JP3943499B2 - 鋼及び中間製品を製造するための方法 - Google Patents

Description

マルテンサイト系の耐食性工具鋼は、実際的用途において腐食媒体にさらされそして同時にその硬さに関する厳密な要件を満たさなければならない工具の製造に用いられる。

金属切削製造方法は、工業的な製造技術の重要な要素を構成し、そしてプラスチック加工用工具の製造における主要な原価単位である。このように、序文に述べたタイプの鋼の経済的な使用は、かなりの程度まで、その被削性及びその耐食性に依存しており、そしてその耐食性は鋼のクロム含有量により決定的に影響を受ける。本明細書において、「被削性」とは、所定の条件下で切削されるべき材料の特性をいう。

前記タイプの鋼から製造された工具の耐食性に関する特定の要件は、プラスチック加工産業区分（ｓｅｇｍｅｎｔ）において発生する。この産業区分において、冷媒及び洗浄媒体との接触、周囲雰囲気との接触及び加工されるべきプラスチック自体との接触は、多くの場合、個々の工具を腐食にさらすことに至る。

良好な加工性を有するマルテンサイト系ステンレス鋼は、ＥＰ０７２１５１３Ｂ１より公知である。この公知の鋼は、クロム１０〜１４質量％を含有している。その被削性を改善するために、前記鋼は、更に、硫黄少なくとも０．１５％及び銅１．０〜３．５％を含んでいる。銅の添加は、合金の硬さへ追加的なポジティブの影響を与える。

前記欧州特許明細書に記載の鋼とは別に、多数のクロム合金耐食性鋼が公知であり、そのクロム含有量は、１１．０〜１７．０質量％である。これらの例として、例えば、鋼−鉄リスト（ｓｔｅｅｌ−ｉｒｏｎ ｌｉｓｔ）において、材料番号１．２０８０、１．２０８２、１．２０８３、１．２０８５、１．２２０１、１．２３１４、１．２３１６、１．２３１９、１．２３６１、１．２３７６、１．２３７８、１．２３７９、１．２３８０、１．２４３６、及び１．２６０１として表示されている鋼を挙げることができる。これらの鋼は、通常、炭素、ケイ素、及びマンガンを用いて合金化される。これらの鋼は、場合により、カーバイドフォーマ、例えば、モリブデン、バナジウム、又はタングステンも含む。

公知の鋼の加工は、それぞれの炭素含有量及び炭化物含有量に応じて実施される。例えば、課題としているタイプの鋼は、工具製造業者により２８５〜３２５ＨＢの硬さで熱処理された状態で用いられる。この硬さにおいては、材料は、まだ切削されることができる。これらの鋼は、ソフトアニーリングされた状態でも加工され、この場合の鋼の硬さは最大２５０ＨＢである。硬さの低い、このような鋼は、良好に加工することができるが、通常に必要とされる４６〜６０ＨＲＣのインストレーション硬さ（ｉｎｓｔａｌｌａｔｉｏｎ ｈａｒｄｎｅｓｓ）を達成するためには加工後に熱処理を要する。従って、仕上げが必要である。

ユーザーが極度の最終硬さを必要としている場合には、経済的な金属切削加工は、公知の鋼においてはもはや不可能である。この問題は、引き続きの熱処理を伴ったソフトアニーリングされた状態において加工することにより解決されるが、しかしながら、かかる仕上げの熱処理は、この追加の処理工程のコストという不都合だけでなくクラック形成の危険及び加熱の結果として発生する要素の歪みに関連する。

前記鋼−鉄リストに示されている公知の鋼は、その溶接性が炭素含有量及び合金組成により低減されるという一層の不都合に関連している。しかしながら、良好な溶接性は、プラスチック加工の分野において絶対的に必須である。後で生じる設計の変更のため及び必要な修理のため、工具に溶接を施すことがしばしば必要となる。

実際的適用の要件を満たし、とりわけ、プラスチック加工において遭遇する問題に対応する鋼を決定することは、かかる鋼が耐食性、易被削性、及び易溶接性でなければならないばかりでなく、さらに実際の操作において経験する力を吸収することができるように十分に靭性でなければならないという事実により一層複雑になっている。また別に、かなりの曲げの力、ねじりの力、圧縮の力、及び引張の力もクラックを引き起こすという危険性が存在する。

公知の鋼は、これらの要件のすべてを同時に満たすものでないことが示されている。例えば、その増量された硫黄含有量により易被削性である鋼は、不十分な靭性を示し、一方、その炭素量の増量により硬さの増した鋼は、耐食性が不十分である。

従って、本発明の課題は、とりわけプラスチック加工産業用の工具の製造に適した鋼であって、硬さに富み（ｖｅｒｙ ｈａｒｄ）及び耐食性であるばかりでなく、十分な靭性、被削性、及び溶接性も有しており、それにより、実際的要件を満たす鋼を提供することである。更に、本発明は、前記鋼から中間製品を製造する方法を提供する。本明細書中で、「中間製品」という語は、長い製品（ｌｏｎｇ ｐｒｏｄｕｃｔｓ）、平たい製品（ｆｌａｔ ｐｒｏｄｕｃｔｓ）、又は引き続いて更なる加工に付される他の目的物をも含んでいる。

材料に関して、前記の課題は、鋼、とりわけ、腐食にさらされる工具用の鋼であって、
Ｃ：最少０．０２％かつ最大０．１２％；
Ｓｉ：最大１．５％；
Ｍｎ：１．０より多く２．５０％まで；
Ｐ：最大０．０３５％；
Ｓ：最少０．０４％かつ０．１５％より少なく；
Ｃｒ：８．０％より多くかつ１２％より少なく；
Ｍｏ：０．０％より多くかつ最大０．２０％；
Ｖ：０．０％より多くかつ最大０．２５％；
Ｎｂ：０．１％より多くかつ最大０．５％；
Ｎ：少なくとも０．０２％かつ最大０．１２％；
Ｎｉ：最大０．５％；
Ｂ：最大０．００５％；
Ｃｕ：最大０．３％；
Ａｌ：最大０．０３５％；
Ｓｎ：最大０．０３５％；
Ａｓ：最大０．０２％；
元素Ｃａ、Ｍｇ又はＣｅの少なくとも一つ：０．０００２％より多くかつ最大０．０１５％（前記元素の含有量の総和）
の組成（質量％で示す）を有し、
残部は、鉄及び不可避の不純物である、前記鋼により解決される。

本発明に係るニオブ合金工具鋼は、被削性、硬さ、耐食性、溶接性、及び靭性の最適な組み合わせを特徴としている。これは、３００〜４５０ＨＢの硬さを達成する。比較的高い硫黄含有量にもかかわらず、その靭性は、実際的適用の要件を満たす硬さを有する一般的タイプの鋼にとって良好である。

その被削性を改善するために、本発明に係る鋼は、硫黄含有量がいずれの場合も０．１５質量％より少ない硫黄合金である。好ましくは、前記鋼は、少なくとも０．０４質量％を含み、良好な被削性を安全に保証する。組成に必要とされる他の条件を考慮すると、本発明に係る鋼が少なくとも０．０７質量％の硫黄を含んでいる場合に、一層良好な被削性を達成することができる。

かかる硫黄含有量にもかかわらず、本発明に係る鋼は、良好な靭性を示す。これは、硫黄と一緒の鋼が、元素、すなわち、カルシウム、マグネシウム又はセリウムの少なくとも一つを、その総和が０．０００２質量％より多く０．０１５質量％以下である量で含有していることにより達成される。これらの元素は、鋼のマトリックス中で硫化物が球状化することを可能とし、それによって、前記鋼の靭性を改善する。このことは、例えば、本発明に係る鋼がカルシウム０．００１〜０．００９質量％を含有している場合に、安全に達成することができる。

本発明に係る鋼においては、最大０．１２質量％の低い炭素含有量及び最大０．１２質量％の低い窒素含有量及び０．１〜０．５質量％のニオブ含有量を用いることにより、３００〜４５０ＨＢに達する硬さに寄与する硬い相が形成される。それと同時に、タフネス特性にポジティブな影響を与える個々の前記硬い相が、とりわけ微細でかつ均一な分布で析出する。

合金のこれらの有利な特徴は、本発明に係る鋼の硬さ係数（ｈａｒｄｎｅｓｓ ｆａｃｔｏｒ）Ｈｆが下記条件：
０．０４７＜Ｈｆ≦０．０９５
［式中、硬さ係数Ｈｆは、式：
Ｈｆ＝０．１１−％Ｎｂ／７．１４
（％Ｎｂは、鋼の各Ｎｂ含有量を示している）に従って計算される］
を満たすようにニオブ含有量が設定されている場合に、ニオブを用いることによりとりわけ顕著である。ニオブ含有量がこの方法で選択される場合、本発明に係る鋼においてマトリックス中に１２％より少ない含有量で含まれているクロムが腐食抑制不動態層（corrosion-inhibiting passive layer）を形成するのに十分に有効なように、硬い相を形成するように、存在している炭素及び窒素は、元素ニオブによって多量に（ｌａｒｇｅｌｙ）設定される。このように、本発明に係る鋼は、比較的低いクロム含有量にもかかわらず、顕著な耐食性、及び同時に高度の硬さを有している。

更に、本発明に係る鋼においては、溶接シーム中でクラック形成に至ることがある元素の含有量が、最少限度まで低減される。本発明に係る鋼の最適な溶接性は、本発明に係る鋼において式：
Ｓｆ＝%Ｃ+５x%Ｂ+２x%Ｃｕ+(%Ｐ+%Ｓ)/２+(%Ｍｏ+%Ｃｒ)/４+%Ｍｎ/１０
〔式中、%Ｃ、%Ｂ、%Ｃｕ、%Ｐ、%Ｓ、%Ｍｏ、%Ｃｒ、及び%Ｍｎは、鋼のＣ、Ｂ、Ｃｕ、Ｐ、Ｓ、Ｍｏ、Ｃｒ、及びＭｎの各含有量を示している〕
に従って計算される溶接係数（ｗｅｌｄ ｆａｃｔｏｒ）Ｓｆが、条件：
Ｓｆ＜３．９９
を満たすことにより保証することができる。

序文に述べた公知の工具鋼の靭性は、炭素含有量及び炭化物含有量により並びに硫黄含有量の程度により、及び硫化物の分布及び形態（ｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙ）によりネガティブに影響される。本発明に係る鋼のみが、最大で０．１２％の炭素を含有している。このように、その炭化物含有量も制限される。更に、粒界有効元素（ｇｒａｉｎ−ｂｏｕｎｄａｒｙ ｅｆｆｅｃｔｉｖｅ ｅｌｅｍｅｎｔｓ）の含有量が本発明に係る鋼において最小限度まで低減されるので、その靭性は、他の硫黄合金鋼と比較した場合に増大している。

課題としているタイプの鋼中の粒界有効元素は、凝固工程の間、並びにホットフォーミング及び／又は所定の温度での熱処理の間に、結晶粒界において偏析することが見出された。前記偏析は、凝集力の低下をもたらし、従ってしばしばクラック形成の原因となる。本発明に係る鋼において脆化係数（ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ ｆａｃｔｏｒ）ＫＧｆが、下記条件：
ＫＧｆ＜１．０７
［ここで、脆化係数ＫＧｆは、式：
ＫＧｆ＝2.97x%Ｃｕ+3.2x(%Ｓｎ+%Ａｓ)+0.55x%Ａｌ+5.42x%Ｐ+0.98x%Ｎ
〔式中、%Ｃｕ、%Ｓｎ、%Ａｓ、%Ａｌ、%Ｐ、及び%Ｎは、鋼のＣｕ、Ｓｎ、Ａｓ、Ａｌ、Ｐ及びＮの各含有量を示している〕に従って計算される］
を満たす結果として、粒界有効元素のネガティブな影響、及び従って関連したクラック形成の危険性をねらい通りに最少にすることができる。

本発明に係る組成の鋼からのコンポーネントの製造（特に、腐食にさらされる工具の製造）のための中間製品の製造方法に関して、前記課題は、少なくとも下記の製造工程：
本発明に係る鋼を溶融する工程；
前記鋼をキャスティングして、原料、例えば、インゴット、スラブ、連続キャストバー、薄スラブ、又はキャストストリップを形成する工程；
１２００〜１２８０℃の温度で原料を拡散アニーリング（ｄｉｆｆｕｓｉｏｎ ａｎｎｅａｌｉｎｇ）する工程；及び
アニーリングした原料をホットフォーミングしてコンポーネントを形成する工程
を実施することによって解決される。

本発明に従って選択された温度範囲においてアニーリングを実施する原料の拡散アニーリングは、含まれている合金元素の均一分布が達成されるように、凝固による偏析の補正（ｃｏｍｐｅｎｓａｔｉｏｎ）を生じる。中間製品を形成する原料の引き続いてのホットフォーミングの間、ミクロ構造及び材料の等方性が影響を受ける。少なくとも１．５の変形度Φを用いてホットフォーミングを実施することにより、改善されたミクロ構造及び材料のより高い等方性を達成することができる。

本発明に係る方法の情況内で、ホットフォーミングは、鍛造加工によって、又は大きな寸法を製造しようとする場合には熱間圧延によって、実施することができる。ホットフォーミングは、好ましくは、８５０℃〜１１００℃の温度で実施する。この温度範囲において、本発明に従って用いられる材料は、低い降伏応力及び良好な靭性を有しており、最適な変形能が生じる。こうして、迅速に、経済的に、及び高い生産高で、ホットフォーミングを実施することができる。

ホットフォーミング後、本発明に従って生成されたワークピースを、変形熱から取り出し、そして好ましくは、空気に露出して保持する。空気に露出して保持される場合、材料は、緩やかにそして完全にオーステナイト状態からマルテンサイト状態へと転移を起こす。かかる緩やかな冷却は、４５０ＨＢまでの材料の所望の硬さを調節するばかりでなく、歪み又はストレスクラックが仕上げされた中間製品において生じないように熱ストレス及び変態ストレスが十分に回避される。

必要により、８５０℃〜１０５０℃の温度で追加の熱処理を行い、引き続いて冷媒、例えば、空気、油、水、又はポリマーを用いて制御された冷却を実施することによって、好ましくは、熱処理に続いて４００℃〜６５０℃の温度で焼もどしを実施することによって、変形熱の後に、空気にさらされて保持されていた製品中に存在している硬さと異なる中間製品の硬さを生成することができる。とりわけ、この熱処理により３００ＨＢの下限値まで下がった低い硬さの値も達成することができる。

以下、本発明をいくつかの例示的な態様によって更に詳細に説明する。以下の図面が示されている：
図１：ドリル穿孔試験の間のカッター損耗、ドリルにより移動した距離に関して；及び
図２：種々の鋼について測定された衝撃曲げ仕事量（ｉｍｐａｃｔ ｂｅｎｄｉｎｇ ｗｏｒｋ）、脆化係数ＫＧｆに関して。

表１は、本発明に係る鋼Ａ、Ｂ、Ｃの合金と、本発明の部分を構成しない比較用の鋼４つＤ、Ｅ、Ｆ、Ｇとの間の比較である。更に、表２は、鋼Ａ〜Ｇのブリネル硬さ数、並びに硬さ係数（Ｈｆ）、溶接係数（Ｓｆ）、及び脆化係数（ＫＧｆ）を示している。

鋼Ａ〜Ｇの被削性を試験するために、材料番号１．３３４３を持つ高速度鋼から製造されたコートされていないヘリカルドリルを用いて、これらの鋼から製造されたコンポーネントに対してドリル穿孔試験を実施した。この目的に対して、硬さ３００〜４００ＨＢを有する鋼において２４ｍｍ深さの穴をドリル穿孔した。それぞれの場合において、切削速度は、１２ｍ／ｍｉｎであり、そして前方への送りは、０．１２ｍｍ／回転であった。

合計で２００、１２００及び２４００ｍｍのドリル移動後、ヘリカルドリルのカッティングエッジ上の損耗を測定した。本発明に係る鋼Ａ、Ｂ、Ｃの合金は、その硬さが大きいにもかかわらず、ドリルのカッティングエッジ上の損耗の発生が少ないことが明らかとなった（図１）。従って、その被削性は、本発明の部分を構成しない通常の鋼Ｄ、Ｅ、Ｆ及びＧの被削性と比較した場合、明らかに改善されている。

鋼−鉄試験シート１３１４に従った衝撃曲げ試験を実施して、工具鋼の靭性を測定した。この試験は、切欠きのない試験片を粉砕するのに必要とされる衝撃曲げ仕事量を測定するものであり、材料の靭性の測定値を与える。寸法７ｘ１０ｘ５５ｍｍの使用した試験片は、調査した鋼Ａ〜Ｇの変形の方向から取り出した。この鋼は、３００〜４００ＨＢの硬さを有していた。

前記試験を、室温で実施した。図２に含まれる値（試験した３個体の試験片からの平均値）によって示されるように、脆化係数ＫＧｆが増加するにつれ、測定された衝撃曲げ仕事量には明らかな減少がある。明らかに２００Ｊを越える値を持った、本発明に係る鋼Ａ、Ｂ及びＣは、所望の高い靭性レベルを有しているが、一方、脆化係数が増加した比較用の鋼Ｄ、Ｅ、Ｆ及びＧは、５０〜１５０Ｊの値を生じるに過ぎず、すなわち、その靭性は明らかに劣っていた。

浸漬試験を、０．５％の塩化ナトリウム水溶液中で実施して、表１に示した鋼の耐食性を調べた。１時間の露出後、試験片を再度浸漬に付する前に３０分間空気に当てることにより乾燥させた。かかる浸漬及び乾燥のサイクルを全部で９回行った後、初めに仕上げ磨き（ｆｉｎｉｓｈ−ｇｒｏｕｎｄ）されていた試験片の外観を評価した。

試験の終了後、本発明に係る鋼Ａ〜Ｃの試験片の表面には実質的に明らかな錆はなかった。このことは、適切な耐食性を示唆している。対照的に、比較用の鋼Ｄ、Ｅ及びＧは、表面の大部分が試験サイクルの後すでに腐食していたように、試験溶液の結果として多量の腐食を示した。比較用の鋼Ｆのみが、その高いクロム含有量のゆえ及び硫黄を含まないゆえに、より耐食性があった。しかしながら、この鋼Ｆは、組成中に硫黄を欠くために、試験したすべての鋼の中で好都合な被削性は最低であった。

説明した例は、本発明に係る鋼が安全に３００ＨＢ〜４５０ＨＢの所望の硬さを達成するばかりでなく、良好な被削性を表すことを示している。対照的に、本発明の部分を構成しない鋼は、本発明に従って考慮されるべき硬さ係数Ｈｆの条件を満たさず、この特性の組み合わせを達成しない。

この事態は、本発明に係る鋼が、溶接性係数Ｓｆに関連して満たさなければならない値の情況においても同様である。従って、その溶接係数Ｓｆが本発明に従って想定される限界値を越える比較用の鋼は、本発明に係る鋼の場合より有意に不都合な溶接挙動を示す。このことは、とりわけ溶接クラックの発生において明らかであり、その阻止には本発明の部分を構成しない鋼において高価な予備加熱及び引き続きの処理を必要とする。

最後に、これらの例は、鋼Ａ、Ｂ、Ｃ中の粒界有効元素、例えば、Ｃｕ、Ｓｎ、Ａｓ、Ａｌ、Ｐ、及びＮの含有量の本発明に従った制限の結果として、それぞれの脆化係数ＫＧｆが低く保たれ、そしてその結果として課題としているタイプの鋼について良好な靭性が達成されたことを証拠をもって示している。

ドリルにより移動した距離に関する、ドリル穿孔試験の間のカッター損耗。 脆化係数ＫＧｆに関する、種々の鋼について測定された衝撃曲げ仕事量（ｉｍｐａｃｔ ｂｅｎｄｉｎｇ ｗｏｒｋ）。

Claims (19)

1. Ｃ：最少０．０２％かつ最大０．１２％；
   Ｓｉ：最大１．５％；
   Ｍｎ：１．０％より多く２．５０％まで；
   Ｐ：最大０．０３５％；
   Ｓ：最少０．０４％かつ０．１５％より少なく；
   Ｃｒ：８．０％より多くかつ１２％より少なく；
   Ｍｏ：０．０％より多くかつ最大０．２０％；
   Ｖ：０．０％より多くかつ最大０．２５％；
   Ｎｂ：０．１％より多くかつ最大０．５％；
   Ｎ：少なくとも０．０２％かつ最大０．１２％；
   Ｎｉ：０．０％より多くかつ最大０．５％；
   Ｂ：０．０％より多くかつ最大０．００５％；
   Ｃｕ：０．０％より多くかつ最大０．３％；
   Ａｌ：０．０％より多くかつ最大０．０３５％；
   Ｓｎ：０．０％より多くかつ最大０．０３５％；
   Ａｓ：０．０％より多くかつ最大０．０２％；
   元素Ｃａ、Ｍｇ、又はＣｅの少なくとも一つ：０．０００２％より多くかつ最大０．０１５％（前記の元素の含有量の総和）
   の組成（質量％で表示）を有し、
   残部は、鉄及び不可避の不純物である、鋼。
2. 前記鋼が腐食にさらされる工具用である、請求項１に記載の鋼。
3. Ｃａ０．００１〜０．００９質量％を含有していることを特徴とする、請求項１又は２に記載の鋼。
4. 硬さ係数Ｈｆが、下記条件：
   ０．０４７＜Ｈｆ≦０．０９５
   ［式中、Ｈｆ＝０．１１−％Ｎｂ／７．１４であり、％Ｎｂは、鋼の各Ｎｂ含有量を示している］
   を満たすことを特徴とする、請求項１〜３のいずれか一項に記載の鋼。
5. 溶接係数Ｓｆが、下記条件：
   Ｓｆ＜３．９９
   ［式中、
   Ｓｆ＝%Ｃ+５x%Ｂ+2x%Ｃｕ+(%Ｐ+%S)/２+(%Ｍｏ+%Ｃｒ)/４+%Ｍｎ/１０
   であり、そして%Ｃ、%Ｂ、%Ｃｕ、%Ｐ、%Ｓ、%Ｍｏ、%Ｃｒ、及び%Ｍｎは、鋼のＣ、Ｂ、Ｃｕ、Ｐ、Ｓ、Ｍｏ、Ｃｒ及びＭｎの各含有量を示している］
   を満たすことを特徴とする、請求項１〜４のいずれか一項に記載の鋼。
6. 脆化係数ＫＧｆが、下記条件：
   ＫＧｆ＜１．０７
   ［式中、
   ＫＧｆ＝2.97x%Ｃｕ+3.2x(%Ｓｎ+%Ａｓ)+0.55x%Ａｌ+5.42x%Ｐ+0.98%Ｎ
   であり、そして%Ｃｕ、%Ｓｎ、%Ａｓ、%Ａｌ、%Ｐ、及び%Ｎは、鋼のＣｕ、Ｓｎ、Ａｓ、Ａｌ、Ｐ及びＮの各含有量を示している］
   を満たすことを特徴とする、請求項１〜５のいずれか一項に記載の鋼。
7. 前記鋼が少なくとも０．０５質量％の硫黄を含有していることを特徴とする、請求項１〜６のいずれか一項に記載の鋼。
8. 前記鋼が硫黄少なくとも０．０７質量％を含有していることを特徴とする、請求項１〜７のいずれか一項に記載の鋼。
9. 下記の工程：
   鋼を溶融する工程；
   前記鋼をキャスティングして、原料を形成する工程；
   １２００〜１２８０℃の温度で原料を拡散アニーリングする工程；及び
   アニーリングした原料をホットフォーミングして中間製品を形成する工程
   を含む、請求項１〜８のいずれか一項に記載の組成を有する鋼からの、コンポーネントの製造のための中間製品の製造方法。
10. 前記原料が、インゴット、スラブ、連続キャストバー、薄スラブ、又はキャストストリップである、請求項９に記載の方法。
11. 前記コンポーネントが、腐食にさらされる工具である、請求項９又は１０に記載の方法。
12. ホットフォーミングを鍛造により実施することを特徴とする、請求項９〜１１のいずれか一項に記載の方法。
13. ホットフォーミングを熱間圧延により実施することを特徴とする、請求項９〜１１のいずれか一項に記載の方法。
14. ホットフォーミング後、前記中間製品を空気に露出して保持することを特徴とする、請求項９〜１３のいずれか一項に記載の方法。
15. ホットフォーミングを８５０℃〜１１５０℃の温度で実施することを特徴とする、請求項９〜１４のいずれか一項に記載の方法。
16. ホットフォーミング後、前記中間製品を８５０℃〜１０５０℃の温度で熱処理し、そして熱処理後、冷媒を用いて制御された冷却に付することを特徴とする、請求項９〜１５のいずれか一項に記載の方法。
17. 前記冷媒が、空気、油、水、又はポリマーである、請求項１６に記載の方法。
18. 冷却後、４００℃〜６５０℃の温度で焼もどしを実施することを特徴とする、請求項１６又は１７に記載の方法。
19. 請求項１〜８のいずれか一項に記載の組成を有する鋼を用いることを特徴とする、プラスチック加工用工具の製造方法。

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