JP4305891B2

JP4305891B2 - 熱間鍛造金型用鋼および熱間鍛造金型

Info

Publication number: JP4305891B2
Application number: JP2000326487A
Authority: JP
Inventors: 庸田村; 茂安田
Original assignee: Hitachi Metals Ltd; Toyota Motor Corp
Current assignee: Toyota Motor Corp; Proterial Ltd
Priority date: 2000-10-26
Filing date: 2000-10-26
Publication date: 2009-07-29
Anticipated expiration: 2020-10-26
Also published as: JP2002129284A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、優れた高温強度と窒化特性を兼備した熱間鍛造金型用鋼および、それを用いてなる熱間鍛造金型に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
熱間鍛造金型の成形面（型彫面）は、高温の被加工材からの熱伝達、被加工材との摩擦熱により昇温し、鍛造面圧、被加工材からの摩擦応力により流動摩耗を生じる。金型の耐久性を高めるためには、その金型用鋼には高温強度および軟化抵抗が必要である。このため、５質量％Ｃｒ系（以下、質量に関し％で表記）のＪＩＳＳＫＤ６１鋼に対して、３％ＣｒでＭｏ量を高めることで、高温強度、軟化抵抗を高めたＪＩＳＳＫＤ７鋼が一部で使用されている。
【０００３】
近年、熱間鍛造金型の耐久性をさらに増すために、窒化処理の適用が進んできた。窒化層は潤滑、断熱効果を持ち、より複雑形状の製品をよりニアネットシェイプ鍛造にて志向する時のような、潤滑冷却剤が十分に行き渡らないような場合に効果を持つだけでなく、窒化層自体の硬さが高いため、前記の流動摩耗を抑える効果も大きい。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
熱間鍛造金型に窒化処理する場合、Ｎと相互反応を生じ、窒化層の高い硬さを形成する役割を担う合金元素はＣｒである。このため、Ｃｒの低い金型用鋼では高い窒化硬さは得られない。さらに、金型が昇温下で使用される場合、窒化層内のＮは母材内部へ拡散するため、窒化硬さが低下していく。Ｃｒの低い金型用鋼ではＮとの相互作用が小さいため、早期にＮが拡散しやすく熱間鍛造個数に対して窒化硬さが低下しやすい。
【０００５】
以上の２点より、Ｃｒの低い前記３％Ｃｒ系のＳＫＤ７鋼は、ＳＫＤ６１鋼に代表される５％Ｃｒ系の熱間工具鋼に比べて、特に窒化処理を施した熱間鍛造金型に使用される場合に、耐久性の面で不利な点がある。
【０００６】
そこで、本発明は、優れた高温強度を有し、しかも優れた窒化特性をも兼備する熱間鍛造金型用鋼および、それを用いてなる熱間鍛造金型を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
上記課題に関しては、例えば、Ｎと強い相互作用を持つ元素であるＡｌを添加した窒化用鋼が、構造部材等の用途に知られている。これについては、熱間加工用工具材としても、そのＡｌ添加による窒化特性改善の提案がなされている。
【０００８】
そこで、本発明者らは、上記提案されるＡｌ添加手段について調査、検討を行なったところ、Ａｌ添加は、Ｎとの相互作用の他に、焼入れ変態特性を変化させることを通じての、高温強度、靭性にも変化・影響を与えることを見いだした。そして、さらに研究を行なったところ、窒化特性の向上に加えて、優れた高温強度や靭性をも達成できる熱間鍛造金型用鋼としては、これまで報告されているようなＡｌ添加量に比して、より狭域・最適なＡｌ含有量の範囲があること、そして、その熱間鍛造金型用鋼自体、その基本組成には適正なＡｌ含有量に応じた最適組成があることを見いだし、本発明に到達した。
【０００９】
すなわち、本発明の第１の熱間鍛造金型用鋼は、質量％で、Ｃ：０．３〜０．５％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｎｉ：０．５〜１．５％、Ｃｒ：３．０％を超え３．６％以下、ＭｏおよびＷは単独または複合で（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：２．０〜４．０％、Ｖ：０．２〜１．５％、Ａｌ：０．４〜０．７％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるものであって、優れた高温強度と優れた窒化特性を兼備し、摩耗に対する耐久性の優れる熱間鍛造金型用鋼である。
【００１０】
そして、本発明の第２の熱間鍛造金型用鋼は、質量％で、Ｃ：０．３〜０．５％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｎｉ：０．５〜１．５％、Ｃｒ：３．０％を超え３．６％以下、ＭｏおよびＷは単独または複合で（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：２．０〜４．０％、Ｖ：０．２〜１．５％、Ａｌ：０．４〜０．７％、Ｃｏ：５．０％以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるものである。
【００１１】
また、これら本発明の金型用鋼について、Ｎ：０．１００％以下とした熱間鍛造金型用鋼であり、あるいはさらに、不可避的不純物であるＰ，Ｓ，Ｏを、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｏ：０．００５％以下とすることが好ましい。
【００１２】
そして、以上の本発明の熱間鍛造金型用鋼を用いて製作した熱間鍛造金型であれば、その靭性および高温強度に優れ、窒化処理を施すことでその成形面に窒化層を有すれば、十分な耐摩耗性を達成することができる。
【００１３】
【発明の実施の形態】
本発明の特徴は、熱間鍛造金型に適用されていたＳＫＤ７鋼のような３％Ｃｒ系鋼の弱点であった窒化特性をＡｌ添加によって改善すると共に、そのＡｌ添加による他の効果・影響を見いだしたところ、そして、その影響である高温強度の向上、靭性の低下について鋭意検討し、Ａｌの最適な添加量およびＡｌ添加を行なった熱間鍛造金型用鋼自体の最適な主要組成をも見いだしたところにある。
【００１４】
つまり、本発明は、高温強度に優れるＳＫＤ７鋼の特徴を生かしつつ、窒化特性を改善するために３％Ｃｒ系の材料を基本にＡlを添加するものである。また後述するように、本発明の熱間鍛造金型用鋼はそのＣｒ含有量を３．６％以下とするが、これは、４％Ｃｒ以上の材料では既に十分な窒化特性を保持しているので、本発明のＡl添加による効果の意味が薄れるに加え、Ｃｒ量の増加による高温強度の低下を抑制するためでもある。
【００１５】
まず、本発明の特徴であるＡｌについて説明する。本発明者らは、熱間工具鋼にＡｌを添加するとマルテンサイト変態開始温度すなわちＭｓ点や、ベイナイト変態開始温度Ｂsが上昇することを見いだした。これらの温度変化は焼入組織の変化、すなわち焼入変態下部組織の変化をもたらし、金型として使用される熱処理状態である焼戻し状態の組織、特性を変化させる。
【００１６】
熱間工具鋼では、焼戻しにてＣｒ，ＭｏまたはＷ，Ｖ炭化物などの特殊炭化物が析出し、２次硬化すると共に高温強度を付与する。ここで、上記のマルテンサイト変態開始温度Ｍｓ点や、ベイナイト変態開始温度Ｂsの上昇による焼入組織の変化を利用することで、特殊炭化物の析出分布挙動を極微細均一状態へと変化させることができ、つまり、同量配合されたＣｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖ量でも高温強度を向上させることが可能なのである。
【００１７】
しかし一方で、以上述べた焼戻し組織の変化は靭性の低下をまねく。つまり、上記のＭｓ点の変化に大きく影響を与える、熱間工具鋼の基本構成元素であるＣの設定値によっては、靭性が低下し過ぎて、もはや熱間鍛造金型用鋼としては実用に堪えないものとなる。よって、熱間鍛造金型用鋼にＡｌ添加を行う場合は、Ｃ含有量の対応した設定が重要となる。さらに、上記の靭性への欠点を補うためにＮｉの添加が有効である。
【００１８】
以上、本発明者らは、熱間鍛造金型用鋼にＡｌを添加する場合の、そのお互いの構成元素が持つ作用について鋭意研究を行った結果、熱間鍛造金型用鋼として適正な組成を見いだし、本発明に到達したのである。以下、本発明鋼の成分限定の理由について述べる。
【００１９】
Ｃは、熱間鍛造金型用鋼として必要な焼戻し硬さを確保し、ＳＫＤ７鋼における作用と同様の理由で添加されるが、高すぎると焼入れ時に基地に固溶しない粗大な炭化物が生じ、熱間鍛造型用鋼として使用する場合の割れの起点となるため、０．５％以下の添加とする。ここで重要なことは、Ｃ添加量が低過ぎると、Ａｌ添加とあいまって、過度にＭs点やＢs点の上昇をまねき、ひいては焼戻しにおけるＣｒ，ＭｏまたはＷ，Ｖ炭化物の析出が微細均一になり過ぎ、靭性値の低下をまねくので、０．３％以上とする。
【００２０】
Ｓｉは、製鋼時の脱酸剤であるが、多過ぎるとフェライトの生成をまねくので１．０％以下とする。
【００２１】
Ｍｎは、焼入性を高め、フェライトの生成を抑制し、適度の焼入れ焼戻し硬さを得る効果がある。多過ぎると基地の粘さを上げて被削性を低下させるので１．０％以下とする。好ましくは、０．２％以上である。
【００２２】
Ｃｒは、焼戻しにより微細炭化物を析出させて強度を付与するが、Ｗ，Ｍｏ，Ｖ系の析出炭化物に比べ、より低温、短時間で凝集するために、多過ぎると高温強度、軟化抵抗が低下する。Ｃｒは窒化処理による硬化を得る作用も持つが、上記のように高温強度を低下させるので、本発明では、窒化処理による硬化作用を主にＡｌ添加によって得るところに特徴を有す。よって、本発明ではＣｒを３．６％以下とする。なお、Ｃｒは焼入れ時のベイナイト組織生成による下部組織の粗大化に伴う靭性低下を抑える作用を持つ。Ａｌの添加は上記の脆化を促進する元素であるので、この点からも、本発明のＣｒは３．０％を超えて添加するものとする。
【００２３】
ＭｏおよびＷは、焼戻しにより微細炭化物を析出・凝集させて高温強度を付与し、軟化抵抗を向上させるために単独または複合で添加される。汎用鋼であるＳＫＤ６１の高温強度を上回るためにも、これより多量に添加するが、過度の添加は靭性の低下をまねくので、本発明では（Ｍｏ＋１／２Ｗ）で２．０〜４．０％とした。
【００２４】
Ｖも、Ｍｏ，Ｗ同様、高温強度、軟化抵抗を高める。この効果を得るためには０．２％以上を必要とするが、多過ぎると巨大な炭化物として、焼入れ焼戻し後も分散し、靭性の低下をまねくので１．５％以下とした。
【００２５】
Ａｌは、本発明の最も重要な元素である。Ｃｒは窒化硬さこそ高くするが高温強度を低下させるのに対し、Ａｌは高温強度を低下させないどころか、高温強度を向上させるので、熱間鍛造金型の摩耗寿命向上に必要な高温強度、窒化硬さの両方を一度に向上させることができる。これについては前記の通りでもある。Ａｌ添加による窒化硬さは、０．１％程度の添加ではほとんど変化しないが、０．４％くらいから顕著な向上効果が得られる。よって、本発明では、その実用上有効な最適含有量として、０．４％以上のＡｌとすることが重要である。
【００２６】
しかし一方で、Ａｌ添加による焼戻し組織の変化は靭性の低下をまねくことから、本発明ではＡｌ添加量を適確に調整することが重要である。加えて、Ａｌ添加による窒化硬さは、その０．５％程度の添加の時に比べて、約１．０％の添加の時であっても差ほどの向上効果は見られない。これらの事項より、本発明ではＡｌ添加量を０．７％以下とする。本発明のＡｌ量は、その窒化硬さの向上効果に靭性低下の影響をも考慮して、それら互いの程度範囲を限定した検討により、その最適な範囲設定に至ったのである。以上、本発明のＡｌは０．４〜０．７％とする。
【００２７】
Ｎｉは、Ｍｓ点を下げ、ベイナイト組織を微細化させるなど焼入性を高める作用を持つ。また、本発明のＡｌ添加がＭｓ点を上げる作用によるベイナイト組織の粗大化にて靭性を低下させるに対し、その靭性劣化を調整・補うに重要な元素でもある。よって、本発明のＡｌ添加量との相互調整の上でも、Ｎｉは０．５％以上の添加とする。なお、過度の添加はＡ_１変態点の低下など熱間鍛造金型として不利な特性変化をまねくので、１．５％以下とする。
【００２８】
Ｃｏは、焼戻し時の炭化物の析出を強化し、高温強度を増すことから、添加することが望ましい。ここで、５．０％を超える添加は効果が飽和し、また高価な元素であることから添加量の上限を５．０％とする。好ましい添加量として、０．５〜４．０％である。
【００２９】
Ｎは、結晶粒微細化効果を持つが、過度に添加するとＡｌと結合して、ＡｌＮの形で析出してしまい、本発明の重要な作用である窒化時のＡｌによる窒化特性改善の効果を低下させるので、０．１００％以下とすることが望ましい。
【００３０】
不可避的不純物であるＰ，Ｓ，Ｏは本発明鋼の靭性を低下させるので、望ましくは、それぞれＰ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｏ：０．００５％以下とする。
【００３１】
以上の本発明の熱間鍛造金型用鋼を用いて製作した熱間鍛造金型であれば、その靭性および高温強度に優れるものである。そして、窒化処理を施すことでその成形面に窒化層を有すれば、十分な耐摩耗性を達成することができ、摩耗寿命向上の効果が大きい。なお、窒化処理は熱間鍛造金型に一般に適用されている、イオン窒化処理、ガス窒化処理、ガス軟窒化処理、塩浴窒化処理、塩浴浸硫窒化処理、ならびにガス浸硫窒化処理、または固体窒化媒体を使用したものなどいずれの種類の窒化処理を適用してもその効果が顕著に現れる。
【００３２】
【実施例】
表１に本発明鋼（Ｅ，Ｆ，Ｈ，Ｉ）および比較鋼（Ａ〜Ｄ，Ｇ，Ｊ，Ｋ）の化学成分を示す。
【００３３】
【表１】

【００３４】
（実施例１）
窒化処理を行なった場合の、その窒化層硬さを評価すべく、測定用試料を作製した。まず、表１の本発明鋼および比較鋼の組成を有する断面寸法１００ｍｍ×１００ｍｍの鍛伸材より１０ｍｍ角の試料を切り出し、１０２０℃で焼入れ後、焼戻しで４５ＨＲＣの硬さに調整した。そして、イオン窒化を５００℃×２０ｈ、Ｎ_２：Ｈ_２＝１：１のガス組成比中で行ない、窒化層の表層部硬さ分布測定用試料とした。そして、その使用中の熱間鍛造金型の表層部温度を想定して、７００℃×２０ｍｉｎの加熱を行ない、該加熱前の窒化ままの状態および該加熱後の状態での試料の窒化層の断面硬さ分布をビッカース硬度計で測定した。窒化層内の最高硬さをまとめて、表２に示す。
【００３５】
【表２】

【００３６】
表２より、５％のＣｒを含む比較鋼Ａ（ＳＫＤ６１）の窒化硬さは１０００ＨＶを超え、これは３％Ｃｒ系の比較鋼Ｂ（ＳＫＤ７）の窒化硬さ９２０ＨＶに比して耐磨耗性の点でかなり有利である。ところが、熱間鍛造金型の場合、被加工材の加熱温度は１０００℃を超え、金型表層部は７００℃前後にまで温度上昇するため、使用中に金型表層部が熱軟化していく。そこで本実施例では、窒化ままの測定用試料を７００℃×２０ｍｉｎ加熱して、その後の窒化硬さを測定することで、窒化層の軟化特性を評価するものである。
【００３７】
その結果、比較鋼Ａは７５０ＨＶまで低下しているのに対し、比較鋼Ｂは８５０ＨＶであり、窒化硬さが逆転している。この挙動は窒化層の軟化抵抗の差というよりは、母材の軟化抵抗に基づくものである。つまり、比較鋼ＡのＳＫＤ６１は比較鋼ＢのＳＫＤ７に比べ、母材の軟化が進み易いので、母材の硬さが低くなってしまった影響で窒化硬さも低下したのである。これに対して、３％Ｃｒ系の鋼にＡｌを添加した鋼Ｃ〜Ｋを評価すると、Ａｌ添加量が少ない比較鋼Ｃ，Ｄ以外は１１００ＨＶ以上の窒化まま硬さが得られており、これは比較鋼Ａを上回るものである。さらに７００℃加熱後でも高い硬さを保っている。なお、４％Ｃｒの比較鋼Ｊは、比較鋼Ａ同様、母材の軟化抵抗が３％Ｃｒ系に比べ劣るため、７００℃加熱後の窒化硬さが十分とは言えない。
【００３８】
図１に、鋼Ａ〜Ｇの窒化ままでの表層部断面硬さ分布を示す。Ａｌの添加量としては比較鋼Ａ（ＳＫＤ６１）の窒化硬さを上回るためには０．３％のＡｌ添加でも不十分であり、０．４％以上のＡｌを添加することが必要である。また、１．０％のＡｌを含有してもその窒化硬さは０．７％のＡｌを含有するものに差がなく、よって、窒化硬さの向上効果の面で０．７％を超えてＡｌを添加する必要はない。なお、０．１％程度のＡｌは、通常の溶解精錬での脱酸処理によっても含有される場合があるが、この程度のＡｌ量では窒化硬さに及ぼす影響は認められず、本発明の窒化特性の向上効果を得るには不足である。
【００３９】
（実施例２）
次に、靭性の評価を行なった。評価にあたっては、表１のＡ〜Ｋの本発明鋼および比較鋼の組成を有する断面寸法１００ｍｍ×１００ｍｍの鍛伸材より切り出した１０ｍｍ角材を測定用試料とした。
【００４０】
まず、上記測定用試料の焼入れ時の変態開始温度を熱膨張測定装置を用いて測定した。焼入れの際の加熱保持は１０２０℃×３０ｍｉｎとし、冷却速度を１００，３０，１０℃／ｍｉｎの３速度とした。さらに、同様の焼入れ処理を行った後、焼戻しで４７ＨＲＣの硬さに調整した各試料を２ｍｍＵノッチシャルピー試験片として準備し、衝撃試験を室温で行った。これらの結果を表３に示す。
【００４１】
【表３】

【００４２】
表３より、比較鋼Ｂ（ＳＫＤ７）は焼入冷却速度が３０℃／ｍｉｎより遅くなると、変態開始温度が４００℃以上となる。この場合の変態組織とはマルテンサイト、または温度によってはベイナイトであるが、これらの下部組織は変態開始温度が高くなるにつれ、単位組織サイズが粗くなり、焼戻し後の靭性値が低下するのである。つまり、比較鋼Ｂだと、その作製された熱間鍛造金型が大きい場合、あるいは焼き割れを生じるような複雑形状の金型であって焼入冷却をゆっくり行わなければならない場合といった、表３に示すような３０℃／ｍｉｎより速い冷却速度が得られない金型の時に靭性が低下し、割れ感受性が高い金型となってしまう。
【００４３】
これに対して、比較鋼Ｃは焼入冷却速度が遅くなった場合でも変態開始温度の上昇が抑えられており、靭性値の低下も少ない。一方、Ａｌが添加されている本発明鋼Ｅは、その変態開始温度は比較鋼Ｃに比べて高くこそなっているも、３０℃／ｍｉｎ前後までの冷却速度であれば、変態開始温度も４００℃よりかなり低く、靭性値も確保されている。これらより、本発明のＡｌ量を添加する場合は、そのベースとなる熱間鍛造金型用鋼の基本組成を、比較鋼Ｃや本発明鋼Ｅの組成に調整する必要があることがわかる。
【００４４】
なお、比較鋼Ｇのように過度にＡｌを添加すると変態開始温度が高くなり過ぎ、上記と同様の現象で靭性が低下してしまう。また、同様に変態開始温度が高くなる比較鋼Ｋは、そのベース組成自体のＣ量が低く変態温度が高いために靭性の劣化を生じていることから、もはやＡｌを添加することができないものである。
【００４５】
（実施例３）
次に、高温強度の評価を行なった。表１のＡ〜Ｋの本発明鋼および比較鋼の組成を有する断面寸法１００ｍｍ×１００ｍｍの鍛伸材より１０ｍｍ角の試料を切り出し、加熱保持を１０２０℃×３０ｍｉｎ、冷却速度を３０℃／ｍｉｎとした焼入れ処理を行った後、焼戻しで４７ＨＲＣの硬さに調整した引張試験片を準備し、７００℃で試験を行った。その結果を表４に示す。
【００４６】
【表４】

【００４７】
本発明鋼Ｅ，Ｆ，Ｈ，Ｉは、前記金型としての靭性を考慮したため、比較鋼Ｂや比較鋼Ｋの高温強度には及ばないが、汎用鋼である比較鋼Ａ（ＳＫＤ６１）の高温強度を十分に上回っている。よって、窒化硬さが高いこと、高温強度が高いことの相乗効果で、それぞれどちらかが不十分なＳＫＤ６１やＳＫＤ７に比べて、熱間鍛造金型に使用された場合、その磨耗寿命を伸ばすことができるのである。そして、表３に示したように焼入冷却速度が低下しても靭性の劣化の少ない比較鋼Ｊは、高温強度が比較鋼Ａ（ＳＫＤ６１）と大差なく、この面からの摩耗寿命向上を図ることができないのである。
【００４８】
（実施例４）
最後に、熱間鍛造金型を作製して実際の鍛造を行い、金型寿命を評価した。表１の本発明鋼（Ｅ）および比較鋼（Ａ〜Ｄ，Ｋ）の組成を有する外径１５０ｍｍ、長さ２５０ｍｍのパンチを加工・作製し、０．５ＭＰａに加圧したチャンバー内で１０２０℃の加熱温度から窒素ガス冷却により焼入れ後、４７ＨＲＣに焼戻して調質し、５７０℃でガス窒化を行った。なお、これら金型の焼入冷却速度は４５℃／ｍｉｎであった。
【００４９】
上記パンチによる熱間鍛造で成形した製品は自動車部品であり、被加工材の加熱温度は１２００℃、プレスのサイクルタイムは毎分４５回である。この実験の結果を表５に示す。比較鋼Ａで作製した金型は７９００サイクルにて寿命に達し、その要因は表層部の軟化に伴った塑性流動摩耗であった。これに対し、比較鋼Ｂによる金型は、表４に示すように高温強度が高く、軟化も進みにくいはずであるが、窒化層が早期に摩耗したため、金型寿命が比較鋼Ａのものと大差なかった。これに比べて、本発明鋼Ｅによる金型は摩耗寿命が８０％程度向上した。比較鋼Ｋによる金型は靭性が不足し、早期に割れが発生した。一方、比較鋼ＣとＤはＡｌ添加の効果が十分でないため、比較鋼Ｂの摩耗寿命を十分に上回ることはなかった。
【００５０】
【表５】

【００５１】
【発明の効果】
本発明によれば、従来鋼で両立できなかった高温強度と窒化硬さの両特性を高い水準で備えるため、高寿命の熱間鍛造金型が達成でき、特に窒化処理を施した熱間鍛造金型の寿命を向上させるに有効である。よって、生産コストを節減することができ、本発明の工業的価値は高い。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の効果の一例を示す図である。

Claims

質量％で、Ｃ：０．３〜０．５％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｎｉ：０．５〜１．５％、Ｃｒ：３．０％を超え３．６％以下、ＭｏおよびＷは単独または複合で（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：２．０〜４．０％、Ｖ：０．２〜１．５％、Ａｌ：０．４〜０．７％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする熱間鍛造金型用鋼。
質量％で、Ｃ：０．３〜０．５％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｎｉ：０．５〜１．５％、Ｃｒ：３．０％を超え３．６％以下、ＭｏおよびＷは単独または複合で（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：２．０〜４．０％、Ｖ：０．２〜１．５％、Ａｌ：０．４〜０．７％、Ｃｏ：５．０％以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする熱間鍛造金型用鋼。
質量％で、Ｎ：０．１００％以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の熱間鍛造金型用鋼。
不可避的不純物であるＰ，Ｓ，Ｏは、質量％で、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｏ：０．００５％以下であることを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の熱間鍛造金型用鋼。
請求項１ないし４のいずれかに記載の熱間鍛造金型用鋼を用いて製作したことを特徴とする熱間鍛造金型。
窒化層を有することを特徴とする請求項５に記載の熱間鍛造金型。