微并且其粒度级别数为5以上，在47HRC的调质状态下具有超过27[W/m/K]的高热传导率。当将实施例1～20实际应用于压铸模具时，期待其能够同时实现以下四点。

(1)材料成本的降低(退火性良好)。

(2)淬火性的生产性提高(较大的模具在1030℃下的淬火中可进行混载)。

(3)压铸的周期时间的缩短或者模具的烧结或热裂的减少(高热传导率)。

(4)防止压铸模具的裂纹(淬火时的细微的奥氏体)。

[表6]

编号	退火性	晶粒度	回火HRC	热传导率
					实施例01	○	○	○	○
实施例02	○	○	○	○
					实施例03	○	○	○	○
实施例04	○	○	○	○
					实施例05	○	○	○	○
实施例06	○	○	○	○
					实施例07	○	○	○	○
实施例08	○	○	○	○
					实施例09	○	○	○	○
实施例10	○	○	○	○
					实施例11	○	○	○	○
实施例12	○	○	○	○
					实施例13	○	○	○	○
实施例14	○	○	○	○
					实施例15	○	○	○	○
实施例16	○	○	○	○
					实施例17	○	○	○	○
实施例18	○	○	○	○
					实施例19	○	○	○	○
实施例20	○	○	○	○
					实施例21	○	○	○	○
实施例22	○	○	○	○
					实施例23	○	○	○	○
实施例24	○	○	○	○
					实施例25	○	○	○	○
实施例26	○	○	○	○
					实施例27	○	○	○	○
实施例28	○	○	○	○
					实施例29	○	○	○	○
实施例30	○	○	○	○
					比较例01	○	○	○	×
比较例02	×	○	○	×
					比较例03	×	×	○	○
比较例04	○	×	×	○
					比较例05	○	×	×	○

以上，对于本发明的实施方案进行了详细的说明，但是本发明并不限于任何上述的实施方案，并且可在不脱离本发明的主旨的范围内进行各种变更。

[工业实用性]

根据本发明的模具用钢由于在淬火时的奥氏体晶粒难以变得粗大，并且在回火后可得高硬度和高热传导率，因而适合于压铸模具或其部件。若将根据本发明的模具用钢应用于压铸模具或其部件，则实现了以下效果，即抑制模具或其部件的裂纹或烧结等、以及缩短压铸的周期时间。

另外，若应用于将塑料注射成形的模具或其部件，则也可得到与压铸的情况相同的效果。

若应用于温间锻造、亚热间锻造、或热间锻造的模具，则可通过高热传导率来抑制模具表面的过热，并且由于的高温强度或韧性也是充分的，因而可减少磨损或裂纹。

若应用于作为高强度钢板的成形方法的烫印(也被称为热压或压力淬火)，则也可得到以下效果，即由高热传导率带来的高循环、以及抑制模具的磨损或裂纹。

此外，当将根据本发明的模具用钢与表面改性(喷丸、喷砂、氮化、PVD、CVD、电镀、氮化等)组合使用时，其也是有效的。

当将根据本发明的模具用钢成形为棒状或线状，其也可以用作模具或其部件的焊接修补材料。或者，也可以应用于通过板或粉末的层压成形所制造的模具或其部件。在这种情况下，不需对模具或其部件的整体进行层压成形，也可以通过层压成形来制造模具或其部件的一部分。另外，若在层压成形而得的部位中设置复杂的内部冷却回路，则根据本发明的模具用钢的高热传导率的效果可进一步得到更大的发挥。

尽管已参照特定的实施方案对本发明进行了详细说明，但是对于本领域的技术人员显而易见的是，可在不脱离本发明主旨和范围的前提下进行各种变更和修改。

本申请基于2015年9月11日提交的日本专利申请(特愿2015-180193)以及2016年7月27日提交的日本专利申请(特愿2016-147774)，其内容以引用方式并入本文。

Claims (14)

1.一种成形工具，其具有以下的构成：

(1)所述成形工具由模具或模具部件单独或组合地构成，并且包含与温度比室温高的被成形物直接接触的部位；

(2)所述模具及所述模具部件中的至少一者由模具用钢构成，所述模具用钢含有：

0.35<C<0.55质量％、

0.003≤Si<0.300质量％、

0.30<Mn<1.50质量％、

2.00≤Cr<3.50质量％、

0.003≤Cu<1.200质量％、

0.003≤Ni<1.380质量％、

0.50<Mo<3.29质量％、

0.55<V<1.13质量％、以及

0.0002≤N<0.1200质量％，

余量由Fe以及不可避免的杂质构成，并且满足

0.55<Cu+Ni+Mo<3.29质量％，

在所述模具及所述模具部件的至少一者中，

硬度大于33HRC且小于或等于57HRC，

淬火时的原始奥氏体晶粒度级别数为5以上，

采用激光闪光法测定的25℃下的热传导率λ超过27.0[W/m/K]。

2.根据权利要求1所述的成形工具，其中，所述模具用钢进一步含有：

0.30<W≤5.00质量％、和/或

0.10<Co≤4.00质量％。

3.根据权利要求1或2所述的成形工具，其中，所述模具用钢进一步含有选自由以下元素所组成的组中的任意一种以上的元素：

0.004<Nb≤0.100质量％、

0.004<Ta≤0.100质量％、

0.004<Ti≤0.100质量％、以及

0.004<Zr≤0.100质量％。

4.根据权利要求1至3中任一项所述的成形工具，其中，所述模具用钢进一步含有：

0.10<Al≤1.50质量％。

5.根据权利要求1至4中任一项所述的成形工具，其中，所述模具用钢进一步含有：

0.0001<B≤0.0050质量％。

6.根据权利要求1至5中任一项所述的成形工具，其中，所述模具用钢进一步含有选自由以下元素所组成的组中的任意一种以上的元素：

0.003<S≤0.050质量％、

0.0005<Ca≤0.2000质量％、

0.03<Se≤0.50质量％、

0.005<Te≤0.100质量％、

0.01<Bi≤0.50质量％、以及

0.03<Pb≤0.50质量％。

7.根据权利要求1至6中任一项所述的成形工具，其中，所述模具部件包括冲头、浇口套、浇口芯、顶杆、冷却排气口或插入件。

8.一种模具用钢，其含有：

0.35<C<0.55质量％、

0.003≤Si<0.300质量％、

0.30<Mn<1.50质量％、

2.00≤Cr<3.50质量％、

0.003≤Cu<1.200质量％、

0.003≤Ni<1.380质量％、

0.50<Mo<3.29质量％、

0.55<V<1.13质量％、以及

0.0002≤N<0.1200质量％，

余量由Fe以及不可避免的杂质构成，并且满足

0.55<Cu+Ni+Mo<3.29质量％。

9.根据权利要求8所述的模具用钢，其中，

硬度大于33HRC且小于或等于57HRC，

淬火时的原始奥氏体晶粒度级别数为5以上，

采用激光闪光法测定的25℃下的热传导率λ超过27.0[W/m/K]。

10.根据权利要求8或9所述的模具用钢，其进一步含有：

0.30<W≤5.00质量％、和/或

0.10<Co≤4.00质量％。

11.根据权利要求8至10中任一项所述的模具用钢，其进一步含有选自由以下元素所组成的组中的任意一种以上的元素：

0.004<Nb≤0.100质量％、

0.004<Ta≤0.100质量％、

0.004<Ti≤0.100质量％、以及

0.004<Zr≤0.100质量％。

12.根据权利要求8至11中任一项所述的模具用钢，其进一步含有：

0.10<Al≤1.50质量％。

13.根据权利要求8至12中任一项所述的模具用钢，其进一步含有：

0.0001<B≤0.0050质量％。

14.根据权利要求8至13中任一项所述的模具用钢，其进一步含有选自由以下元素所组成的组中的任意一种以上的元素：

0.003<S≤0.050质量％、

0.0005<Ca≤0.2000质量％、

0.03<Se≤0.50质量％、

0.005<Te≤0.100质量％、

0.01<Bi≤0.50质量％、以及

0.03<Pb≤0.50质量％。