TW201718880A - 模具用鋼及成形模 - Google Patents

Abstract

本發明之模具用鋼包含0.35<C<0.55mass%、0.003≦Si<0.300mass%、0.30<Mn<1.50mass%、2.00≦Cr<3.50mass%、0.003≦Cu<1.200mass%、0.003≦Ni<1.380mass%、0.50<Mo<3.29mass%、0.55<V<1.13mass%、及0.0002≦N<0.1200mass%，剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質，且滿足0.55<Cu+Ni+Mo<3.29mass%，本發明之成形模包含由此種模具用鋼構成之模具及/或模具零件。

Description

模具用鋼及成形模

本發明係關於一種模具用鋼及使用其之成形模。成形模係藉由模具或模具零件之單獨或組合而構成。成形模可用於壓鑄、塑膠之射出成形、橡膠之加工、各種鑄造、溫鍛造、熱鍛造、熱壓印(hot stamp)等。該等成形模具有與溫度高於室溫之被成形物接觸之部位。

用於壓鑄、射出成形、熱~溫之塑性加工等之模具通常藉由進行素材之淬火、回火，並利用模具雕刻加工等加工成既定之形狀而製造。又，於使用此種模具進行熱~溫之加工時，模具承受較大之熱循環及較大之負荷。因此，對用於此種模具之材料要求韌性、高溫強度、耐磨性、耐破裂性、耐熱裂(heat check)性等優異。然而，一般而言，於模具用鋼中，難以同時提高數種特性。

因此，為了解決該問題，自習知以來提出有各種方案。例如，於專利文獻1中，揭示有：一種模具用鋼，其係以質量%計，包含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、以V、W、Nb及Ta中之1種或2種以上之合計計：0.01~2.0、Al：0.002~0.04、N：0.002~0.04、以及O：0.005以下，剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質。於該文獻中，記載有：藉由對此種材料於既定之條件下 進行熱處理，而熱疲勞特性及軟化阻力變高，藉此可抑制熱裂及水冷孔破裂。

於專利文獻2中，揭示有：一種模具用鋼，其係以質量%計，包含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及Ta中之1種或2種以上之合計：0.01~2.0%，Al：0.002~0.04%、以及N：0.002~0.04%，剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質。於該文獻中，記載有：此種材料之淬火性良好；及藉由對該材料於既定之條件下進行熱處理，而獲得所需要之衝擊值，能夠實現模具壽命之高壽命化，且切削加工亦變得容易。

於專利文獻3中，揭示有：一種模材用鋼，其含有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%、及選自由V及W所組成之群中之至少1種之總量：0.01~1.0質量%，剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質。於該文獻中，記載有：藉由對此種材料於既定之條件下進行熱處理，而軟化阻力變高，且耐磨性亦提高。

於專利文獻4中，揭示有：一種工具鋼，其包含C：0.26~0.55重量%、Cr：未滿2重量%、Mo：0~10重量%、W：0~15重量%(其中，W與Mo之含量以合計計為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S：0~1重量%，剩餘部分包含鐵及不可避免之雜質。於該文獻中，記載有：藉由設為此種組成，而與習知之工具鋼相比熱導率變高。

進而，於專利文獻5中，揭示有：一種模具用鋼，其係以質量%計，包含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0.004≦N≦0.040，剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質。於該文獻中，記載有：藉由設為此種組成，可提高模具之熱導率。

藉由模具或模具零件之單獨或組合而構成之成形模具有與溫度高於室溫之被成形物接觸之部位，因此於使用中被暴露於溫度之上升及下降之熱循環中。根據用途，亦存在被施加較高之壓力之情形。由於能承受該嚴酷之熱循環，故而模具或模具零件可於淬火、回火狀態下使用。淬火時之加熱條件亦取決於鋼材之組成、用途、模具之大小等，但多數情形下係於1030℃下保持1~3Hr左右。另一方面，於工業上，通常為於淬火時將較大之模具與較小之模具一起進行加熱之「混載」。但是，於進行混載之情形時，若使淬火時之加熱條件配合較大之模具，則較小之模具被過度加熱，而晶粒粗大化。

又，近年來，為了縮短壓鑄之週期時間或減輕燒蝕或減輕熱裂，將冷卻效率優異之高熱導率鋼(熱導率λ：24~27[W/m/K])用於壓鑄模具之情形正逐漸增加。高熱導率鋼由於提高熱導率，故而與通常之熱模鋼之Cr量(約5%)相比被大幅度低Cr化。另一方面，由於低Cr鋼於淬火時殘留之碳化物較少，故而為了防止淬火時之晶粒粗大化，必須降低淬火溫度。但是，於同時製造數個模具之情形時，存在：於一部分模具之淬火溫度與其他模具之淬火溫度不同時，無法混載的問題。

又，若Cr含量較少，則尤其於Mn或Mo之含量較多 之情形時，難以進行退火。亦即，對可進行機械加工之硬度之軟質化需要長時間之熱處理，而會導致成本增加。進而，亦已知有藉由將Cr設為0.5mass%以下，而熱導率λ超過42[W/m/K]之鋼。但是，此種鋼由於高溫強度及耐蝕性較低，故而不推薦使用於被暴露於溫度循環之模具零件。

即，對被暴露於溫度循環之模具用鋼要求：(a)可確保必需之高溫強度及耐蝕性；(b)能夠實現素材之低成本化(即，退火性良好、且軟質化之熱處理較為容易)；(c)能夠實現淬火之生產性提高(即混載)；(d)具有能夠縮短週期時間或者減輕模具之燒蝕或熱裂之程度之較高之熱導率；及(e)於淬火時，可維持能夠防止模具之破裂之程度之微細之沃斯田鐵(austenite)晶粒(可防止晶粒之粗大化)。

但是，習知以來並無提出有同時滿足此種要求之鋼之例。

[先前技術文獻] [專利文獻]

專利文獻1：日本專利特開2008-056982號公報

專利文獻2：日本專利特開2008-121032號公報

專利文獻3：日本專利特開2008-169411號公報

專利文獻4：日本專利特表2010-500471號公報

專利文獻5：日本專利特開2011-094168號公報

本發明所欲解決之問題在於提供一種高溫強度及耐蝕性優異、退火性良好、淬火之生產性較高、高熱導率、且於淬火時能夠生成微細之沃斯田鐵晶粒之模具用鋼，及由使用其之模具或模具零件構成之成形模。

為了解決上述問題，本發明之成形模之主旨係具備以下之構成。

(1)上述成形模係藉由模具或模具零件之單獨或組合而構成，且包含與溫度高於室溫之被成形物直接接觸之部位。

(2)上述模具及上述模具零件之至少1者包含模具用鋼，該模具用鋼包含0.35<C<0.55mass%、0.003≦Si<0.300mass%、0.30<Mn<1.50mass%、2.00≦Cr<3.50mass%、0.003≦Cu<1.200mass%、0.003≦Ni<1.380mass%、0.50<Mo<3.29mass%、0.55<V<1.13mass%、及0.0002≦N<0.1200mass%，剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質，且滿足0.55<Cu+Ni+Mo<3.29mass%，且硬度超過33HRC且為57HRC以下，淬火時之原沃斯田鐵晶粒度序號為5以上，使用雷射閃光法所測得之於25℃下之熱導率λ超過27.0[W/m/K]。

本發明之模具用鋼之主旨在於：包含0.35<C<0.55mass%、0.003≦Si<0.300mass%、0.30<Mn<1.50mass%、2.00≦Cr<3.50mass%、0.003≦Cu<1.200mass%、0.003≦Ni<1.380mass%、0.50<Mo<3.29mass%、0.55<V<1.13mass%、及0.0002≦N<0.1200mass%，剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質，且滿足 0.55<Cu+Ni+Mo<3.29mass%。

於本發明中，(a)為了確保回火硬度，將C、Mo及V之量精確化，(b)為了確保高熱導率，將Si、Cr及Mn之量精確化，且(c)為了確保淬火性及退火性，將Cr及Mn之量精確化。

進而，於本發明中，為了將原沃斯田鐵晶粒微細化，積極地併用釘扎效應(pinning effect)與溶質拖曳效應(solute drag effect)。

即，(d)將與藉由釘扎效應(pinning effect)抑制晶界之移動之VC粒子相關之C、V、及N之量精確化，(e)將屬於藉由溶質拖曳效應(solute drag effect)抑制晶界之移動之固溶元素之Cu、Ni、及Mo之量精確化。

其結果，本發明之模具用鋼係高溫強度及耐蝕性優異、退火性良好、淬火之生產性較高、高熱導率，且於淬火時可生成微細之沃斯田鐵晶粒。

圖1係於混載之加熱時之爐溫與模具溫度之推移之模式圖。

圖2係表示Cr量與退火材料之維氏硬度之關係之圖。

圖3係表示V量與淬火時之γ晶粒度序號之關係之圖。

圖4係表示(Cu+Ni+Mo)量與淬火時之γ晶粒度序號之關係之圖。

以下，對本發明之一實施形態詳細地進行說明。

[1.模具用鋼]

本發明之模具用鋼包含如下所述之元素，剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質。添加元素之種類、其成分範圍、及其限定理由如下所述。

[1.1.主構成元素]

(1)0.35<C<0.55mass%：

於淬火速度較慢、且回火溫度較高之情形時，C量越少，則越難以穩定地獲得超過33HRC之硬度。因此，C量必須超過0.35mass%。C量較佳為超過0.36mass%，進而較佳為超過0.37mass%。另一方面，若C量變為過剩，則粗大之碳化物增加，其成為龜裂之起點而韌性下降。又，殘留沃斯田鐵增加，其於回火時變為粗大之變韌鐵，因此韌性下降。進而，若C量變為過剩，則焊接性下降。又，最高硬度變得過高而機械加工亦變困難。因此，C量必須未滿0.55mass%。C量較佳為未滿0.54mass%。

(2)0.003≦Si<0.300mass%：

一般而言，Si量越少，則熱導率越高。但是，即便將Si量超過需要地減少，亦會導致熱導率提高之效果變為飽和傾向，而更難以獲得高熱導率化之效果。又，若Si量變得過少，則機械加工時之可切削性顯著劣化。進而，將Si量超過需要地減少雖藉由原材料之嚴選或精煉之精確化不能說不可能，但會招致顯著之成本上升。因此，Si量必須為0.003mass%以上。Si量較佳為0.005mass% 以上，進而較佳為0.007mass%以上。

另一方面，若Si量變為過剩，則熱導率之下降變大。又，本發明之模具用鋼之V量相對較多，因此，於鑄造時V系碳化物易晶化，必須於後續之熱處理中使其固溶。但是，若Si量過剩，則該V系晶化碳化物易變大，而難以使其固溶。未固溶而殘存之V系晶化碳化物於作為模具之使用中成為破壞之起點，故而有害。進而，若Si量變為過剩，則亦容易發生於鑄造時其他元素之偏析變為顯著之問題。因此，Si量必須未滿0.300mass%。Si量較佳為未滿0.230mass%，進而較佳為未滿0.190mass%。

(3)0.30<Mn<1.50mass%：

若Mn量較少則淬火性不足，會招致因變韌鐵之混入所導致之韌性之下降。因此，Mn量必須超過0.30mass%。Mn量較佳為超過0.35mass%，進而較佳為超過0.40mass%。另一方面，若Mn量變為過剩，則退火性非常劣化，使其軟質化之熱處理變得複雜且長時間而使製造成本增加。因高Mn化所引起之退火性之劣化於低Cr、高Cu、高Ni、及高Mo之情形時顯著。又，若Mn量變為過剩，則熱導率之下降亦較大。因此，Mn量必須未滿1.50mass%。Mn量較佳為未滿1.35mass%，進而較佳為未滿1.25mass%。

(4)2.00≦Cr<3.50mass%：

若Cr量較少，則淬火性不足，耐蝕性極端變差，退火性非常劣化。因此，Cr量必須為2.00mass%以上。Cr量較佳為超過2.05mass%，進而較佳為超過2.15mass%，進而較佳為超過3.03mass%。 若將Cr量設為超過3.03mass%，則即便於Cu、Ni、Mo等溶質拖曳效應較大但會使退火性劣化之元素較多之情形時，亦可確保退火性。另一方面，若Cr量變為過剩，則熱導率之下降變大。因此，Cr量必須未滿3.50mass%。Cr量較佳為未滿3.45mass%，進而較佳為未滿3.40mass%。

(5)0.003≦Cu<1.200mass%：

若Cu量較少，則抑制淬火時之γ晶界之移動之溶質拖曳效應(solute drag effect)變為不足，因此無法獲得抑制晶粒之粗大化(晶粒度序號變小)之效果。又，若Cu量較少，則會發生：(a)改善淬火性之效果不足；(b)作為含有Cr-Cu-Ni之鋼之耐候性亦難以表現；(c)藉由時效硬化而增加硬度之效果亦不足；(d)可切削性之改善效果亦較小等問題。進而，關於將Cu量超過需要地減少，雖若應用藉由原材料之嚴選或於各方面研究之精煉所進行之Cu去除技術則並非不可能，但會招致顯著之成本增加。因此，Cu量必須為0.003mass%以上。Cu量較佳為0.004mass%以上，進而較佳為0.005mass%以上。

另一方面，若Cu量變為過剩，則會發生：(a)熱加工時之破裂明顯化；(b)熱導率下降；(c)成本上升亦顯著；(d)可切削性之改善效果或由時效硬化所引起之高硬度化亦接近於飽和等問題。因此，Cu量必須未滿1.200mass%。Cu量較佳為未滿1.170mass%，進而較佳為未滿1.150mass%，進而較佳為0.7mass%以下。若將Cu量設為0.7mass%以下，則可一邊使溶質拖曳效應較大地表現，一邊避免退火性或熱導率之過度下降。

(6)0.003≦Ni<1.380mass%：

Ni與Cu同樣地溶質拖曳效應較大，因此可以維持淬火時之微細粒為目的而添加。另一方面，Cu存在損害熱加工性之情況，相對於此，Ni不僅不會損害熱加工性，而且亦有使因Cu添加所引起之熱加工性之劣化恢復之效果。

但是，若Ni量變少，則會產生：(a)溶質拖曳效應變得不足；(b)淬火性之改善效果亦變小；(c)作為含有Cr-Cu-Ni之鋼之耐候性亦變得難以表現等問題。又，Ni於存在Al之情形時與Al鍵結而形成金屬間化合物，有提高強度之效果，但若Ni量較少，則此種效果變得不足。進而，關於將Ni超過需要地減少，雖藉由原材料之嚴選並非不可能，但會招致顯著之成本增加。因此，Ni量必須為0.003mass%以上。Ni量較佳為0.004mass%以上，進而較佳為0.005mass%以上。

另一方面，若Ni量變為過剩，則會產生：(a)使因Cu添加所引起之熱加工性之劣化恢復之效果飽和；(b)熱導率下降變得顯著；(c)因與Al鍵結所得之金屬間化合物之析出所引起之韌性之下降變得顯著；(d)偏析亦變得顯著，特性之均質化變難等問題。因此，Ni量必須未滿1.380mass%。Ni量較佳為未滿1.250mass%，進而較佳為未滿1.150mass%，進而較佳為0.7mass%以下。若將Ni量設為0.7mass%以下，則可一邊使溶質拖曳效應較大地表現，一邊避免退火性或熱導率之過度下降。

再者，於含有某種程度以上之Cu，而熱加工性顯著較差之情形時，Ni量較佳為Cu量之0.3~1.2倍。另一方面，即便 於含有Cu之情形時，於可藉由加工溫度或加工方法等之精確化而減輕破裂時，亦未必需要將Ni量設為Cu量之0.3~1.2倍。

(7)0.50<Mo<3.29mass%：

Mo由於與Cu或Ni同樣地溶質拖曳效應相對較大，故而可以維持淬火時之微細粒為目的而添加。Mo亦有不會如Cu般損害熱加工性之優點。若Mo量較少，則會產生：(a)溶質拖曳效應較小；(b)二次硬化之貢獻較小，於回火溫度較高之情形時難以穩定地獲得超過33HRC之硬度；(c)藉由與Cr之複合添加而改善耐蝕性之效果亦較小等問題。因此，Mo量必須超過0.50mass%。Mo量較佳為超過0.53mass%，進而較佳為超過0.56mass%。

另一方面，若Mo量變為過剩，則會產生：(a)破壞韌性下降；(b)素材成本之上升亦顯著等問題。因此，Mo量必須未滿3.29mass%。Mo量較佳為未滿3.27mass%，進而較佳為未滿3.25mass%。

(8)0.55<V<1.13mass%：

為了維持淬火時之微細粒，必須併用固溶元素之溶質拖曳效應及分散粒子之釘扎效應。為了使分散粒子之VC變為適量，較佳為考慮C量而將V量精確化。若V量較少，則VC量變少，因此抑制γ晶粒之粗大化(晶粒度序號變小)之效果不足。因此，V量必須超過0.55mass%。V量較佳為超過0.56mass%，進而較佳為超過0.57mass%。

另一方面，即便超過需要地添加V，維持微細晶粒之 效果亦飽和。又，若V量變為過剩，則粗大之晶化碳化物(於凝固時析出者)增加，其成為龜裂之起點，因此韌性下降。進而，V量越多，則成本增加亦越顯著。因此，V量必須未滿1.13mass%。V量較佳為未滿1.11mass%，進而較佳為未滿1.09mass%。本發明之特徵在於：除了包含規定範圍之其他元素以外，V量及(Cu+Ni+Mo)量變為習知所沒有之範圍，且積極地併用固溶元素之溶質拖曳效應及分散粒子之釘扎效應。

(9)0.0002≦N<0.1200mass%：

又，N亦影響分散粒子VC之量。N量越多，則VC之固溶溫度越高。因此，即便C與V之量相同，淬火時之殘留VC亦變多。若N量較少，則淬火時之VC粒子變得過少。因此，抑制γ晶粒之粗大化(晶粒度序號變小)之效果不足。又，N具有於存在Al之情形時形成AlN粒子而輔助性地防止晶粒粗大化之效果，但若N量較少，則此種效果較小。因此，N量必須為0.0002mass%以上。N量較佳為超過0.0010mass%，進而較佳為超過0.0030mass%。

另一方面，若N量變得過剩，則N添加所需要之精煉之時間及成本增加，而會招致素材成本之上升。進而，若N量變得過剩，則粗大之氮化物、碳氮化物、或碳化物增加，其成為龜裂之起點，因此韌性下降。因此，N量必須未滿0.1200mass%。N量較佳為未滿0.1000mass%，進而較佳為未滿0.0800mass%。

(10)不可避免之雜質：

本發明之模具用鋼亦可包含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%、或REM≦0.10mass%作為不可避免之雜質。

本發明之模具用鋼亦可包含上述之1種或2種以上之元素。於上述元素之含量為上述上限值以下之情形時，該元素表現為不可避免之雜質。另一方面，上述元素之一部分亦可超過上述上限值而包含。於該情形時，根據元素之種類及含量，可獲得如下所述之效果。

[1.2.成分平衡]

本發明之模具用鋼之特徵在於：除了包含上述元素以外，Cu、Ni及Mo之總量滿足下述(a)式之關係。

0.55<Cu+Ni+Mo<3.29mass% (a)

作為溶質拖曳效應之指標，Cu+Ni+Mo之量較為重要。若該等元素之總量較少，則無法獲得充分之溶質拖曳效應。因此，該等元素之總量必須超過0.55mass%。總量較佳為超過0.60mass%，進而較佳為超過0.70mass%。另一方面，若該等元素之總量變得過剩，則會導致熱加工時之破裂之明顯化、熱導率之下降、由金屬間化合物之過度析出所引起之韌性之下降、及破壞韌性之下降等。因此，該等元素之總量必須未滿3.29mass%。總量較佳為未滿3.28mass%，進而較佳為未滿3.27mass%。

[1.3.副構成元素]

本發明之模具用鋼除了上述主構成元素以外，亦可進而包含如下所述之1種或2種以上之元素。添加元素之種類、其成分範圍、及其限定理由係如下所述。

(1)0.30<W≦5.00mass%：

(2)0.10<Co≦4.00mass%：

本發明與作為壓鑄模具之通用鋼之SKD61等相比，Mn與Cr之合計量較少，因此淬火性亦不夠高。因此，於淬火速度較慢、且於高溫下進行了回火之情形時，難以確保超過33HRC之硬度。於此種情形時，只要選擇性地添加W或Co，而謀求強度確保即可。W係藉由碳化物之析出而提高強度。Co係藉由向母材之固溶而提高強度，同時經由碳化物形態之變化而亦有助於析出硬化。

又，該等元素固溶於淬火時之γ中，而亦發揮相對較大之溶質拖曳效應。於合併VC粒子之釘扎效應與溶質原子之溶質拖曳效應，而穩定地獲得微細之γ晶粒時，W或Co之添加較為有效。為了獲得此種效果，W量及Co量分別較佳為超過上述下限值之量。另一方面，若該等元素之量變得過剩，則會招致特性之飽和及顯著之成本增加。因此，W量及Co量分別較佳為上述上限值以下。再者，於模具用鋼中，可包含W或Co中之任一者，或者亦可包含兩者。

(3)0.004<Nb≦0.100mass%：

(4)0.004<Ta≦0.100mass%：

(5)0.004<Ti≦0.100mass%：

(6)0.004<Zr≦0.100mass%：

於因未預料之設備故障等而導致淬火加熱溫度變高、或者淬火時間變長之情形時，即便為本發明之模具用鋼之基本成分，亦有晶粒之粗大化之擔憂。為了防備此種情形，亦可選擇性地添加Nb、Ta、Ti、及/或Zr。若添加該等元素，則該等元素形成微細之析出物。微細之析出物抑制γ晶界之移動(釘扎效應)，因此可維持微細之沃斯田鐵組織。為了獲得此種效果，該等元素之量較佳分別為超過上述下限值之量。

另一方面，若該等元素之量變得過剩，則碳化物、氮化物、或氧化物過度地生成，而會招致韌性之下降。因此，該等元素之量較佳分別為上述上限值以下。再者，於模具用鋼中，可包含該等元素中之任一種，或者亦可包含2種以上。

(7)0.10<Al≦1.50mass%：

Al與N結合而形成AlN，而具有抑制γ晶粒之成長之效果(釘扎效應)。又，Al與N之親和力較高，加速N向鋼中之侵入。因此，若對含有Al之鋼材進行氮化處理，則表面硬度易變高。於要求更高之耐磨性而進行氮化處理之模具中，使用包含Al之鋼材較為有效。為了獲得此種效果，Al量較佳為超過0.10mass%。另一方面，若Al量變得過剩，則會招致熱導率或韌性之下降。因此，Al量較佳為1.50mass%以下。再者，即便Al量為雜質水平(0.10mass%以下)，亦存在藉由N量而表現出上述效果之情形。

(8)0.0001<B≦0.0050mass%：

B添加作為淬火性之改善對策而有效。但是，若B形成BN，則淬火性之提高效果消失，因此必須使B單獨地存在於鋼中。具體而言，只要藉由與N之親和力較B更強之元素形成氮化物，而抑制B與N之鍵結即可。作為此種元素，有上述之Nb、Ta、Ti、Zr等。該等元素即便以雜質水平(0.004mass%以下)存在亦有固定N之效果，但亦存在根據N量而添加超過雜質水平之量之情形。即便B之一部分與鋼中之N鍵結而形成BN，只要剩餘之B於鋼中單獨地存在，則其亦可提高淬火性。

又，B亦於可切削性之改善方面有效。為了改善可切削性，只要形成BN即可。BN之性質與石墨相似，降低切削阻力之同時改善切屑破碎性。進而，於在鋼中存在B及BN之情形時，可同時改善淬火性及可切削性。為了獲得此種效果，B量較佳為超過0.0001mass%。另一方面，若B量變得過剩，則反而會使淬火性下降。因此，B量較佳為0.0050mass%以下。

(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%：

為了改善可切削性，選擇性地添加S、Ca、Se、Te、Bi、或Pb亦有效。為了獲得此種效果，該等元素之量較佳分別為超過上述下 限值之量。另一方面，若該等元素之量變得過剩，則不僅可切削性之改善效果飽和，而且會招致熱加工性之劣化、衝擊值或鏡面研磨性之下降。因此，該等元素之量較佳分別為上述上限值以下。再者，於模具用鋼中，可包含該等元素中之任1種，或者亦可包含2種以上。

[1.4.特性]

若對本發明之模具用鋼於適當之條件下進行熱處理，則硬度超過33HRC且為57HRC以下，淬火時之原沃斯田鐵晶粒度序號變為5以上，且使用雷射閃光法所測得之於25℃下之熱導率λ超過27.0[W/m/K]。

[1.4.1.硬度]

對於模具，要求磨耗難度或變形難度。因此，模具必須具有硬度。只要硬度超過33HRC，則即便應用於各種用途，亦不易引起磨耗或變形之問題。硬度進而較佳為35HRC以上。另一方面，若硬度過高，則不僅模具之精機械加工變得非常困難，而且於作為模具之使用中易產生大破裂或缺損。因此，硬度必須設為57HRC以下。硬度進而較佳為56HRC以下。於該方面，模具零件亦相同，其硬度較佳為於上述範圍內。

[1.4.2.原沃斯田鐵晶粒度序號]

為了防止模具之破裂或缺損，可使淬火時之沃斯田鐵晶粒度序號變大(使沃斯田鐵晶粒變微細)。若晶粒度序號較小，則龜裂易進 展，而易發生破裂或缺損。因此，淬火時之沃斯田鐵晶粒度序號必須為5以上。沃斯田鐵晶粒度序號更佳為5.5以上。若將製造條件最佳化，則晶粒度序號變為6以上、或6.5以上。於該方面，模具零件亦相同，其原沃斯田鐵晶粒度序號較佳為於上述範圍內。

[1.4.3.熱導率]

為了將製品快速冷卻、或者藉由模具之低溫度化或熱應力緩解而減輕模具損傷(燒蝕、破裂、磨耗)，必須將模具高熱導率化。用於壓鑄等之通用鋼之於25℃下之熱導率λ係23.0~24.0[W/m/K]。即便是被設為高熱導率之鋼，λ亦為27.0[W/m/K]以下，並不充分。為了將製品快速冷卻、或減輕模具損傷，熱導率λ必須超過27.0[W/m/K]。熱導率λ進而較佳為超過27.5[W/m/K]。若將製造條件最佳化，則熱導率變為28.0[W/m/K]以上。於該方面，模具零件亦相同，其熱導率較佳為於上述範圍內。再者，於本發明中，所謂「熱導率」係指使用雷射閃光法所測得之於25℃下之值。

[2.成形模]

本發明之成形模具備以下之構成。

(1)上述成形模係藉由模具或模具零件之單獨或組合而構成，包含與溫度高於室溫之被成形物直接接觸之部位。

(2)上述模具及上述模具零件之至少1者包含本發明之模具用鋼。

(3)上述模具及上述模具零件之至少1者之硬度超過33HRC且為57HRC以下，且淬火時之原沃斯田鐵晶粒度序號為5以上，使 用雷射閃光法所測得之於25℃下之熱導率λ超過27.0[W/m/K]。

[2.1.用途]

本發明之成形模係用以加工溫度高於室溫之被成形物。作為此種加工，例如有壓鑄、塑膠之射出成形、橡膠之加工、各種鑄造、溫鍛造、熱鍛造、熱壓印等。

[2.2.定義]

於本發明中，所謂「成形模」係指藉由(a)具有與溫度高於室溫之被成形物直接接觸之部位之模具、及(b)具有與溫度高於室溫之被成形物直接接觸之部位之模具零件之單獨或組合而構成，且發揮將被成形物成形為既定之形狀之作用者。於本發明中，所謂「模具」係指成形模內之除模具零件、及不具有與被成形物直接接觸之部位之零件(例如，模具之緊固件)以外者。例如，於壓鑄之情形時，於可動側及固定側分別存在模具。於模具中，亦存在被稱為模穴或模芯或嵌套件者。再者，於本發明中，嵌套件係作為下述之模具零件而處理。於本發明中，所謂「模具零件」係指藉由單獨或與上述模具組合，而發揮將溫度高於室溫之被成形物成形為既定之形狀之作用者。因此，例如固定模具之螺栓或螺母等不包含於本發明中所謂之「模具零件」。本發明係以高熱導率作為特徵，且目的之一在於將壓鑄或熱壓印或射出成形之製品快速冷卻。因此，具有與熔融金屬或經加熱之鋼板或熔融樹脂接觸之部位之模具零件成為本發明之應用對象。例如，於壓鑄之成形模之情形時，作為模具零件，有柱塞頭、澆口套筒(sprue bush)、澆口芯(sprue core)(分流件)、心型 銷(core pin)、冷卻排氣口(chill-vent)、嵌套件等。

關於被成形物，有為融體或半融體之情形、及為固體之情形。又，被成形物之溫度根據成形模之用途而不同。例如，於壓鑄之情形時，被成形物(熔融金屬)之溫度於熔解爐中通常為580~750℃。於塑膠之射出成形之情形時，被加工物(熔融塑膠)之溫度於混練機中通常為70~400℃。於橡膠之加工之情形時，被成形物(未硫化橡膠)之溫度通常為50~250℃。於溫鍛造之情形時，被成形物(鋼材)之加熱溫度通常為150~800℃。於熱鍛造之情形時，被成形物(鋼材)之加熱溫度通常為800~1350℃。於熱壓印之情形時，被成形物(鋼板)之加熱溫度通常為800~1050℃。

[2.3.模具用鋼]

本發明之成形模係模具及模具零件之全部或一部分包含本發明之模具用鋼。模具用鋼之組成、及於適當之熱處理後所獲得之特性(硬度、原沃斯田鐵晶粒度序號、熱導率)之詳細情況係如上所述，故而省略說明。

[3.作用] [3.1.所要求之特性]

以下，以壓鑄模具或其零件為例進行說明。壓鑄模具係於淬火回火狀態下使用。淬火之加熱條件多數情形下為：淬火溫度：1030℃、於淬火溫度下之保持時間：1~3Hr。於淬火加熱時，壓鑄用鋼亦存在變為沃斯田鐵單相之情形，但通常會變為沃斯田鐵與殘留碳化物之混合組織。其後，藉由冷卻，沃斯田鐵變態成以麻田散鐵 作為主體之組織，且藉由與回火之組合，而被賦予硬度及韌性。其原因在於：於模具中，必需具有用以確保耐磨蝕性之硬度、及用以確保耐破裂性之韌性。

於此，若考慮韌性，則淬火時之沃斯田鐵晶粒度序號較大(沃斯田鐵結晶粒徑較小)者較理想。其理由係：由於晶粒微細者龜裂不易傳播，故而抑制模具之破裂之效果較大。淬火時之沃斯田鐵晶粒度序號係根據加熱溫度及保持時間而決定。沃斯田鐵晶粒度序號變大(晶粒變微細)係於加熱溫度較低、且保持時間較短之情形時。因此，於淬火中，為使加熱溫度不會變得過高、且使保持時間不會變得過長，應加以注意。

為了防止晶粒之粗大化，亦存在採取使殘留碳化物分散至沃斯田鐵中之方法之情況。於該情形時，設為使C量及碳化物形成元素量精確化之成分系之鋼。於殘留碳化物中，具有藉由釘扎抑制沃斯田鐵晶界之移動之效應(pinning effect)，其結果，可防止沃斯田鐵晶粒之粗大化(可維持較大之晶粒度序號)。

於此，於淬火中，通常進行將較大之模具與較小之模具一起加熱之「混載」。進行混載之理由係：若逐個對模具進行處理，則生產性不會提高而會變為高成本。於圖1中，表示混載之加熱時之爐溫與模具溫度之推移之模式圖。如上所述，淬火溫度下之加熱時間必須為1~3Hr左右。於混載時，賦予如較大之模具成為該條件般之爐溫之保持時間。如此，溫度上升較快之小模具承受最長接近5Hr之保持，而導致晶粒粗大化(晶粒度序號變小)。

近年來，為了縮短壓鑄之週期時間或減輕燒蝕或減輕熱裂，將冷卻效率優異之高熱導率鋼用於壓鑄模具之情形逐漸增 加。屬於壓鑄模具之通用鋼之SKD61之於25℃下之熱導率λ為23.0~24.0[W/m/K]，相對於此，高熱導率鋼之熱導率λ為24.0~27.0[W/m/K]。此種鋼由於提高熱導率，故而與通常之熱模鋼之Cr量(約5%)相比被大幅度低Cr化。

但是，此種鋼於1030℃之淬火時殘留之碳化物較少、或幾乎沒有。因此，為了防止淬火時之晶粒粗大化(為使沃斯田鐵晶粒度序號≧5)，必須將淬火溫度降低至未滿1020℃。如此，由於僅該鋼之模具與其他之淬火溫度不同，故而必須個別進行淬火。亦即，僅將1個該鋼之模具裝入至較大之爐中進行熱處理，而生產性變得非常低。

若Cr含量較少，則尤其於Mn或Mo之含量較多之情形時，難以進行退火。亦即，向能夠進行機械加工之硬度之軟質化需要長時間之熱處理，會導致成本增加。又，亦有藉由幾乎不含有Cr(Cr≦0.5%)，而使熱導率λ超過42.0[W/m/K]之鋼。但是，此種鋼由於高溫強度及耐蝕性較低，故而不推薦用於壓鑄模具。

若對以上進行總結，則只要存在具有耐於實用之耐蝕性(2%≦Cr<5%)、退火性良好、即便於1030℃下保持5Hr沃斯田鐵晶粒度序號亦為5以上、於自該狀態進行了淬火回火之情形時之於25℃下之熱導率超過27.0[W/m/K]、且具有耐於實用之高溫強度之鋼，便能夠同時實現以下4點。

(1)素材之低成本化(淬火性良好，且軟質化之熱處理容易)。

(2)淬火性之生產性提高(能夠實現較大之模具混載於1030℃下之淬火)。

(3)壓鑄之週期時間之縮短或模具之燒蝕或熱裂之減輕(高熱導 率)。

(4)防止壓鑄模具之破裂(淬火時之微細之沃斯田鐵)。

但是，就現狀而言，此種鋼不存在。尋求於淬火時不易粗粒化之高熱導率鋼之產業界之需求非常強烈。

[3.2.成分之最佳化]

本發明之鋼實現上述要求。為了確保回火硬度，將Cr、Mo及V之量精確化。又，為了維持高熱導率，將Si、Cr及Mn之量精確化。又，為了確保淬火性及退火性，將Cr及Mn之量精確化。

又，為使淬火時之沃斯田鐵晶粒為微細(使晶粒度序號變大)，將與藉由釘扎效應(pinning effect)抑制晶粒之晶界移動之VC粒子相關之C、V及N之量精確化。V量尤為重要。進而，為使淬火時之沃斯田鐵晶粒為微細，將屬於藉由溶質拖曳效應(solute drag effect)抑制晶界之移動之固溶元素之Cu、Ni及Mo的量精確化。(Cu+Ni+Mo)量尤為重要。本發明之較大之特徵係積極地併用釘扎效應與溶質拖曳效應，且V量與(Cu+Ni+Mo)量達成習知所沒有之平衡。

再者，於較多地添加Cu之情形時，熱加工時之破裂易明顯化。為了防止該情況，Ni添加發揮效果。但是，Ni添加係限制於使成為模具之情形時之熱導率不會大幅度下降之量。

本發明之模具用鋼即便藉由在1030℃下保持5Hr之淬火，沃斯田鐵晶粒度序號亦成為5以上。因此，淬火回火後之韌性較高，可防止模具之破裂。又，本發明之模具用鋼於淬火回火後具有超過27.0[W/m/K]之熱導率，因此可實現壓鑄之週期時間縮短 或燒蝕之減輕。進而，於淬火回火後可獲得最大為57HRC之硬度，因此由壓鑄之射出所造成之磨耗亦較強。高硬度於應用於熱壓印之模具之情形時亦可獲得較高之耐磨性，故而較佳。

本發明之模具用鋼含有Cr，因此亦具有耐於實用之耐蝕性。因此，與幾乎不含有Cr(Cr≦0.5%)之鋼相比，於素材之保管中或作為模具之使用中不易產生銹。雖已存在刻意地添加Cu之鋼材，但該Cu添加之目的係高硬度化或改善可切削性。本發明中與習知之Cu添加鋼決定性的不同點在於著眼於Cu之強力之溶質拖曳效應。

[實施例] (實施例1~30、比較例1~5) [1.試樣之製作]

於將表1所示之成分之鋼液澆鑄成50kg之錠後，以1240℃實施均質化處理。然後，藉由熱鍛造而精加工成60mm×45mm之矩形剖面之棒狀。接著，實施加熱至1020℃並進行急冷之正火(normalizing)、及加熱至630℃之回火。進而，進行退火，其係於將鋼筋加熱至820~900℃後，以15℃/Hr進行控制冷卻直至600℃，放置冷卻直至100℃以下，接著加熱至630℃。自以此方式軟質化後之鋼筋切割出試片，並用於各種研究。

再者，比較例1係壓鑄模具之通用鋼JIS SKD61。比較例2同樣為熱模鋼，但為市售之品牌鋼。比較例3及4分別為JIS SNCM439、及JIS SCM435。比較例5係作為高熱導率鋼而市售之品牌鋼。

[2.試驗方法] [2.1.退火性]

將自退火後之棒材切割出之15mm×15mm×25mm之小塊體作為試片。針對該塊體，(a)模擬熱加工，加熱至1240℃並保持0.5Hr後，冷卻至室溫，(b)設為正火，加熱至1020℃並保持2Hr後，冷卻至室溫，(c)設為回火，加熱至670℃並保持6Hr後，冷卻至室溫。

該等一連串之熱處理係以實際生產中之退火前之步驟為標準。對實施過此種預處理之試片實施退火，其係加熱至870℃並保持2Hr，以15℃/Hr冷卻至580℃，之後放置冷卻至室溫。於退火後，對維氏硬度進行測定。

[2.2.晶粒度]

將自退火後之鋼筋切割出之15mm×15mm×25mm之小塊體作為試片。將該塊體加熱至1030℃並保持5Hr後，以50℃/min之速度冷卻而使其變態成麻田散鐵。其後，藉由腐蝕液呈現出變態前之舊沃斯田鐵晶界，對晶粒度序號進行評價。

[2.3.硬度]

將對晶粒度序號進行評價後之小塊體以580~630℃之通常之回火溫度進行加熱保持，並嘗試向屬於壓鑄模具之代表性硬度之47HRC調質。於回火後，對洛氏硬度進行測定。

[2.4.熱導率]

由經回火之小塊體製作直徑10mm×厚度2mm之小圓盤狀試片。藉由雷射閃光法對該試片之於25℃下之熱導率λ[W/m/K]進行測定。

[3.結果] [3.1.退火性] [3.1.1.實施例與比較例之對比]

於表2中，表示退火後之維氏硬度。為了容易地進行機械加工，退火材料之硬度較佳為未滿280HV。Mn及Mo較多之比較例2為較硬之304HV，Cr較少且C、Mn及Ni較多之比較例3為較硬之321HV。於該等鋼中，可預料即便是退火材料於機械加工中亦伴隨困難。其他比較例均未滿280HV。另一方面，實施例1~30全部已軟化成210~276HV。可確認實施例1~30於通常之退火步驟中充分地軟化。

[3.1.2. Cr量對退火性造成之影響]

就對模具形狀之機械加工性之觀點而言，退火材料之硬度較低者較理想。因此，對以0.40C-0.08Si-1.05Mn-0.18Cu-0.09Ni-1.01Mo -0.62V-0.019N為基本成分並使Cr量變化之鋼材，進行上述退火。於圖2中，表示Cr量與退火材料之維氏硬度之關係。若Cr<2.00mass%，則變為280HV以上，硬度之上升顯著(退火性較差)。一般而言，未滿280HV被設為有效地進行機械加工所必需之硬度範圍。因此，若為Cr<2.00mass%之鋼，則為了軟質化必須減小退火之冷卻速度、或於退火後追加加熱。其結果，處理長時間變化而招致成本增加。若Cr>2.15mass%，則變為250HV以下，機械加工之負荷頗為減輕。

[3.2.晶粒度序號] [3.2.1.實施例與比較例之對比]

於表3中，表示晶粒度序號。C、Cr及V較多之比較例1之晶粒度序號為非常大之10左右。比較例2中，C及V沒那麼多，但Cr及Mo較多，故而晶粒度序號為足夠大之7左右。比較例3中，V量及(Cr+Ni+Mo)量均較少，故而晶粒度序號為粗大粒之2左右。比較例4及5之淬火性較差，因此肥粒鐵析出。關於肥粒鐵之量，比較例5較多。若肥粒鐵於沃斯田鐵晶界析出，則舊沃斯田鐵晶界擴散，而難以辨別。因此，肥粒鐵析出之比較例4、5之變態前之沃斯田鐵晶粒度為參考值。但是，顯而易見，晶粒度序號小於5，被判斷為2左右。

相對於此，實施例1~30之晶粒度序號穩定地超過5。其理由係：將C、V及N精確化而確保於淬火時分散至母相中之VC量，將Cu、Ni及Mo精確化而確保於淬火時固溶於母相中之合金量。即，藉由釘扎效應與溶質拖曳效應之重疊，實現了較大 之晶粒度序號。

[3.2.2. V量對晶粒度序號造成之影響]

對以0.43C-0.07Si-0.10Cu-0.12Ni-0.81Mn-2.96Cr-1.12Mo-0.021N 為基本成分並使V量變化之情形時之晶粒度序號進行調查。於圖3中，表示V量與淬火時之γ晶粒度序號之關係。根據圖3，可知若為0.55mass%<V，則可穩定地獲得晶粒度序號5以上。

[3.2.3.(Cu+Ni+Mo)量對晶粒度序號造成之影響]

對以0.40C-0.09Si-0.78Mn-2.99Cr-0.61V-0.020N為基本成分並使(Cu+Ni+Mo)量變化之情形時之晶粒度序號進行調查。於圖4中，表示(Cu+Ni+Mo)量與淬火時之γ晶粒度序號之關係。根據圖4，可知若為0.55mass%<Cu+Ni+Mo，則可穩定地獲得晶粒度序號5以上。

[3.3.硬度]

於表4中，表示回火後之硬度。比較例4由於在淬火時肥粒鐵析出，而且軟化阻力較低，故而變為27HRC左右，無法確保模具所必需之硬度：超過33HRC。比較例5亦由於在淬火時大量之肥粒鐵析出，故而變為無法藉由HRC測定之低硬度(<20HRC)。可知就淬火性或軟化阻力之觀點而言，將比較例4及比較例5用於壓鑄之模具零件事實上接近於不可能。比較例1及比較例2正因為可用於壓鑄模具，故可無問題地向47HRC調質。又，可確認實施例1~30亦全部可調質成47HRC，就淬火性或軟化阻力之觀點而言，能夠實現向壓鑄模具之應用。

[3.4.熱導率]

於表5中，表示表4所示之材料之熱導率。比較例1由於Si及Cr較多，故而熱導率最低。比較例2由於Si並非極多，故而較 比較例1為高熱導率，但由於Cr較多故而限於λ≦27.0。比較例3~5由於為低Si且低Cr，故而為λ>27.0之高熱導率。

[3.5.評價之總括]

於表6中，表示以上之調查結果之總括。彙總了退火性、以1030℃×5Hr進行加熱之情形時之沃斯田鐵晶粒度序號、淬火回火狀態之硬度、及熱導率。比較例4及比較例5未獲得模具所必需之回火硬度：超過33HRC。除此以外之鋼，除了比較例3以外，均可調質成47HRC。於表6中，「○」係指目標達成，而良好，「×」係指目標未達成，而較差。

於比較例1~5中，於任一項目中存在「×」。比較例1及比較例2係熱導率較低。比較例2及3係退火性較差。比較例3~5係晶粒度序號較小(晶粒較大)。低熱導率之比較例1、2於成為壓鑄模具時難以實現模具之損傷減輕或製品之迅速冷卻。比較例3~5於成為壓鑄模具時有發生大破裂之擔憂。又，比較例4、5由於淬火性較低，故而本身難以應用於壓鑄模具。

相對於此，實施例1~30係淬火時之沃斯田鐵晶粒為微細之粒度序號5以上，且為於47HRC之調質狀態下超過27[W/m/K]之高熱導率。實際上將實施例1~20應用於壓鑄模具之情形時，期待可同時實現下述4點。

(1)素材之低成本化(退火性良好)。

(2)淬火性之生產性提高(能夠實現較大之模具混載於1030℃下之淬火)。

(3)壓鑄之週期時間之縮短或模具之燒蝕或熱裂之減輕(高熱導率)。

(4)防止壓鑄模具之破裂(淬火時之微細之沃斯田鐵)。

以上，對本發明之實施形態詳細地進行了說明，但本發明並不受上述實施形態任何限定，能夠於不脫離本發明之主旨之範圍內進行各種改變。

(產業上之可利用性)

本發明之模具用鋼由於淬火時之沃斯田鐵晶粒不易粗大化、且於回火後可獲得高硬度及高熱導率，故而適合於壓鑄模具或其零件。若將本發明之模具用鋼應用於壓鑄之模具或其零件，則會實現抑制模具或其零件之破裂或燒蝕等、縮短壓鑄之週期時間。

又，即便應用於將塑膠射出成形之模具或其零件，亦可獲得與壓鑄之情形時相同之效果。若應用於溫鍛造、亞熱鍛造、或熱鍛造之模具，則可藉由高熱導率抑制模具表面之過熱，且由於高溫強度或韌性亦充分，故而可減輕磨耗或破裂。即便應用於屬於高強度鋼板之成形方法之熱壓印(亦被稱為熱壓或壓緊淬火(press quench))，亦可獲得抑制由高熱導率所引起之高頻(high-cycle)化、模具之磨耗或破裂之效果。

進而，將本發明之模具用鋼與表面改質(珠擊、噴砂、氮化、物理氣相沈積(PVD，Physical Vapor Deposition)、化學氣相沈積(CVD，Chemical Vapor Deposition)、鍍敷等)組合亦有效。亦可將本發明之模具用鋼設為棒狀或線狀，而使用作為模具或其零件之焊接修補材料。或者，亦可應用於藉由板或粉末之積層造形而製造之模具或其零件。於該情形時，無須對模具或其零件之整體進行積層造形，亦可藉由積層造形而構成模具或其零件之一部分。又，若於積層造形而成之部位設置複雜之內部冷卻迴路，則本發明之模具用鋼之高熱導率之效果得以更大地發揮。

詳細地且參照特定之實施態樣對本發明進行了說明，但作為本領域技術人員應當明白可不脫離本發明之精神及範圍而施加各種變更或修正。

本申請案係基於2015年9月11日申請之日本專利申請案(日本專利特願2015-180193)及2016年7月27日申請之日本專利申請案(日本專利特願2016-147774)者，其內容作為參照而被引用於此。

Claims (14)

1. 一種成形模，其具備以下之構成：(1)上述成形模係藉由模具或模具零件之單獨或組合而構成，且包含與溫度高於室溫之被成形物直接接觸之部位；(2)上述模具及上述模具零件之至少1者包含模具用鋼，該模具用鋼包含0.35<C<0.55mass%、0.003≦Si<0.300mass%、0.30<Mn<1.50mass%、2.00≦Cr<3.50mass%、0.003≦Cu<1.200mass%、0.003≦Ni<1.380mass%、0.50<Mo<3.29mass%、0.55<V<1.13mass%、及0.0002≦N<0.1200mass%，剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質，且滿足0.55<Cu+Ni+Mo<3.29mass%，且硬度超過33HRC且為57HRC以下，淬火時之原沃斯田鐵晶粒度序號為5以上，使用雷射閃光法所測得之於25℃下之熱導率λ超過27.0[W/m/K]。
2. 如請求項1之成形模，其中，上述模具用鋼進而包含：0.30<W≦5.00mass%、及/或0.10<Co≦4.00mass%。
3. 如請求項1或2之成形模，其中，上述模具用鋼進而包含：選自由0.004<Nb≦0.100mass%、0.004<Ta≦0.100mass%、0.004<Ti≦0.100mass%、及0.004<Zr≦0.100mass%所組成之群中之任1種以上之元素。
4. 如請求項1至3中任一項之成形模，其中，上述模具用鋼進而包含：0.10<Al≦1.50mass%。
5. 如請求項1至4中任一項之成形模，其中，上述模具用鋼進而包含：0.0001<B≦0.0050mass%。
6. 如請求項1至5中任一項之成形模，其中，上述模具用鋼進而包含：選自由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0.03<Pb≦0.50mass%所組成之群中之任1種以上之元素。
7. 如請求項1至6中任一項之成形模，其中，上述模具零件包含柱塞頭、澆口套筒、澆口芯、心型銷、冷卻排氣口、或嵌套件。
8. 一種模具用鋼，其包含：0.35<C<0.55mass%、0.003≦Si<0.300mass%、 0.30<Mn<1.50mass%、2.00≦Cr<3.50mass%、0.003≦Cu<1.200mass%、0.003≦Ni<1.380mass%、0.50<Mo<3.29mass%、0.55<V<1.13mass%、及0.0002≦N<0.1200mass%，剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質，且滿足0.55<Cu+Ni+Mo<3.29mass%。
9. 如請求項8之模具用鋼，其硬度超過33HRC且為57HRC以下，淬火時之原沃斯田鐵晶粒度序號為5以上，且使用雷射閃光法所測得之於25℃下之熱導率λ超過27.0[W/m/K]。
10. 如請求項8或9之模具用鋼，其中，進而包含：0.30<W≦5.00mass%、及/或0.10<Co≦4.00mass%。
11. 如請求項8至10中任一項之模具用鋼，其中，進而包含：選自由0.004<Nb≦0.100mass%、0.004<Ta≦0.100mass%、0.004<Ti≦0.100mass%、及0.004<Zr≦0.100mass%所組成之群中之任1種以上之元素。
12. 如請求項8至11中任一項之模具用鋼，其中，進而包含：0.10<Al≦1.50mass%。
13. 如請求項8至12中任一項之模具用鋼，其中，進而包含：0.0001<B≦0.0050mass%。
14. 如請求項8至13中任一項之模具用鋼，其中，進而包含：選自由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0.03<Pb≦0.50mass%所組成之群中之任1種以上之元素。