JP2021127486A - Hot tool steel excellent in manufacturability and thermal conductivity - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、金型用鋼に関して、特にダイカストやホットスタンピングなどの、高温環境下で使用される金型用鋼に関する。 The present invention relates to a mold steel, particularly a mold steel used in a high temperature environment such as die casting and hot stamping.
近年、ダイカスト分野において、自動車の軽量化を目的としたアルミ部品の高強度化や、生産性向上を目的とした部品成形加工ピッチの短縮化から、ダイカスト金型への機械的及び熱的負荷が増大している。その結果、金型には摩耗・大割れなどの問題が生じやすくなっている。これらの問題に対応するため、金型材料には、硬度・靭性に優れる材料が求められている。 In recent years, in the die-casting field, the mechanical and thermal load on the die-casting die has increased due to the increase in strength of aluminum parts for the purpose of reducing the weight of automobiles and the shortening of the parts molding processing pitch for the purpose of improving productivity. It is increasing. As a result, problems such as wear and large cracks are likely to occur in the mold. In order to deal with these problems, the mold material is required to have excellent hardness and toughness.
また、ホットスタンピングでは、被加工材である鋼板表面に発生したスケールによる金型の摩耗が問題となっており、金型材料には、高い硬度及び軟化抵抗性が求められている。 Further, in hot stamping, wear of the mold due to the scale generated on the surface of the steel plate as the work material has become a problem, and the mold material is required to have high hardness and softening resistance.
さらに、ダイカスト・ホットスタンピング用金型は内部に冷却回路が作製されており、ここを流れる冷却水による冷却効率が生産サイクルスピードに大きく影響する。冷却効率を高める方法としては金型の高熱伝導率化がある。そのため、前述した生産性向上を目的とした、生産サイクルスピードの向上に対する要求に応えるためには、材料の特性として高い熱伝導率が必要である。 Furthermore, a cooling circuit is manufactured inside the die casting / hot stamping mold, and the cooling efficiency of the cooling water flowing through this circuit greatly affects the production cycle speed. As a method of improving the cooling efficiency, there is a method of increasing the thermal conductivity of the mold. Therefore, in order to meet the above-mentioned demand for improvement of production cycle speed for the purpose of improving productivity, high thermal conductivity is required as a characteristic of the material.
また、上記の金型を実際に製造することを検討すると製造性、すなわち高い熱間加工性も必要である。 Further, when considering the actual production of the above mold, manufacturability, that is, high hot workability is also required.
従来より、出願人はＣｕ及びＢを含まない熱伝導率に優れた熱間工具鋼を提案している（特許文献１参照。）。もっとも、この提案では、Ｃｕ及びＢが添加されておらず、また不完全焼入れ相であるベイナイトが形成され、靭性が不足するおそれがあった。さらに熱間加工性に関する記載も見当たらない。 Conventionally, the applicant has proposed a hot tool steel that does not contain Cu and B and has excellent thermal conductivity (see Patent Document 1). However, in this proposal, Cu and B were not added, and bainite, which was an incompletely hardened phase, was formed, and there was a risk of insufficient toughness. Furthermore, there is no description regarding hot workability.
また、Ｍｎ量が多い金型用鋼が提案されている（特許文献２参照。）。しかし、Ｍｎが１．５％より多いので、Ｍｎの過剰添加によって熱伝導率が低下しやすい。また、熱間加工性に関する記載も見当たらない。 Further, a mold steel having a large amount of Mn has been proposed (see Patent Document 2). However, since Mn is more than 1.5%, the thermal conductivity tends to decrease due to excessive addition of Mn. In addition, there is no description regarding hot workability.
また、Ｖ量の多い金型用鋼が提案されている（特許文献３参照。）。しかし、Ｖが０．５５％よりも多く、Ｖの過剰添加によって熱伝導率が低下しやすい。また、熱間加工性に関する記載も見当たらない。 Further, a mold steel having a large amount of V has been proposed (see Patent Document 3). However, V is more than 0.55%, and the thermal conductivity tends to decrease due to the excessive addition of V. In addition, there is no description regarding hot workability.
また、Ｃｒ量の多い金型用鋼が提案されている（特許文献４参照。）。しかし、Ｃｒが４．０％より多いので、Ｃｒの過剰添加によって熱伝導率が低下しやすい。また、熱間加工性に関する記載も見当たらない。 Further, a mold steel having a large amount of Cr has been proposed (see Patent Document 4). However, since Cr is more than 4.0%, the thermal conductivity tends to decrease due to excessive addition of Cr. In addition, there is no description regarding hot workability.
また、ダイカスト金型用プリハードン鋼が提案されている（特許文献５参照。）。しかし、Ｃ量が０．３５％以下と少なく、焼入焼戻し硬さが不足しやすい。また、熱間加工性に関する記載も見当たらない。 Further, pre-hardened steel for die casting dies has been proposed (see Patent Document 5). However, the amount of C is as small as 0.35% or less, and the quenching and tempering hardness tends to be insufficient. In addition, there is no description regarding hot workability.
また、Ｍｏ＋１／２Ｗの値の大きい熱間工具鋼が提案されている（特許文献６参照。）。しかし、Ｍｏ＋１／２Ｗの値が３．０より大きく、ＭｏまたはＷの過剰添加によって熱伝導率が低下しやすい。また、熱間加工性に関する記載も見当たらない。 Further, a hot tool steel having a large value of Mo + 1 / 2W has been proposed (see Patent Document 6). However, the value of Mo + 1 / 2W is larger than 3.0, and the thermal conductivity tends to decrease due to excessive addition of Mo or W. In addition, there is no description regarding hot workability.
また、Ｎｉが多い熱間工具鋼が提案されている（特許文献７参照。）。しかし、Ｎｉが３．０％以上と多く、Ｎｉの過剰添加によって熱伝導率が低下しやすい。また、熱間加工性に関する記載は見当たらない。 Further, a hot tool steel containing a large amount of Ni has been proposed (see Patent Document 7). However, Ni is as high as 3.0% or more, and the thermal conductivity tends to decrease due to excessive addition of Ni. In addition, there is no description regarding hot workability.
その他にも金型用鋼が提案されている（特許文献８参照。）。もっとも、この提案はＢもしくはＣｕを含まず、靱性に不足しやすい。熱間加工性に関する記載もみあたらない。 In addition, mold steel has been proposed (see Patent Document 8). However, this proposal does not contain B or Cu and tends to lack toughness. There is no description about hot workability.
本発明の目的は、高い熱間加工性、熱伝導率、硬度、軟化抵抗性、靭性を兼ね備えており、ダイカストやホットスタンピングなどの金型用鋼に適用可能な熱間工具鋼を提供することである。 An object of the present invention is to provide a hot tool steel which has high hot workability, thermal conductivity, hardness, softening resistance, and toughness and can be applied to mold steels such as die casting and hot stamping. Is.
本願発明者らは鋭意開発を進めた結果、鋼の合金成分、熱間加工性の指標となるパラメータ、鋼の組織、炭化物の状態をそれぞれ規定することで、高い熱間加工性、熱伝導率、硬度、軟化抵抗性、靭性を兼備した熱間工具鋼が得られることを見出した。 As a result of diligent development, the inventors of the present application have defined high hot workability and thermal conductivity by defining the alloy composition of steel, parameters that are indicators of hot workability, the structure of steel, and the state of carbides, respectively. It was found that a hot tool steel having both hardness, softening resistance and toughness can be obtained.
すなわち、本発明の課題を解決する第１の手段は、 質量％で、Ｃ：０．３５％超〜０．７０％、Ｓｉ：０．０１％〜１．２０％、Ｍｎ：０．０１％〜１．５０％、Ｃｒ：０．３５％〜４．００％、Ｃｕ：０．１０％〜２．５０％、Ｎｉ：０．１０％〜２．９９％、Ｖ：０．１０％超〜０．５５％、Ｂ：０．０００１％〜０．０１００％、Ｏ：０．００５０％以下であって、ＭｏとＷのいずれか１種または双方を含有し、かつ、Ｍｏ：３．００％以下、Ｗ：６．００％以下、Ｍｏ＋１／２Ｗ：０．５０％〜３．００％であって、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼であり、
Ｂ＋Ｏ＋Ｎ：０．０４２０％以下を充たし、さらに、次の式に示すＫの値が１５．６以上であること、を特徴とする熱間工具鋼である。
式：Ｋ＝３６．０４−１２．６５Ｃ−１．５８Ｍｏ−０．７９Ｗ−９．３４Ｍｎ−１９．０１Ａｌ＋０．６９Ｎｉ−０．３４Ｃｕ
（ただし、この式の右辺の各元素記号には、鋼を構成する元素成分の百分率の数値を代入する。）
That is, the first means for solving the problem of the present invention is, in mass%, C: more than 0.35% to 0.70%, Si: 0.01% to 1.20%, Mn: 0.01%. ~ 1.50%, Cr: 0.35% ~ 4.00%, Cu: 0.10% ~ 2.50%, Ni: 0.10% ~ 2.99%, V: over 0.10% ~ 0.55%, B: 0.0001% to 0.0100%, O: 0.0050% or less, containing either one or both of Mo and W, and Mo: 3.00%. Hereinafter, W: 6.00% or less, Mo + 1 / 2W: 0.50% to 3.00%, and the balance is steel composed of Fe and unavoidable impurities.
It is a hot tool steel that satisfies B + O + N: 0.0420% or less, and further has a value of K shown in the following formula of 15.6 or more.
Formula: K = 36.04-12.65C-1.58Mo-0.79W-9.34Mn-19.01Al + 0.69Ni-0.34Cu
(However, the numerical value of the percentage of the elemental components constituting the steel is substituted for each element symbol on the right side of this equation.)
その第２の手段は、第１の手段に記載の鋼の成分に、さらにＮ：０．０００１％〜０．０４００％が添加されていることを特徴とするものである。 The second means is characterized in that N: 0.0001% to 0.0400% is further added to the components of the steel described in the first means.
その第３の手段は、第１または第２の手段の記載の鋼の成分に、さらにＴｉ：０．００１％〜０．１５０％が添加されていることを特徴とするものである。 The third means is characterized in that Ti: 0.001% to 0.150% is further added to the components of the steel described in the first or second means.
その第４の手段は、第１〜第３のいずれか１の手段の記載の鋼の成分に、さらにＡｌ：０．００１％以上０．２００％以下が添加されていることを特徴とするものである。 The fourth means is characterized in that Al: 0.001% or more and 0.200% or less is further added to the steel component according to any one of the first to third means. Is.
その第５の手段は、焼入焼戻しされた状態であって、その組織が、マルテンサイト単相組織であること、またはマルテンサイトの割合が８０％以上のマルテンサイトとベイナイトの混合組織であること、を特徴とする、第１〜第４のいずれか１の手段に記載の熱間工具鋼である。 The fifth means is that it is in a state of quenching and tempering, and the structure is a martensite monophasic structure, or a mixed structure of martensite and bainite having a martensite ratio of 80% or more. , The hot tool steel according to any one of the first to fourth means.
その第６の手段は、焼入焼戻しされた状態であって、Ｍ23Ｃ６、Ｍ6Ｃ、Ｍ7Ｃ3、Ｍ3Ｃ、Ｍ2Ｃ、ＭＣの全炭化物中に占めるＭ23Ｃ6とＭ6Ｃ炭化物の割合が９０％以下であること、を特徴とする、第１〜第５のいずれか１の手段に記載の熱間工具鋼である。 Its sixth means is a state of being hardened and tempered, M 23 C 6, M 6 C, M 7 C 3, M 3 C, M 2 C, M 23 C 6 in the total carbides MC and the proportion of the M 6 C carbides is 90% or less, and wherein a hot work tool steel according to the first to fifth any one means.
本発明における高熱間加工性とは、鋼塊状態にてグリーブル試験を１１００℃で実施したときの絞りが７０％以上のことをいう。
また、本発明における高熱伝導率とは、焼入焼戻し後の室温での熱伝導率が２５．０Ｗ／ｍ・Ｋ以上のことをいう。
また、本発明における高硬度とは、焼入焼戻し後の室温での硬さが４８．０ＨＲＣ以上のことをいう。
また、本発明における高靱性とは、焼入焼戻し後の室温でのシャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ2以上のことをいう。
また、本発明における高軟化抵抗性とは、焼入焼戻し後に６００℃で１００ｈ保持後の室温での硬さが３２．０ＨＲＣ以上のことをいう。
The high hot workability in the present invention means that the drawing is 70% or more when the gleeble test is carried out at 1100 ° C. in a steel ingot state.
Further, the high thermal conductivity in the present invention means that the thermal conductivity at room temperature after quenching and tempering is 25.0 W / m · K or more.
Further, the high hardness in the present invention means that the hardness at room temperature after quenching and tempering is 48.0 HRC or more.
Further, the high toughness in the present invention means that the Charpy impact value at room temperature after quenching and tempering is 20 J / cm 2 or more.
Further, the high softening resistance in the present invention means that the hardness at room temperature after holding at 600 ° C. for 100 hours after quenching and tempering is 32.0 HRC or more.
本発明の手段によると、高熱間加工性、高熱伝導率、高硬度、高靱性、高軟化抵抗性をバランスよく兼ね備えた熱間工具鋼が得られる。すなわち、本発明の手段による熱間工具鋼は、鋼塊状態にてグリーブル試験を１１００℃で実施したときの絞りが７０％以上の高熱間加工性を示し、焼入焼戻し後の室温での熱伝導率が２５．０Ｗ／ｍ・Ｋ以上の高熱伝導率であって、焼入焼戻し後の室温での硬さが４８．０ＨＲＣ以上と高硬度であって、焼入焼戻し後の室温でのシャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ2以上の高靱性であって、焼入焼戻し後に６００℃で１００ｈ保持後の室温での硬さが３２．０ＨＲＣ以上といった高軟化抵抗性を示すものとなり、これらの全ての特性を兼ね備えるものとなる。 According to the means of the present invention, a hot tool steel having high hot workability, high thermal conductivity, high hardness, high toughness, and high softening resistance can be obtained in a well-balanced manner. That is, the hot tool steel according to the means of the present invention exhibits high hot workability of 70% or more when the greeble test is carried out at 1100 ° C. in the ingot state, and the heat at room temperature after quenching and tempering. It has a high thermal conductivity of 25.0 W / m · K or more, a high hardness of 48.0 HRC or more at room temperature after quenching and tempering, and a charpy at room temperature after quenching and tempering. It has high toughness with an impact value of 20 J / cm 2 or more, and exhibits high softening resistance such as hardness at room temperature of 32.0 HRC or more after holding at 600 ° C for 100 hours after quenching and tempering. It will have the characteristics.
本発明の実施の形態を説明するに先立ち、本発明の鋼の各成分を規定する理由を以下に説明する。なお、以下の％は質量％である。 Prior to explaining the embodiments of the present invention, the reasons for defining each component of the steel of the present invention will be described below. The following% is mass%.
Ｃ：０．３５％超〜０．７０％、
Ｃは固溶することでマトリックスを強化し、また、炭化物を形成することで析出強化を促す元素であることから、Ｃは０．３５％より多いものとする。０．３５％以下であると十分な焼入焼戻硬さが得られない。他方、Ｃが０．７０％より多いと偏析を助長し、靭性を低下させる。また、熱間加工性が悪化する。そこで、Ｃは、０．３５％超〜０．７０％とする。好ましくは、Ｃは０．５５％超〜０．７０％である。
C: Over 0.35% to 0.70%,
Since C is an element that strengthens the matrix by solid solution and promotes precipitation strengthening by forming carbides, C is assumed to be more than 0.35%. If it is 0.35% or less, sufficient quenching and tempering hardness cannot be obtained. On the other hand, if C is more than 0.70%, segregation is promoted and toughness is lowered. In addition, hot workability deteriorates. Therefore, C is set to more than 0.35% to 0.70%. Preferably, C is greater than 0.55% to 0.70%.
Ｓｉ：０．０１％〜１．２０％、
Ｓｉは製鋼時の脱酸剤として必要な元素であり、少ないと十分に脱酸されない。また、Ｓｉはマトリックスに固溶することで硬さを向上させる効果がある。そこで、Ｓｉは０．０１％以上とする。他方、Ｓｉが１．２０％を超えると、炭化物を形成することなくマトリックスに固溶して熱伝導率を低下させることとなる。
そこで、Ｓｉは０．０１％〜１．２０％とする。好ましくは、Ｓｉは０．０５％〜１．００％である。
Si: 0.01% to 1.20%,
Si is an element required as a deoxidizer during steelmaking, and if it is too small, it will not be sufficiently deoxidized. Further, Si has an effect of improving hardness by being dissolved in the matrix. Therefore, Si is set to 0.01% or more. On the other hand, when Si exceeds 1.20%, it dissolves in the matrix without forming carbides and lowers the thermal conductivity.
Therefore, Si is set to 0.01% to 1.20%. Preferably, Si is 0.05% to 1.00%.
Ｍｎ：０．０１％〜１．５０％、
Ｍｎは製鋼時の脱酸剤として必要な元素である。少ないと十分に脱酸されない。そこで、Ｍｎは０．０１％以上とする。他方、１．５０％を超えると、マトリックスに固溶して熱伝導率を低下させる。そこで、Ｍｎは０．０１％〜１．５０％とする。好ましくは、Ｍｎは０．０５％〜０．９２％未満である。より好ましくは、Ｍｎは０．１０％〜０．５０％未満である。
Mn: 0.01% to 1.50%,
Mn is an element required as a deoxidizer during steelmaking. If it is too small, it will not be sufficiently deoxidized. Therefore, Mn is set to 0.01% or more. On the other hand, if it exceeds 1.50%, it dissolves in the matrix and lowers the thermal conductivity. Therefore, Mn is set to 0.01% to 1.50%. Preferably, Mn is 0.05% to less than 0.92%. More preferably, Mn is 0.10% to less than 0.50%.
Ｃｒ：０．３５％〜４．００％、
Ｃｒは焼入性を向上させ、ベイナイト形成による靱性の低下を抑制するのに必要な元素である。十分な靭性が得られないので、Ｃｒは０．３５％以上とする。他方、多すぎると、マトリックスに固溶して熱伝導率を低下させる為。また、多すぎると高温で粗大化しやすいＭ23Ｃ6炭化物が焼戻し時に析出し、軟化抵抗性が低下するため、Ｃｒは４．００％以下とする。
そこで、Ｃｒは０．３５％〜４．００％である。好ましくは、Ｃｒは０．４０％〜２．６０％未満である。より好ましくは、Ｃｒは０．５０〜２．１０％未満である。
Cr: 0.35% to 4.00%,
Cr is an element necessary for improving hardenability and suppressing a decrease in toughness due to bainite formation. Since sufficient toughness cannot be obtained, Cr is set to 0.35% or more. On the other hand, if it is too much, it will dissolve in the matrix and reduce the thermal conductivity. Further, if the amount is too large, M 23 C 6 carbide, which tends to be coarsened at a high temperature, is precipitated at the time of tempering, and the softening resistance is lowered. Therefore, Cr is set to 4.00% or less.
Therefore, Cr is 0.35% to 4.00%. Preferably, Cr is 0.40% to less than 2.60%. More preferably, Cr is less than 0.50 to 2.10%.
Ｃｕ：０．１０％〜２．５０％、
Ｃｕは焼入性を向上させ、ベイナイト形成による靱性の低下を抑制するのに必要な元素である。十分な靭性が得られないので、Ｃｕは０．１０％以上とする。他方、多すぎると、熱間加工性が悪化する。また、マトリックスに固溶して熱伝導率を低下させる。そこで、Ｃｕは２．５０％以下とする。
そこでＣｕは０．１０％〜２．５０％である。好ましくは、Ｃｕは０．３０％〜２．２０％である。
Cu: 0.10% to 2.50%,
Cu is an element necessary for improving hardenability and suppressing a decrease in toughness due to bainite formation. Since sufficient toughness cannot be obtained, Cu is set to 0.10% or more. On the other hand, if the amount is too large, the hot workability deteriorates. It also dissolves in the matrix to reduce thermal conductivity. Therefore, Cu is set to 2.50% or less.
Therefore, Cu is 0.10% to 2.50%. Preferably, Cu is 0.30% to 2.20%.
Ｎｉ：０．１０％〜２．９９％、
ＮｉはＣｒと同様に、焼入れ性を向上させ、ベイナイト形成による靱性の低下を抑制する元素である。また、Ｃｕによる赤熱脆化を防ぐことから、Ｎｉは０．１０％以上とする。他方、多すぎると、マトリックスに固溶して熱伝導率を低下させるので、２．９９％以下とする。
そこで、Ｎｉは０．１０％〜２．９９％とする。好ましくは、Ｎｉは０．１０％〜２．００％である。
Ni: 0.10% to 2.99%,
Like Cr, Ni is an element that improves hardenability and suppresses a decrease in toughness due to bainite formation. Further, Ni is set to 0.10% or more in order to prevent reddish embrittlement due to Cu. On the other hand, if it is too much, it dissolves in the matrix and lowers the thermal conductivity, so it should be 2.99% or less.
Therefore, Ni is set to 0.10% to 2.99%. Preferably, Ni is 0.10% to 2.00%.
ＭｏとＷのいずれか１種または双方を含有するものであって、
Ｍｏ：３．００％以下、
Ｗ：６．００％以下、
Ｍｏ＋１／２Ｗ：０．５０％〜３．００％、
Ｍｏ及びＷは、いずれも焼戻し時の二次硬化を促進し、焼入焼戻し硬さを高める元素である。少ないと十分な焼入焼戻硬さが得られない。これらの効果を得るためには、Ｍｏ＋１／２Ｗ：０．５０％である。
もっとも、多すぎると、マトリックスに残存するＭｏやＷが増加し、熱伝導率を低下させるので、Ｍｏと１／２Ｗの合計量で３．００％以下とする。
そこで、Ｍｏ＋１／２Ｗは、０．５０％〜３．００％とする。好ましくは、Ｍｏ＋１／２Ｗは１．５０％〜３．００％である。
It contains either one or both of Mo and W,
Mo: 3.00% or less,
W: 6.00% or less,
Mo + 1 / 2W: 0.50% to 3.00%,
Both Mo and W are elements that promote secondary curing during tempering and increase quenching and tempering hardness. If it is too small, sufficient quenching and tempering hardness cannot be obtained. In order to obtain these effects, Mo + 1 / 2W: 0.50%.
However, if it is too large, Mo and W remaining in the matrix will increase and the thermal conductivity will decrease, so the total amount of Mo and 1 / 2W should be 3.00% or less.
Therefore, Mo + 1 / 2W is set to 0.50% to 3.00%. Preferably, Mo + 1 / 2W is 1.50% to 3.00%.
Ｖ：０．１０％超〜０．５５％、
Ｖは、焼戻し時の二次硬化を促進し、焼入焼戻し硬さを高める。Ｖが少ないと十分な焼入焼戻し硬さが得られない。他方、Ｖが多すぎると、マトリックスに残存するＶが増加し、熱伝導率を低下させる。そこで、Ｖは０．１０％超〜０．５５％とする。好ましくは、０．２５％〜０．４５％未満である。
V: Over 0.10% to 0.55%,
V promotes secondary curing during tempering and increases quenching and tempering hardness. If V is small, sufficient quenching and tempering hardness cannot be obtained. On the other hand, if the amount of V is too large, the amount of V remaining in the matrix increases and the thermal conductivity decreases. Therefore, V is set to more than 0.10% to 0.55%. Preferably, it is 0.25% to less than 0.45%.
Ｂ：０．０００１％〜０．０１００％、
Ｂは微量添加により焼入性を向上させ、ベイナイト形成による靱性の低下を抑制するのに必要な元素である。Ｂが少なすぎると十分な靭性が得られないが、Ｂが多すぎると焼戻し時に粗大な炭化物を形成し、靭性が低下する。また、融点を下げ、熱間加工性が悪化する。そこで、Ｂは０．０００１％〜０．０１００％とする。好ましくは、０．０００５％〜０．００７５％である。
B: 0.0001% to 0.0100%,
B is an element necessary for improving hardenability by adding a small amount and suppressing a decrease in toughness due to bainite formation. If the amount of B is too small, sufficient toughness cannot be obtained, but if the amount of B is too large, coarse carbides are formed during tempering and the toughness is lowered. In addition, the melting point is lowered and the hot workability is deteriorated. Therefore, B is set to 0.0001% to 0.0100%. Preferably, it is 0.0005% to 0.0075%.
Ｏ：０．００５０％以下、
Ｏは多すぎると熱間加工性が悪化する。また、Ｏの過剰添加は精錬の時間、コストの上昇を招く。そこで、Ｏは、０．００５０％以下とする。好ましくは、Ｏは０．００３０％以下である。
O: 0.0050% or less,
If the amount of O is too large, the hot workability deteriorates. In addition, excessive addition of O causes an increase in refining time and cost. Therefore, O is set to 0.0050% or less. Preferably, O is 0.0030% or less.
Ｂ＋Ｏ＋Ｎ：０．０４２０％以下、
Ｂは過剰であると、融点を下げ、熱間加工性が悪化する。Ｏは多すぎると熱間加工性が悪化する。Ｎは多すぎると熱間加工性が悪化する。そこで、ＢとＯとＮの合計量が多すぎると、熱間加工性が悪化する。そこで、Ｂ＋Ｏ＋Ｎの合計量は質量％で０．０４２０％以下とする。好ましくは、０．０３００％以下とする。
B + O + N: 0.0420% or less,
If B is excessive, the melting point is lowered and the hot workability is deteriorated. If the amount of O is too large, the hot workability deteriorates. If N is too large, hot workability deteriorates. Therefore, if the total amount of B, O, and N is too large, the hot workability deteriorates. Therefore, the total amount of B + O + N is 0.0420% or less in mass%. Preferably, it is 0.0300% or less.
Ｋの値：１５．６以上、
Ｋの値は、熱間加工性の１つの指標であって、以下の式から求まる。
Ｋ＝３６．０４−１２．６５Ｃ−１．５８Ｍｏ−０．７９Ｗ−９．３４Ｍｎ−１９．０１Ａｌ＋０．６９Ｎｉ−０．３４Ｃｕ（ただし、式の右辺にある各元素記号には鋼を構成する元素成分の百分率の数値を代入する。）
Ｋの値は１５．６未満であると、熱間加工性が悪化する。そこで、Ｋの値は、１５．６以上とする。好ましくはＫの値は１９．４以上である。
Value of K: 15.6 or more,
The value of K is one index of hot workability and can be obtained from the following formula.
K = 36.04-12.65C-1.58Mo-0.79W-9.34Mn-19.01Al + 0.69Ni-0.34Cu (However, each element symbol on the right side of the equation indicates the elemental component constituting steel. Substitute the value of the percentage of.)
If the value of K is less than 15.6, the hot workability deteriorates. Therefore, the value of K is set to 15.6 or more. Preferably, the value of K is 19.4 or more.
さらに、以下のＮ、Ｔｉ、Ａｌは本発明の熱間工具鋼に以下に規定する範囲であれば適宜添加することのできる成分である。 Further, the following N, Ti and Al are components that can be appropriately added to the hot tool steel of the present invention within the range specified below.
Ｎ：０．０００１％〜０．０４００％、
Ｎは、必ずしも添加する必要はないが、ＮはＣと同様に、焼入焼戻硬さを大きくするのに有効な元素であるから、必要に応じて添加することができる。他方、多すぎると熱間加工性が悪化する。また、過剰添加は精錬の時間、コストの上昇を招く。
そこで、Ｎは０．０００１％〜０．０４００％とする。好ましくは、Ｎは０．０００１％〜０．０３００％以下である。より好ましくは、Ｎは０．０００１％〜０．０２００％以下である。
N: 0.0001% to 0.0400%,
N does not necessarily have to be added, but like C, N is an element effective for increasing the quenching and tempering hardness, and therefore can be added as needed. On the other hand, if the amount is too large, the hot workability deteriorates. In addition, excessive addition causes an increase in refining time and cost.
Therefore, N is set to 0.0001% to 0.0400%. Preferably, N is 0.0001% to 0.0300% or less. More preferably, N is 0.0001% to 0.0200% or less.
Ｔｉ：０．００１％〜０．１５０％、
Ｔｉは必ずしも添加する必要はないが、ＴｉはＢによる焼入性向上を促進する効果がある。Ｔｉが添加されると、焼入れの際にＮがＴｉと化合物化することによって、固溶Ｂ量が増加し、焼入性は向上する。他方、Ｔｉの過剰添加は粗大なＴｉＮを形成し、靭性が低下する。
そこで、Ｔｉは０．００１％〜０．１５０％とする。好ましくは、Ｔｉは０．００１％〜０．１００％である。
Ti: 0.001% to 0.150%,
Ti does not necessarily have to be added, but Ti has the effect of promoting the improvement of hardenability by B. When Ti is added, N is compounded with Ti during quenching, so that the amount of solid solution B increases and the hardenability is improved. On the other hand, excessive addition of Ti forms coarse TiN and reduces toughness.
Therefore, Ti is set to 0.001% to 0.150%. Preferably, Ti is 0.001% to 0.100%.
Ａｌ：０．００１％以上０．２００％以下、
Ａｌは必ずしも添加する必要はないが、Ａｌはマトリクスに固溶して硬さを向上する元素であることから、必要に応じて添加することができる。他方、Ａｌは多すぎると熱間加工性が悪化する。また、マトリックスに固溶して熱伝導率を低下させる。
そこで、Ａｌは０．００１％〜０．２００％とする。好ましくはＡｌは０．００５％〜０．１５０％である。
Al: 0.001% or more and 0.200% or less,
Al does not necessarily have to be added, but since Al is an element that dissolves in a matrix to improve hardness, it can be added as needed. On the other hand, if the amount of Al is too large, the hot workability deteriorates. It also dissolves in the matrix to reduce thermal conductivity.
Therefore, Al is set to 0.001% to 0.200%. Al is preferably 0.005% to 0.150%.
焼入焼戻し状態での組織：マルテンサイト単相組織であること、またはマルテンサイトの割合が８０％以上のマルテンサイトとベイナイトの混合組織であること、
不完全焼入れ相であるベイナイトが多く存在すると靭性が大幅に低下し、ホットスタンピング・ダイカスト金型として使われた際に、十分な金型寿命が得られなくなる。そこで、焼入焼戻し後の組織は、マルテンサイト単相か、あるいはベイナイトとマルテンサイトとの混合組織の場合にはマルテンサイトの割合を８０％以上とすることが好ましい。すなわち、ベイナイト組織は２０％未満であることが好ましい。
Structure in quenching and tempering state: Martensite single-phase structure, or a mixed structure of martensite and bainite with a martensite ratio of 80% or more.
If a large amount of bainite, which is an incompletely hardened phase, is present, the toughness is significantly reduced, and when used as a hot stamping die casting mold, a sufficient mold life cannot be obtained. Therefore, in the structure after quenching and tempering, the ratio of martensite is preferably 80% or more in the case of a single-phase martensite or a mixed structure of bainite and martensite. That is, the bainite structure is preferably less than 20%.
焼入焼戻し状態でＭ23Ｃ６、Ｍ6Ｃ、Ｍ7Ｃ3、Ｍ3Ｃ、Ｍ2Ｃ、ＭＣの全炭化物中に占めるＭ23Ｃ6とＭ6Ｃ炭化物の割合：９０％以下
高温で粗大化しやすい炭化物のＭ23Ｃ6とＭ6Ｃが焼入焼戻し状態で多く存在すると、鋼材の軟化抵抗性が低下する。
そこで、Ｍ23Ｃ６、Ｍ6Ｃ、Ｍ7Ｃ3、Ｍ3Ｃ、Ｍ2Ｃ、ＭＣといった全炭化物中に占めるＭ23Ｃ6とＭ6Ｃ炭化物の割合を９０％以下とすることが好ましい。
Quenching In the tempered state, the ratio of M 23 C 6 and M 6 C carbides to the total carbides of M 23 C 6 , M 6 C, M 7 C 3 , M 3 C, M 2 C, and MC: 90% or less high temperature If a large amount of carbides M 23 C 6 and M 6 C, which tend to be coarsened, are present in the quenching and tempering state, the softening resistance of the steel material is lowered.
Therefore, the ratio of M 23 C 6 and M 6 C carbides to the total carbides such as M 23 C 6 , M 6 C, M 7 C 3 , M 3 C, M 2 C, and MC can be reduced to 90% or less. preferable.
以下に本発明の発明鋼を用いた実施例とその特性の評価について記載する。本発明の熱間工具鋼は、以下の実験に記載のような成分と熱処理によって得ることができる。
まず、表１の発明鋼Ｎｏ．１〜４４および表２の比較鋼Ｎｏ．４５〜６７に記載の化学成分の鋼をそれぞれ１００ｋｇ真空誘導溶解炉にて溶製し、得られた鋼塊を幅６５ｍｍ、高さ３０ｍｍのブロックに熱間鍛伸した。
この一部より直径８ｍｍ、長さ１００ｍｍの試験片を作製し、熱間加工性の調査を実施した。
次に、残りの鍛伸材を８７０℃で焼なまし後、表面と中心の中間位置から直径２０ｍｍ、長さ１６０ｍｍの丸棒を採取した。この丸棒を１０３０℃に保持した後、空冷によって焼入れを行ない、５７０〜６７０℃で２回焼戻しを行った後、これら試料について、組織観察、析出炭化物種の同定、熱伝導率、焼入焼戻し硬さ、靭性、軟化抵抗性の調査を実施した。
Examples of the invention steel of the present invention and evaluation of its characteristics will be described below. The hot tool steel of the present invention can be obtained by heat treatment with the components described in the following experiments.
First, the invention steel No. of Table 1 Comparative Steel Nos. 1-44 and Table 2 The steels having the chemical components described in 45 to 67 were each melted in a 100 kg vacuum induction melting furnace, and the obtained ingots were hot forged into blocks having a width of 65 mm and a height of 30 mm.
A test piece having a diameter of 8 mm and a length of 100 mm was prepared from a part of the test piece, and the hot workability was investigated.
Next, the remaining forged material was annealed at 870 ° C., and then a round bar having a diameter of 20 mm and a length of 160 mm was collected from an intermediate position between the surface and the center. After holding this round bar at 1030 ° C., quenching by air cooling, and tempering twice at 570 to 670 ° C., these samples were subjected to microstructure observation, identification of precipitated carbide species, thermal conductivity, and quenching tempering. Hardness, toughness and softening resistance were investigated.
（組織観察について）
組織観察は、焼入焼戻し後の試料の鍛伸方向に平行な面を鏡面になるまで研磨し、ナイタールで腐食した後、走査型電子顕微鏡を用いて行った。総面積５００００μｍ2の領域において、組織観察をする際には、ベイナイトの有無を確認し、ベイナイトが確認された場合には、画像解析を用いてベイナイトの面積率の算出を百分率で行った。
(About tissue observation)
The microstructure was observed using a scanning electron microscope after polishing the surface parallel to the forging direction of the sample after quenching and tempering until it became a mirror surface and corroding with nital. When observing the tissue in a region having a total area of 50,000 μm 2 , the presence or absence of bainite was confirmed, and when bainite was confirmed, the area ratio of bainite was calculated as a percentage using image analysis.
（炭化物観察について）
炭化物観察用の試験片は、焼入焼戻し後について試料の鍛伸方向に平行な面を研磨し、抽出レプリカ法により作成した。この試験片を、透過型電子顕微鏡の明視野像を用いて、総面積５００μｍ2の領域において観察した。
炭化物種は、電子線回折の結果と炭化物の形状から判断した。撮影した写真を画像解析し、全炭化物中に占めるＭ23Ｃ6、Ｍ6Ｃ炭化物の合計面積率を百分率で算出した。
なお、ここにいう全炭化物とは、Ｍ23Ｃ６、Ｍ6Ｃ、Ｍ7Ｃ3、Ｍ3Ｃ、Ｍ2Ｃ、ＭＣのことである。
(About observation of carbides)
The test piece for observing carbides was prepared by the extraction replica method by polishing the surface parallel to the forging direction of the sample after quenching and tempering. This test piece was observed in a region having a total area of 500 μm 2 using a bright field image of a transmission electron microscope.
The carbide species was determined from the result of electron diffraction and the shape of the carbide. The photograph taken was image-analyzed, and the total area ratio of M 23 C 6 and M 6 C carbides in the total carbides was calculated as a percentage.
The total carbides referred to here are M 23 C 6 , M 6 C, M 7 C 3 , M 3 C, M 2 C, and MC.
（熱間加工性について）
熱間加工性は、グリーブル試験により評価を実施した。グリーブル試験には前記した直径８ｍｍＸ１００ｍｍの試験片を用い、７００℃〜１３００℃でグリーブル試験を実施した。結果を表３、表４に熱間加工性（％）として示す。鋼塊状態にてグリーブル試験を１１００℃で実施したときの絞りが７０％以上のことを高熱間加工性であると評価した。
(About hot workability)
The hot workability was evaluated by a gleeble test. For the gleeble test, the above-mentioned test piece having a diameter of 8 mm × 100 mm was used, and the gleeble test was carried out at 700 ° C. to 1300 ° C. The results are shown in Tables 3 and 4 as hot workability (%). When the gleeble test was carried out at 1100 ° C. in a steel ingot state, the drawing was 70% or more, which was evaluated as high hot workability.
（熱伝導率の測定）
熱伝導率の測定には、レーザフラッシュ法を用いた。焼入焼戻し後の試料を直径１０ｍｍ×１ｍｍの円柱形状に仕上げ加工し、試験に供した。熱伝導率は、室温で測定した。結果を表３、表４に熱伝導率（Ｗ／ｍ・Ｋ）として示す。焼入焼戻し後の室温での熱伝導率が２５．０Ｗ／ｍ・Ｋ以上のものを高熱伝導率であると評価した。
(Measurement of thermal conductivity)
A laser flash method was used to measure the thermal conductivity. The sample after quenching and tempering was finished into a cylindrical shape having a diameter of 10 mm × 1 mm and subjected to a test. Thermal conductivity was measured at room temperature. The results are shown in Tables 3 and 4 as thermal conductivity (W / m · K). Those having a thermal conductivity of 25.0 W / m · K or more at room temperature after quenching and tempering were evaluated as having high thermal conductivity.
（焼入焼戻し硬さ）
焼入焼戻し硬さはロックウェル硬さ試験機により室温で測定した。焼入焼戻状態の試料の鍛伸方向に垂直な面を硬さ測定した。結果を表３、表４に焼入焼戻し硬さ（ＨＲＣ）として示す。焼入焼戻し後の室温での硬さが４８．０ＨＲＣ以上のことを高硬度であると評価した。
(Quenching and tempering hardness)
The quenching and tempering hardness was measured at room temperature by a Rockwell hardness tester. The hardness of the surface perpendicular to the forging direction of the sample in the quenched and tempered state was measured. The results are shown in Tables 3 and 4 as quenching and tempering hardness (HRC). Hardness at room temperature after quenching and tempering was 48.0 HRC or higher, which was evaluated as high hardness.
（靱性）
靱性は、室温でのシャルピー衝撃試験により評価を実施した。試験片は、焼入焼戻し後の試料から作製した。試験片形状は２ｍｍＵノッチシャルピー試験片であり、ノッチ方向は鍛伸方向に対して垂直な方向とした。得られたシャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ2）を表３、表４に示す。焼入焼戻し後の室温でのシャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ2以上のものを高靱性であると評価した。
(Toughness)
The toughness was evaluated by a Charpy impact test at room temperature. The test piece was prepared from a sample after quenching and tempering. The shape of the test piece was a 2 mm U notch Charpy test piece, and the notch direction was perpendicular to the forging direction. The obtained Charpy impact values (J / cm 2 ) are shown in Tables 3 and 4. Those having a Charpy impact value of 20 J / cm 2 or more at room temperature after quenching and tempering were evaluated as having high toughness.
（軟化抵抗性）
軟化抵抗性は、焼入焼戻し後の試料を６００℃で１００時間保持、空冷した後、室温での硬さをロックウェル硬さ試験機で測定することで評価した。結果を表３、表４に高温保持後の硬さ（ＨＲＣ）として示す。焼入焼戻し後に６００℃で１００ｈ保持後の室温での硬さが３２．０ＨＲＣ以上のものを高軟化抵抗性であると評価した。
(Softening resistance)
The softening resistance was evaluated by holding the sample after quenching and tempering at 600 ° C. for 100 hours, air-cooling, and then measuring the hardness at room temperature with a Rockwell hardness tester. The results are shown in Tables 3 and 4 as the hardness (HRC) after holding at a high temperature. Those having a hardness of 32.0 HRC or more at room temperature after being held at 600 ° C. for 100 hours after quenching and tempering were evaluated as having high softening resistance.
発明鋼Ｎｏ．１〜４４は、いずれも熱間工具鋼は、鋼塊状態にてグリーブル試験を１１００℃で実施したときの絞りが７０％以上の高熱間加工性を示し、焼入焼戻し後の室温での熱伝導率が２５．０Ｗ／ｍ・Ｋ以上の高熱伝導率であって、焼入焼戻し後の室温での硬さが４８．０ＨＲＣ以上と高硬度であって、焼入焼戻し後の室温でのシャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ2以上の高靱性であって、焼入焼戻し後に６００℃で１００ｈ保持後の室温での硬さが３２．０ＨＲＣ以上といった高軟化抵抗性を示すものとなり、これらの全ての特性を兼ね備えるものとなった。 Invention Steel No. In all of Nos. 1 to 44, the hot tool steel showed high hot workability of 70% or more when the greeble test was carried out at 1100 ° C. in the ingot state, and the heat at room temperature after quenching and tempering. It has a high thermal conductivity of 25.0 W / m · K or more, a high hardness of 48.0 HRC or more at room temperature after quenching and tempering, and a charpy at room temperature after quenching and tempering. It has high toughness with an impact value of 20 J / cm 2 or more, and exhibits high softening resistance such as hardness at room temperature of 32.0 HRC or more after holding at 600 ° C for 100 hours after quenching and tempering. It has the characteristics.
比較鋼Ｎｏ．４５では、Ｃ量が少なく、十分な焼入焼戻硬さが得られなかった。
比較鋼Ｎｏ．４６では、Ｃ量が過剰であり、熱間加工性が悪く、また十分な靭性が得られなかった。
比較鋼Ｎｏ．４７では、Ｓｉ量が過剰であり、熱伝導率が低下した。
比較鋼Ｎｏ．４８では、Ｍｎ量が過剰であり、熱伝導率が低下した。
比較鋼Ｎｏ．４９では、Ｃｒ量が少なく、マルテンサイトの割合が低かったので、十分な靭性が得られなかった。
比較鋼Ｎｏ．５０では、Ｃｒ量が過剰であり、熱伝導率が低下し、軟化抵抗性も低下した。
比較鋼Ｎｏ．５１では、Ｃｕ量が少なく、マルテンサイトの割合が低かったので、十分な靭性が得られなかった。
比較鋼Ｎｏ．５２では、Ｃｕ量が過剰であり、熱伝導率が低下した。
比較鋼Ｎｏ．５３では、Ｎｉ量が過剰であり、熱伝導率が低下した。
比較鋼Ｎｏ．５４では、Ｍｏ量が過剰であり、熱伝導率が低下した。
比較鋼Ｎｏ．５５では、Ｗ量が過剰であり、熱伝導率が低下した。
比較鋼Ｎｏ．５６では、Ｍｏ＋１／２Ｗの量が少なく、十分な焼入焼戻硬さが得られなかった。
比較鋼Ｎｏ．５７では、Ｍｏ＋１／２Ｗの量が過剰であり、熱伝導率が低下した。
比較鋼Ｎｏ．５８では、Ｖ量が少なく、十分な焼入焼戻硬さが得られなかった。
比較鋼Ｎｏ．５９では、Ｖ量が過剰であり、熱伝導率が低下した。
比較鋼Ｎｏ．６０では、Ｎ量が過剰であり、熱間加工性が悪化した。
比較鋼Ｎｏ．６１では、Ｏ量が過剰であり、熱間加工性が悪化した。
比較鋼Ｎｏ．６２では、Ｔｉ量が過剰であり、十分な靭性が得られなかった。
比較鋼Ｎｏ．６３では、Ａｌ量が過剰であり、熱間加工性が悪く、また十分な靭性が得られなかった。
比較鋼Ｎｏ．６４では、Ｂが含有されておらず、マルテンサイトの割合が低かったので、十分な靱性が得られなかった。
比較鋼Ｎｏ．６５では、Ｂ量が過剰であり、熱間加工性が悪く、また十分な靭性が得られなかった。
比較鋼Ｎｏ．６６では、Ｂ＋Ｏ＋Ｎの量が過剰であり、熱間加工性が悪化した。
比較鋼Ｎｏ．６７では、成分組成は本発明の範囲を充たしているものの、式Ｋの値が低いものであるところ、熱間加工性が低いものであった。
Comparative Steel No. At No. 45, the amount of C was small, and sufficient quenching and tempering hardness could not be obtained.
Comparative Steel No. At No. 46, the amount of C was excessive, the hot workability was poor, and sufficient toughness could not be obtained.
Comparative Steel No. At 47, the amount of Si was excessive and the thermal conductivity decreased.
Comparative Steel No. At No. 48, the amount of Mn was excessive and the thermal conductivity decreased.
Comparative Steel No. At 49, the amount of Cr was small and the proportion of martensite was low, so that sufficient toughness could not be obtained.
Comparative Steel No. At 50, the amount of Cr was excessive, the thermal conductivity was lowered, and the softening resistance was also lowered.
Comparative Steel No. At No. 51, the amount of Cu was small and the proportion of martensite was low, so that sufficient toughness could not be obtained.
Comparative Steel No. At 52, the amount of Cu was excessive and the thermal conductivity decreased.
Comparative Steel No. At 53, the amount of Ni was excessive and the thermal conductivity decreased.
Comparative Steel No. At 54, the amount of Mo was excessive and the thermal conductivity decreased.
Comparative Steel No. At 55, the amount of W was excessive and the thermal conductivity decreased.
Comparative Steel No. At 56, the amount of Mo + 1 / 2W was small, and sufficient quenching and tempering hardness could not be obtained.
Comparative Steel No. At 57, the amount of Mo + 1 / 2W was excessive, and the thermal conductivity decreased.
Comparative Steel No. At 58, the amount of V was small, and sufficient quenching and tempering hardness could not be obtained.
Comparative Steel No. At 59, the amount of V was excessive and the thermal conductivity decreased.
Comparative Steel No. At 60, the amount of N was excessive and the hot workability deteriorated.
Comparative Steel No. At 61, the amount of O was excessive and the hot workability was deteriorated.
Comparative Steel No. At 62, the amount of Ti was excessive and sufficient toughness could not be obtained.
Comparative Steel No. In No. 63, the amount of Al was excessive, the hot workability was poor, and sufficient toughness could not be obtained.
Comparative Steel No. In 64, B was not contained and the proportion of martensite was low, so that sufficient toughness could not be obtained.
Comparative Steel No. At 65, the amount of B was excessive, the hot workability was poor, and sufficient toughness could not be obtained.
Comparative Steel No. At 66, the amount of B + O + N was excessive, and the hot workability was deteriorated.
Comparative Steel No. In No. 67, although the component composition satisfied the scope of the present invention, the value of the formula K was low, and the hot workability was low.
Claims (6)
Ｂ＋Ｏ＋Ｎ：０．０４２０％以下を充たし、さらに、次の式に示すＫの値が１５．６以上であること、を特徴とする熱間工具鋼。
式：Ｋ＝３６．０４−１２．６５Ｃ−１．５８Ｍｏ−０．７９Ｗ−９．３４Ｍｎ−１９．０１Ａｌ＋０．６９Ｎｉ−０．３４Ｃｕ
（ただし、この式の右辺の各元素記号には、鋼を構成する元素成分の百分率の数値を代入する。） By mass%, C: more than 0.35% to 0.70%, Si: 0.01% to 1.20%, Mn: 0.01% to 1.50%, Cr: 0.35% to 4. 00%, Cu: 0.10% to 2.50%, Ni: 0.10% to 2.99%, V: more than 0.10% to 0.55%, B: 0.0001% to 0.0100 %, O: 0.0050% or less, containing either one or both of Mo and W, and Mo: 3.00% or less, W: 6.00% or less, Mo + 1/2 W: 0 .50% to 3.00%, the balance is steel consisting of Fe and unavoidable impurities.
B + O + N: A hot tool steel that satisfies 0.0420% or less and further has a K value shown in the following formula of 15.6 or more.
Formula: K = 36.04-12.65C-1.58Mo-0.79W-9.34Mn-19.01Al + 0.69Ni-0.34Cu
(However, the numerical value of the percentage of the elemental components constituting the steel is substituted for each element symbol on the right side of this equation.)
Ｂ＋Ｏ＋Ｎ：０．０４２０％以下を充たし、さらに、次の式に示すＫの値が１５．６以上である熱間工具鋼。
式：Ｋ＝３６．０４−１２．６５Ｃ−１．５８Ｍｏ−０．７９Ｗ−９．３４Ｍｎ−１９．０１Ａｌ＋０．６９Ｎｉ−０．３４Ｃｕ
（ただし、この式の右辺の各元素記号には、鋼を構成する元素成分の百分率の数値を代入する。） In addition to the component according to claim 1, N: 0.0001% to 0.0400% is further contained.
B + O + N: Hot tool steel in which 0.0420% or less is satisfied and the value of K shown in the following formula is 15.6 or more.
Formula: K = 36.04-12.65C-1.58Mo-0.79W-9.34Mn-19.01Al + 0.69Ni-0.34Cu
(However, the numerical value of the percentage of the elemental components constituting the steel is substituted for each element symbol on the right side of this equation.)
Ｂ＋Ｏ＋Ｎ：０．０４２０％以下を充たし、さらに、次の式に示すＫの値が１５．６以上である熱間工具鋼。
式：Ｋ＝３６．０４−１２．６５Ｃ−１．５８Ｍｏ−０．７９Ｗ−９．３４Ｍｎ−１９．０１Ａｌ＋０．６９Ｎｉ−０．３４Ｃｕ
（ただし、この式の右辺の各元素記号には、鋼を構成する元素成分の百分率の数値を代入する。） In addition to the component according to any one of claims 1 and 2, Ti: 0.001% to 0.150% is further contained.
B + O + N: Hot tool steel in which 0.0420% or less is satisfied and the value of K shown in the following formula is 15.6 or more.
Formula: K = 36.04-12.65C-1.58Mo-0.79W-9.34Mn-19.01Al + 0.69Ni-0.34Cu
(However, the numerical value of the percentage of the elemental components constituting the steel is substituted for each element symbol on the right side of this equation.)
Ｂ＋Ｏ＋Ｎ：０．０４２０％以下を充たし、さらに、次の式に示すＫの値が１５．６以上である熱間工具鋼。
式：Ｋ＝３６．０４−１２．６５Ｃ−１．５８Ｍｏ−０．７９Ｗ−９．３４Ｍｎ−１９．０１Ａｌ＋０．６９Ｎｉ−０．３４Ｃｕ
（ただし、この式の右辺の各元素記号には、鋼を構成する元素成分の百分率の数値を代入する。） In addition to the component according to any one of claims 1 to 3, it further contains Al: 0.001% or more and 0.200% or less.
B + O + N: Hot tool steel in which 0.0420% or less is satisfied and the value of K shown in the following formula is 15.6 or more.
Formula: K = 36.04-12.65C-1.58Mo-0.79W-9.34Mn-19.01Al + 0.69Ni-0.34Cu
(However, the numerical value of the percentage of the elemental components constituting the steel is substituted for each element symbol on the right side of this equation.)
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