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WO2011102402A1 - 孔加工性および加工歪の抑制に優れた金型用鋼およびその製造方法 - Google Patents

孔加工性および加工歪の抑制に優れた金型用鋼およびその製造方法 Download PDF

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WO2011102402A1
WO2011102402A1 PCT/JP2011/053327 JP2011053327W WO2011102402A1 WO 2011102402 A1 WO2011102402 A1 WO 2011102402A1 JP 2011053327 W JP2011053327 W JP 2011053327W WO 2011102402 A1 WO2011102402 A1 WO 2011102402A1
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WO
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steel
less
molds
mold
mass
Prior art date
Application number
PCT/JP2011/053327
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English (en)
French (fr)
Inventor
隆一朗 菅野
英司 中津
Original Assignee
日立金属株式会社
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Publication date
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Priority to JP2012500635A priority patent/JP5668942B2/ja
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Definitions

  • the present invention relates to a mold for plastic molding, for example, and relates to a mold steel that is most suitable for mold parts such as a nest that constitutes a cavity portion and a holder that holds the nest, and a manufacturing method thereof.
  • the steel for molds of Patent Document 1 whose structure is mainly controlled by lower bainite is excellent in machinability. And in this improvement of machinability, the lower bainite of the prehardened structure after tempering (quenching and tempering) by mutual adjustment of Ni and Cu greatly contributes.
  • the processing area for the mold steel increases, and the mold carving depth also increases. Therefore, in the steel for mold before processing, for example, if the residual stress introduced at the time of quenching is distributed remarkably and non-uniformly, the residual stress is partially released at the time of die engraving. There is a concern that processing distortion may occur in the mold. Therefore, in order to suppress this processing strain, it is effective to reduce the residual stress in the mold steel.
  • an object of the present invention is to provide excellent machinability, particularly ⁇ 5 mm or less, because even a die steel with a large cross-sectional dimension can maintain a uniform lower bainite structure and reduce residual stress. It is intended to provide a die steel that achieves a hole workability that can cope with small-diameter hole machining and a reduction in machining strain.
  • the present inventor examined a method capable of compensating a sufficient and uniform lower bainite structure even when the cooling rate during quenching described above is slow. And even if residual stress that may cause processing strain is introduced during the quenching, a method that can efficiently reduce the residual stress later was studied. As a result, it was found that these techniques can be achieved together by improving the component composition based on the component composition of the mold steel of Patent Document 1, and reached the mold steel of the present invention.
  • the present invention is, in mass%, C: 0.15 to 0.30%, Si: 1.0% or less, Mn: 2.0% or less, Ni: 0.6 to 1.5%, Cr: 1 More than 0.0 to 2.0%, Mo and W alone or in combination (Mo + 1 / 2W): 1.2% or less, V: 0.03 to 0.15%, Cu: 0.1 to 0.5% Less than, S: 0.05% or less, Al is controlled to 0.1% or less, N is controlled to 0.06% or less, O is controlled to 0.005% or less, and the balance is composed of Fe and inevitable impurities.
  • the composition is expressed by mass%.
  • Formula 1 [% Ni] +1.2 [% Cu] has a value of 0.70 to 1.80, and the cross-sectional structure is 50% by area of the lower bainite.
  • the steel for molds is excellent in hole workability and processing strain suppression, characterized by having a hardness of 34 to 45 HRC.
  • the mold steel of the present invention has the following composition by mass%: (1) C: 0.17 to 0.25%, Cr: 1.2 to 1.8%, (2) Ni: 0.00. 6 to 1.2%, Cu: 0.1 to 0.45%, (3) Formula 1: 1 of [% Ni] +1.2 [% Cu] is 1.10 to 1.60 It is preferable to satisfy one or more conditions.
  • the mold steel of the present invention preferably has the above (Mo + 1 / 2W) of 0.2 to 1.0%, or more preferably S of 0.005 to 0.05%.
  • the composition of the steel is expressed by the formula 2 expressed by mass%: 60 [% C] +1.5 [% Si] + [% Ni] +6 [% Cr] +2 [% Mo + 1/2% W (single or composite)]
  • the value of +20 [% V] +0.2 [% Cu] is preferably 16.20 to 38.10.
  • the present invention is characterized in that a steel having the above composition is quenched and tempered at 570 ° C. or higher, thereby adjusting the cross-sectional structure to 50 area% or lower of the lower bainite and the hardness to 34 to 45 HRC.
  • This is a method for producing steel for molds excellent in suppressing hole workability and processing strain.
  • the cooling rate in the range from 450 ° C. to 400 ° C. is preferably 3 ° C./min or more.
  • the heating temperature is preferably 850 to 1050 ° C.
  • the structure and the tempering properties described later are optimized by an appropriate combination of the component composition, in particular, mutual adjustment of C, Cr, Ni, and Cu, so that it has high hardness and excellent toughness.
  • the mold steel that has both machinability and ability to suppress processing strain and can be easily applied to a large mold.
  • the feature of the present invention is that for the steel for molds of Patent Document 1 excellent in bainite hardenability, the readjustment of the constituent element species, in particular, the relationship between the amounts of C, Cr, Ni, and Cu has been reviewed.
  • the present inventors have found an optimum component composition that can improve the lower bainite uniformity of the structure and can cope with the reduction of residual stress that the structure can have.
  • the mold steel of the present invention is assumed to be so-called pre-hardened steel which is supplied with a predetermined tempered hardness and is used after being engraved and polished after being tempered.
  • the tempered hardness is adjusted by a series of heat treatments by quenching and generally tempering at 550 ° C. or higher, which includes high hardness for obtaining a mirror finish and high toughness and From the viewpoint of achieving both low hardness for obtaining machinability (tool life), it is preferably in the range of 34 to 45 HRC.
  • tissue of this invention steel is controlled to a lower bainite in the hardening process. That is, in order to achieve both excellent toughness and machinability, the structure mainly composed of lower bainite, which is also adopted in the steel for molds of Patent Document 1, is adopted in the present invention.
  • the lower bainite occupying the entire structure is 50 area% or more in the cross-sectional structure. Preferably it is 60 area% or more, More preferably, it is 70 area% or more.
  • FIG. 1 is a photomicrograph showing an example of a cross-sectional structure of the steel of the present invention, and FIG. 2 is a schematic diagram thereof. In the case of FIG. 1, the area ratio of the lower bainite in the cross-sectional structure is 85%.
  • the lower bainite hardenability is excellent, for example, even if it is quenching with slow cooling speeds, such as direct quenching by air cooling, sufficient amount of lower bainite. It is possible to get However, as the mold steel size increases, the cooling rate during quenching becomes further slower, and if the lower bainite becomes non-uniform, it leads to a decrease in machinability as described above. It is. Therefore, in the present invention, the lower bainite uniformity of the steel of the present invention could be improved by reviewing the component composition of the steel for molds of Patent Document 1 as described below.
  • the present invention has excellent temper softening resistance that can maintain the hardness of 34 to 45 HRC with good reproducibility even when heated at least 570 ° C., preferably 580 ° C.
  • C 0.15-0.30% C is necessary to keep the quenched structure in a lower bainite structure with good machinability (if it is too low, it will lead to precipitation of ferrite), and in tempering, it will be strengthened by the precipitation of Cr, Mo (W), V carbides. Is a basic additive element. And it is an element required only for providing the temper softening resistance which is the characteristic of this invention. Therefore, it is important that C is 0.15% by mass or more. If the amount is too large, the base is martensite-organized and excessive carbides are formed to reduce the machinability, so the amount is 0.30% by mass (hereinafter simply referred to as%) or less. Preferably, the content is 0.17% or more and / or 0.25% or less.
  • Si 1.0% or less Si is an element that enhances the corrosion resistance to the atmosphere when using the mold, but if it is too much, it will lead to the formation of ferrite, so 1.0% or less. Further, when Si is reduced, the anisotropy of the mechanical properties is reduced, and stripe segregation is reduced to obtain excellent mirror workability. Therefore, the Si content is preferably 0.6% or less. In addition, in providing said corrosion resistance, it is preferable to add 0.1% or more, further 0.2% or more.
  • Mn 2.0% or less Mn is an element that enhances the lower bainite hardenability and suppresses the formation of ferrite to impart moderate quenching and tempering hardness.
  • the amount is too large, the heat treatment management for maintaining the lower bainite structure becomes severe, and martensitic transformation is promoted.
  • the machinability is lowered by increasing the viscosity of the base, the content is made 2.0% or less.
  • Ni is an element that enhances the lower bainite hardenability of the steel of the present invention and suppresses the formation of ferrite. And it is an important element which controls a structure
  • ⁇ Cr more than 1.0 to 2.0% Cr is added to precipitate and agglomerate fine carbides during the tempering treatment and form the strength of the steel of the present invention.
  • the corrosion resistance of the steel of the present invention is enhanced to suppress rusting during polishing or during mold storage.
  • it has the effect of increasing the hardness of the nitrided layer. Therefore, it adds exceeding 1.0%.
  • the amount is too large, the effect of refining the lower bainite structure promotes martensitic transformation, increases the base viscosity, and reduces machinability.
  • it is important to make it 2.0% or less. Preferably it is 1.2% or more and / or 1.8% or less.
  • Mo and W are single or composite (Mo + 1 / 2W): 1.2% or less Mo and / or W precipitate and agglomerate fine carbides during the tempering treatment, and improve the strength of the steel of the present invention.
  • Mo and W are partly dissolved in the oxide film on the mold surface, thereby improving the corrosion resistance against corrosive gas generated from, for example, plastic during use of the mold.
  • (Mo + 1 / 2W) is set to 1.2% or less. And preferably it is 0.2% or more and / or 1.0% or less. More preferably, it is 0.3% or more and / or 0.9% or less.
  • V 0.03-0.15% V increases the resistance to temper softening and suppresses the coarsening of crystal grains, thereby contributing to the improvement of toughness.
  • at least 0.03% or more is required, but if it is too much, the machinability is reduced, so the content was made 0.15% or less.
  • Cu 0.1 to less than 0.5%
  • Cu precipitates or agglomerates the Fe—Cu solid solution in the tempering treatment of the steel of the present invention as in the steel for molds of Patent Document 1.
  • tissue is controlled to a lower bainite by adjustment of the appropriate addition amount with Ni mentioned above.
  • the steel of the present invention is imparted with excellent machinability.
  • Cu also has an effect of providing excellent corrosion resistance. However, if the amount is too large, in addition to lowering hot workability, it also works on the martensitic transformation of the structure, which in turn reduces machinability.
  • the Cu content is greatly related to the non-uniformity of the lower bainite, which is the subject of the present invention. That is, in the process of bainite transformation by quenching, if the cooling rate at that time becomes slow, transformation to upper bainite occurs at a relatively high temperature, and therefore Cu precipitates at the interface between the transformed region of upper bainite and untransformed austenite. . Thereby, since the transformation to the upper bainite further proceeds around the Cu precipitate, it becomes difficult to obtain a uniform lower bainite. And since precipitation of this Cu is accelerated
  • the Cu of the steel of the present invention is 0.1 to less than 0.5%. Preferably it is 0.25% or more and / or 0.45% or less.
  • S 0.05% or less S is present in the structure as MnS of non-metallic inclusions, and has a great effect on improving the machinability.
  • MnS the presence of a large amount of MnS becomes a factor that degrades the performance of the mold itself, such as promoting mechanical properties, particularly toughness anisotropy. Therefore, S of the steel of the present invention that has excellent toughness, machinability and hardness, and also achieves excellent polishing finish needs to be limited to 0.05% or less.
  • the content is preferably 0.005% or more, more preferably 0.01% or more.
  • Al is usually used as a deoxidizing element at the time of melting, but in the steel of the present invention in a state after tempering, Al2O3 present in the steel has mirror surface workability. Since it decreases, it is necessary to regulate to 0.1% or less. Preferably it is 0.05% or less. And it is more preferably 0.01% or less, and still more preferably 0.005% or less.
  • N 0.06% or less
  • N is an element that forms nitrides in steel. If the nitride is excessively formed, the toughness, machinability and polishability of the mold are significantly deteriorated. Therefore, it is preferable to regulate N in steel low, and in the present invention, it is specified to be 0.06% or less. Preferably it is 0.02% or less, More preferably, it is 0.015% or less.
  • O is an element that forms an oxide in steel, and causes a significant deterioration in cold plastic workability and polishability.
  • the upper limit of O is set to 0.005%.
  • the regulation is controlled to a lower level, for example, 0.001% or less. Therefore, there is no particular requirement for the low amount management of the O amount itself. Therefore, exceeding 0.001% is sufficiently acceptable.
  • Formula 1 The value of [% Ni] +1.2 [% Cu] is 0.70 to 1.80 In the steel of the present invention, even if the content of Cu is reduced in order to reduce non-uniformity of the lower bainite, the value of the following formula 1: [% Ni] +1.2 [% Cu] by mass% is reduced to 0. If it is secured to .70 to 1.80, a sufficient amount of the lower bainite structure itself can be realized, and the machinability, toughness and hardness can be combined at a high level. That is, if the value of Formula 1 is less than 0.70, ferrite and upper bainite are likely to be generated. If the equivalent value is greater than 1.80, excessively refined lower bainite and martensite are likely to be generated. Preferably it is 1.10 or more and / or 1.60 or less.
  • the value according to the above formula 1 is controlled to 0.70 or more, and further
  • the cooling range from 450 ° C. to 400 ° C. during quenching is preferably a cooling rate of 3 ° C./min or more.
  • the mold steel of the present invention has a component composition in which upper bainite is more easily generated than the mold steel of Patent Document 1 by reducing the amount of Cu.
  • the component composition has a quenching characteristic in which a bainite nose is located in a range of 450 to 400 ° C. in an isothermal transformation diagram.
  • the above temperature range is allowed to pass at a high cooling rate, so that the formation of upper bainite can be suppressed even in the mold steel having a Cu amount of 0.1%. . And it becomes easier to achieve the amount of lower bainite of 60 area% or more, further 70 area% or more by this quenching.
  • the heating temperature during quenching is preferably 850 to 1050 ° C. at which sufficient austenitization can be achieved.
  • Formula 2 60 [% C] +1.5 [% Si] + [% Ni] +6 [% Cr] +2 [% Mo + 1/2% W (single or combined)] + 20 [% V] +0.2 [%
  • the value of Cu] is 16.20 to 38.10.
  • the range of 16.20 to 38.10 is acceptable for the value of compound)) + 20 [% V] +0.2 [% Cu].
  • a range of 23.00 or more and / or 28.00 or less is more preferable.
  • toughness improving elements and machinability improving elements can be added as long as the above-described effects are not impaired.
  • Nb 0.5% or less (preferably 0.01% or more and / or 0.1% or less)
  • Ti 0.15% or less (preferably 0.01% or more)
  • Zr 0.15% or less (preferably 0.01% or more)
  • Any one or more of Ta: 0.15% or less (preferably 0.01% or more) can be added.
  • Zr 0.2% or less (preferably 0.003% or more), Ca: 0.01% or less (preferably 0.0005% or more), Pb: 0.2% or less (preferably 0.03% or more), Se: 0.2% or less (preferably 0.03% or more), Te: 0.15% or less (preferably 0.01% or more), Bi: 0.2% or less (preferably 0.01% or more), In: 0.5% or less (preferably 0.005% or more), Any one or more of Ce: 0.1% or less (preferably 0.01% or more) can be added.
  • Y, La, Nd, Sm, and other REM (rare earth) elements may be contained in total of 0.3% or less (preferably 0.0005% or more).
  • the mold steel of the present invention is excellent in suppressing processing strain, which can maintain a hardness of 34 to 45 HRC even when the tempering temperature during tempering is 570 ° C. or higher.
  • the above tempering temperature is preferably 650 ° C. or lower in order to more reliably maintain a hardness of 34 HRC or higher.
  • Table 1 shows the chemical composition of the steel of the present invention and the comparative steel.
  • Sample No. which is a comparative steel.
  • Nos. 11 to 15 are steels for metal molds disclosed in Patent Document 1.
  • Sample No. 10 is a sample No. 10 of the steel of the present invention.
  • 3 is a mold steel having the same composition as that of No. 3.
  • Quenching is performed by pressurized gas cooling, and the time required for cooling from the quenching temperature (900 ° C.) to the intermediate temperature (450 ° C.) between the quenching temperature and room temperature (20 ° C.) is expressed as “half-cooling time ( When it is defined as “semi-cooled ** minutes”, it was cooled in about half-cooled 150 minutes as a part corresponding to a part where the cooling rate becomes slow like the center part of a large-sized steel material.
  • the cooling rate in the range of 450 to 400 ° C. is the sample No. All were controlled at 3 ° C./min or more except that 10 was set to about 1 ° C./min.
  • the sample temperature was measured by a thermocouple attached in the vicinity of the center of the sample.
  • the target hardness was 37 to 41 HRC, and the mixture was heated for 2 hours at an appropriate temperature in the range of 550 ° C. to 650 ° C. and then air-cooled (at this time, the hardness of sample No. 10 was significantly lower than 37 HRC).
  • each sample after tempering was subjected to the following drilling test to evaluate their machinability. That is, drilling was performed with a JIS-SKH51 high-speed steel ⁇ 1 mm drill under the conditions of cutting speed: 20 m / min, feed rate: 31.83 mm / min, and drilling hole depth: 10 mm. The number of holes until the drill broke was defined as the tool life, and the value was measured.
  • the hardness of the drill incident surface and the microstructure observation of the sample subjected to the drilling test were performed.
  • Microscopic observation is performed by finishing the drill incident surface to a mirror surface by buffing 1 ⁇ m abrasive grains, and then observing each sample surface corroded with a mixed solution of 10% nitric acid and 90% ethyl alcohol with an optical microscope with a magnification of 400 times. Then, the area ratio of the lower bainite occupying the surface was measured by photographing.
  • Nos. 1 to 8 maintain a predetermined high hardness even by tempering at 570 ° C. or higher, specifically 580 ° C. or higher.
  • the sample No. C added with the amount of C exceeding 0.25%.
  • No. 8 is tempered at 620 ° C. and maintains a hardness of 37.0 HRC and is excellent in temper softening resistance.
  • sample no. Sample Nos. 1 to 7 have excellent toughness and a high C content.
  • No. 8 while ensuring sufficient toughness, their machinability (hole workability) is the same as the sample No. 1 of Patent Document 1. It is improved from 11-15.
  • sample no. 10 is a steel for molds which satisfies the component composition of the present invention, but whose structure is mainly upper bainite.
  • Sample No. No. 10 has a lower hardness than other samples, and has a high Charpy impact value. However, the machinability of the present invention is not achieved.
  • FIG. 3 is a summary of the results of drill life (number of holes) with respect to the amount of Cu in Table 2.
  • the steel for molds satisfying the composition of the present invention has an improved drill life.
  • the drill life is shorter than other samples having a hardness of about 37 HRC despite the low hardness.
  • the steel of the present invention has excellent machinability that is not found in conventional pre-hardened steel for plastic molding. In addition to low processing strain, it is suitable for products that require precision processing because it reduces the number of man-hours required for processing the product and it is difficult for cracks to occur due to thermal stress associated with processing. Become.

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Abstract

　優れた被切削性、特には小径孔加工に対応でき、加工歪の低減も達成した金型用鋼と、その製造方法を提供する。　質量％で、Ｃ：０．１５～０．３０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｎｉ：０．６～１．５％、Ｃｒ：１．０超～２．０％、ＭｏとＷは単独または複合で（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：１．２％以下、Ｖ：０．０３～０．１５％、Ｃｕ：０．１～０．５％未満、Ｓ：０．０５％以下を含有し、Ａｌは０．１％以下、Ｎは０．０６％以下、Ｏは０．００５％以下に規制され、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる組成の鋼であって、質量％で示される式１：［％Ｎｉ］＋１．２［％Ｃｕ］の値が０．７０～１．８０であり、断面組織は下部ベイナイトを５０面積％以上とし、硬さが３４～４５ＨＲＣの金型用鋼である。そして、上記の断面組織および硬さは、焼入れと５７０℃以上の焼戻しによって調整する金型用鋼の製造方法である。

Description

孔加工性および加工歪の抑制に優れた金型用鋼およびその製造方法
　本発明は、例えばプラスチックの成形用金型に係り、そのキャビティ部などを構成する入れ子や、入れ子を保持するホルダなどの金型部品に最適な金型用鋼と、その製造方法に関する。
　従来、プラスチック等を成形する金型においては、それを構成する金型用鋼には、
（１）鏡面仕上性が良く、ピンホールやその他微細ピットの発生傾向が小さいこと、
（２）シボ加工性が良いこと、
（３）耐食、耐発錆性が良いこと、
（４）強度、耐摩耗性、靭性が良いこと、
（５）被切削性が良いこと、
などが要求される。
　なかでも、優れた被切削性、すなわち切削工具寿命の向上は、近年の金型作製コストの削減要求にとって重要な改善特性である。そこで本願出願人は、上記の被切削性の向上を目的として、Ｃｒ、Ｍｏ（１／２Ｗ）、Ｃｕ、およびＶの最適調整による析出強化を採用した低Ｃ－Ｍｎ－Ｎｉ－Ｃｒ－Ｍｏ（Ｗ）－Ｖ－Ｃｕ－Ｆｅ系の金型用鋼を開発した（特許文献１参照）。
特許第４２６９２９３号公報
　組織を下部ベイナイト主体に制御した特許文献１の金型用鋼は、被切削性に優れるものである。そして、この被切削性の向上には、ＮｉとＣｕの相互調整による調質（焼入れ焼戻し）後のプリハードン組織の下部ベイナイト化が大きく寄与している。
　ところで、近年は金型の大型化に伴って、これに用いられる鋼材にも断面寸法の非常に大きなものが必要とされている。そして、この金型用鋼の大寸法化は、焼入れ時の冷却速度を遅くする一要因となる。そこで、冷却速度の低下は下部ベイナイトの形成を阻害するところ、特許文献１の金型用鋼は下部ベイナイト焼入性に優れることから、例えば熱間加工後の直接焼入れといった冷却速度が遅い焼入れであっても、十分量の下部ベイナイトを得ることができる。
　しかしながら、下部ベイナイト焼入性に優れる特許文献１の金型用鋼であっても、上記の冷却速度の低下に係っては、十分な量の下部ベイナイトが均一に形成されないと（偏って形成されると）、金型用鋼の靱性や被切削性を低下させることとなる。各種の切削加工のなかでも、特にドリル等による孔加工は、それがφ５ｍｍ以下の小径孔加工ともなると、下部ベイナイトが不均一な金型用鋼では加工時に生成される切屑の排出がスムーズに行われず、工具の短寿命化の要因となる。
　また、金型の大型化に伴っては、金型用鋼への加工面積は広くなり、その型彫り深さも大きくなってくる。よって、加工前の金型用鋼中には、例えば上記の焼入れ時に導入された残留応力が顕著かつ不均一に分布していると、型彫り時にその残留応力が部分的に開放されることで、金型には加工歪が生じることが懸念される。したがって、この加工歪を抑制するには、金型用鋼中の残留応力を低減しておくことが有効となる。
　そこで本発明の目的は、断面寸法の大きな金型用鋼であっても、下部ベイナイト組織を均一に維持でき、しかも残留応力の低減が可能であることから、優れた被切削性、特にφ５ｍｍ以下の小径孔加工にも対応し得る孔加工性と、加工歪の低減を達成した金型用鋼を提供することである。
　最初に、優れた被切削性と靭性を維持するためには、本発明者は、上記した焼入れ時の冷却速度が遅くなっても十分量かつ均一な下部ベイナイト組織が補償できる手法を検討した。そして、上記の焼入れ時には加工歪が懸念される程の残留応力が導入されたとしても、後にはそれを効率よく低減できる手法を検討した。その結果、これらの手法は、特許文献１の金型用鋼が有する成分組成を基にして、それを改良することで共に達成できることを見いだし、本発明の金型用鋼に到達した。
　すなわち本発明は、質量％で、Ｃ：０．１５～０．３０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｎｉ：０．６～１．５％、Ｃｒ：１．０超～２．０％、ＭｏとＷは単独または複合で（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：１．２％以下、Ｖ：０．０３～０．１５％、Ｃｕ：０．１～０．５％未満、Ｓ：０．０５％以下を含有し、Ａｌは０．１％以下、Ｎは０．０６％以下、Ｏは０．００５％以下に規制され、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる組成の鋼であって、該組成は質量％で示される式１：［％Ｎｉ］＋１．２［％Ｃｕ］の値が０．７０～１．８０であり、断面組織は下部ベイナイトを５０面積％以上とし、硬さが３４～４５ＨＲＣであることを特徴とする孔加工性および加工歪の抑制に優れた金型用鋼である。
　さらに本発明の金型用鋼は、上記の質量％による組成が、（１）Ｃ：０．１７～０．２５％、Ｃｒ：１．２～１．８％、（２）Ｎｉ：０．６～１．２％、Ｃｕ：０．１～０．４５％、（３）式１：［％Ｎｉ］＋１．２［％Ｃｕ］の値が１．１０～１．６０、のうちの１つ以上の条件を満たすことが好ましい。
　また、本発明の金型用鋼は、上記の（Ｍｏ＋１／２Ｗ）が０．２～１．０％、あるいはさらにＳが０．００５～０．０５％であることが好ましい。そして鋼の組成は、質量％で示される式２：６０［％Ｃ］＋１．５［％Ｓｉ］＋［％Ｎｉ］＋６［％Ｃｒ］＋２［％Ｍｏ＋１／２％Ｗ（単独または複合）］＋２０［％Ｖ］＋０．２［％Ｃｕ］の値が１６．２０～３８．１０であることが好ましい。
　そして本発明は、上記の組成を有する鋼に、焼入れと５７０℃以上の焼戻しを行うことで、その断面組織を下部ベイナイト５０面積％以上、硬さを３４～４５ＨＲＣに調整することを特徴とする孔加工性および加工歪の抑制に優れた金型用鋼の製造方法である。焼入れは、４５０℃から４００℃までの範囲の冷却速度を３℃／分以上とすることが好ましい。あるいはさらに、その加熱温度を８５０～１０５０℃とすることが好ましい。
　本発明であれば、成分組成の適切な組合せ、特にはＣ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕの相互調整によって、その組織と後述する焼戻し特性が最適化されているので、高硬度でかつ優れた靭性と、被切削性および加工歪の抑制能を兼備し、大型の金型にも適用が容易な金型用鋼を提供できる。
本発明鋼の断面組織の一例を示す顕微鏡写真である。 図１の顕微鏡写真の模式図である。 実施例で行った本発明鋼および比較鋼のＣｕ量に対するドリル寿命を示した図であり、本発明の効果の一例を説明する図である。
　本発明の特徴は、ベイナイト焼入性に優れた特許文献１の金型用鋼に対して、その構成元素種の再調整、特にＣ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ量の関係を見直したことで、組織の下部ベイナイト均一性を向上することができ、しかも該組織が有し得る残留応力の低減にも対応できる最適な成分組成を見いだしたことである。
　本発明の金型用鋼は、所定の調質硬さで供給され、その調質状態のままで型彫加工の後、研磨仕上げを施して使用される、いわゆるプリハードン鋼を想定している。そして、その調質硬さは、焼入れと、一般的には５５０℃以上の焼戻しによる一連の熱処理で調整されるところ、これには鏡面仕上げ性を得るための高硬度と、一方では高い靭性および被切削性（工具寿命）を得るための低硬度を両立させる観点から、３４～４５ＨＲＣの範囲であることが好ましい。
　そして、上記の熱処理においては、その焼入れ工程にて、本発明鋼の組織を下部ベイナイトに制御する。つまり、優れた靱性と被切削性の両立を図る上では、特許文献１の金型用鋼でも採用した下部ベイナイトが主体の組織を、本発明でも採用するものである。このとき、全組織に占める下部ベイナイトは、その断面組織にて５０面積％以上とする。好ましくは６０面積％以上、更に好ましくは７０面積％以上である。図１は本発明鋼の断面組織の一例を示す顕微鏡写真であり、図２はその模式図である。図１の場合、その断面組織中に占める下部ベイナイトの面積率は８５％である。
　ここで、特許文献１の金型用鋼であっても、その下部ベイナイト焼入性は優れたものであり、例えば空冷による直接焼入れといった冷却速度の遅い焼入れであっても、十分量の下部ベイナイトを得ることは可能である。しかし、金型用鋼の大寸法化に伴っては、焼入れ時の冷却速度が更に遅くなることで、下部ベイナイトが不均一となれば、それが被切削性の低下に繋がることは上記の通りである。そこで本発明では、特許文献１の金型用鋼の成分組成を下述の通り見直すことで、本発明鋼の下部ベイナイト均一性を向上させることができた。
　そして、上記の焼入れでは組織を下部ベイナイトに調整できたとしても、これと同時には鋼材中に不均一な残留応力が導入されれば、それは金型加工時の加工歪の発生に繋がり得る。そこで、この加工歪の抑制には、鋼材中の残留応力を低減しておくことが効果的であるところ、それは焼入れ時に導入される残留応力自体を低減するのではなくて、その導入された後の残留応力を有効的に除去できる手法を検討した。つまりこれが、焼入れ後に実施する焼戻し工程の利用であって、この際の加熱・保持中に残留応力を低減または除去できれば、金型用鋼の大寸法化に伴う加工歪の発生を抑えることができる。
　しかし、金型の使用硬さを維持するためには、その金型用鋼に適用されている一般的な焼戻し温度が５５０℃の辺りから設定されていることに対し、上記の残留応力を除去するのに有効な加熱・保持温度は低くても５７０℃、そして顕著な該除去効果を発揮するためには５８０℃以上、更には６００℃にも及ぶ高温域である。つまり、残留応力を除去するための焼戻し温度の単純な昇温化は、一方では金型用鋼の軟化に繋がる。したがって本発明は、優れた下部ベイナイト均一性に合せて、低くても５７０℃、好ましくは５８０℃以上の加熱でも３４～４５ＨＲＣの硬さを再現性よく維持できる焼戻し軟化抵抗性にも優れた（高温での焼戻し処理を可能とした）金型用鋼を目指した。そして、特許文献１の金型用鋼の成分組成を下述の通り見直すことで、この達成に至った。以下、本発明鋼の成分限定の理由について述べる。
・Ｃ：０．１５～０．３０％
　Ｃは、焼入れ組織を被切削性の良好な下部ベイナイト組織に保ち（低すぎるとフェライトの析出を招く）、かつ焼戻しにおいてはＣｒ、Ｍｏ（Ｗ）、Ｖ炭化物の析出による強化をもたらすために必要な基本的添加元素である。そして、本発明の特徴である焼戻し軟化抵抗を付与するためにこそ必要な元素である。よってＣは０．１５質量％以上とすることが重要である。多すぎると基地をマルテンサイト組織化し、かつ過度の炭化物を形成して被切削性を低下させるので、０．３０質量％（以下、単に％と表記）以下とする。好ましくは、０．１７％以上および／または０．２５％以下とする。
・Ｓｉ：１．０％以下
　Ｓｉは、金型使用時の雰囲気に対する耐食性を高める元素であるが、多すぎるとフェライトの生成をまねくので１．０％以下とする。また、Ｓｉを低減すると機械的特性の異方性が軽減され、また縞状偏析が低減されて、優れた鏡面加工性が得られるため、好ましくは０．６％以下とする。なお、上記の耐食性を付与するにおいては０．１％以上、さらには０．２％以上の添加を行うことが好ましい。
・Ｍｎ：２．０％以下
　Ｍｎは、下部ベイナイト焼入性を高め、またフェライトの生成を抑制して、適度の焼入れ焼戻し硬さを付与する元素である。しかし多すぎると、下部ベイナイト組織を維持するための熱処理管理が厳しくなり、マルテンサイト変態化を促進させる。また基地の粘さを上げて被切削性を低下させるので２．０％以下とする。なお、上記の焼入性を付与するにおいては１．０％以上、さらには１．２％以上の添加を行うことが好ましい。
・Ｎｉ：０．６～１．５％
　Ｎｉは、本発明鋼の下部ベイナイト焼入性を高め、またフェライトの生成を抑制する元素である。そして、後述するＣｕとの適切な添加量の調整により、組織を下部ベイナイトに制御する重要な元素であって、これは本発明鋼に優れた被切削性を付与する。しかし多すぎると、下部ベイナイト組織を過度に微細化させ、マルテンサイト変態化を促進し、基地の粘さを上げて被切削性を低下させる。よってＮｉは０．６～１．５％とする。好ましくは１．２％以下とする。
・Ｃｒ：１．０超～２．０％
　Ｃｒは、焼戻し処理時に微細炭化物を析出、凝集させ、本発明鋼の強度を形成するために添加される。また本発明鋼の耐食性を高めて、研磨加工時あるいは金型保管時の発錆を抑制する。さらに窒化処理を行う場合には、窒化層の硬さを高める効果を有する。よって１．０％を超えて添加する。しかし多すぎると、下部ベイナイト組織を微細化させる作用から、マルテンサイト変態化を促進し、基地の粘さを上げて被切削性を低下させる。そして、本発明の特徴である焼戻し軟化抵抗を小さくすることから、２．０％以下とすることが重要である。好ましくは１．２％以上および／または１．８％以下である。
・ＭｏとＷは単独または複合で（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：１．２％以下
　Ｍｏおよび／またはＷは、焼戻し処理時に微細炭化物を析出、凝集させて、本発明鋼の強度を向上する。そして、本発明の特徴とする鋼材中の残留応力の低減と、さらには金型に窒化処理を施して使用する場合も考慮すれば、焼入れ焼戻しにおける軟化抵抗を大きくするための有用元素である。さらにＭｏやＷは、その一部が金型表面の酸化皮膜中に一部固溶することで、金型使用中の、例えばプラスチックから発生する腐食性ガスに対しての耐食性を向上する作用効果もある。しかし、多すぎると被切削性の低下を招くので、（Ｍｏ＋１／２Ｗ）で１．２％以下とした。そして、好ましくは０．２％以上および／または１．０％以下である。さらに好ましくは０．３％以上および／または０．９％以下である。
・Ｖ：０．０３～０．１５％
　Ｖは、焼戻し軟化抵抗を高めるとともに、結晶粒の粗大化を抑制して、靭性の向上に寄与する。また、硬質の炭化物を微細に形成して、耐摩耗性を向上させる効果がある。このためには少なくとも０．０３％以上を必要とするが、多すぎると被切削性の低下を招くので０．１５％以下とした。好ましくは０．０５％以上および／または０．１２％以下である。
・Ｃｕ：０．１～０．５％未満
　Ｃｕは、特許文献１の金型用鋼に同様、本発明鋼の焼戻し処理においてもＦｅ－Ｃｕ固溶体を析出または凝集させる。そして、上述したＮｉとの適切な添加量の調整により、組織を下部ベイナイトに制御する。これら固溶体の析出または凝固と、下部ベイナイトへの組織制御とが相まって、本発明鋼には優れた被切削性が付与される。またＣｕは、優れた耐食性をもたらす効果もある。しかし多すぎると、熱間加工性を低下させることに加えて、組織のマルテンサイト変態化にも働いて、かえって被切削性を低下させる。
　そして特筆すべきは、本発明の課題とする下部ベイナイトの不均一性には、このＣｕの含有量が大きく関わっていることである。すなわち、焼入れによるベイナイト変態の過程では、その時の冷却速度が遅くなると、比較的高温で上部ベイナイトへの変態が生じるため、この上部ベイナイトに変態した領域と未変態オーステナイトの界面にはＣｕが析出する。これにより、Ｃｕ析出物の周辺では、さらに上部ベイナイトへの変態が進行するため、均一な下部ベイナイトを得ることが困難になる。そして、このＣｕの析出は、鋼中のＣｕ含有量が多くなるほど促進されるので、これが下部ベイナイトの不均一化を助長している。そこで、この知見に基づいてＣｕの含有量を見直したところ、後述のＮｉとの関係式を調整することで、Ｃｕは０．５％未満としても、組織を下部ベイナイトに制御できることを見いだした。よって本発明鋼のＣｕは０．１～０．５％未満である。好ましくは０．２５％以上および／または０．４５％以下である。
・Ｓ：０．０５％以下
　Ｓは、非金属介在物のＭｎＳとして組織中に存在させることで、被切削性の向上に大きな効果がある。しかし、多量のＭｎＳの存在は、機械的特性、特に靭性の異方性を助長するなど、金型自体の性能を低下させる要因ともなる。よって、優れた靭性および被切削性と硬さを有し、かつ優れた研磨仕上性をも達成する本発明鋼のＳは、０．０５％以下に限定する必要がある。なお、被切削性の向上のためには、０．００５％以上、更には０．０１％以上の含有が好ましい。
・Ａｌ：０．１％以下
　Ａｌは、通常、溶製時の脱酸元素として用いられるが、調質後の状態にある本発明鋼においては、その鋼中に存在するＡｌ２Ｏ３が鏡面加工性を低下させるので、０．１％以下に規制する必要がある。好ましくは０．０５％以下である。そして、より好ましくは０．０１％以下、そして更に好ましくは０．００５％以下である。
・Ｎ：０．０６％以下
　Ｎは、鋼中に窒化物を形成する元素である。窒化物は過多に形成されると、金型の靭性や被削性、磨き性を著しく劣化する。したがって、鋼中のＮを低く規制することは好ましく、本発明では０．０６％以下に規定する。好ましくは０．０２％以下、更に好ましくは０．０１５％以下である。
・Ｏ：０．００５％以下
　Ｏ（酸素）は、鋼中に酸化物を形成する元素であり、冷間塑性加工性や磨き性を著しく劣化させる要因となる。特に本発明においては、上記のＡｌ２Ｏ３の形成を抑えることが重要であるから、Ｏの上限は０．００５％とする。好ましくは０．００３％以下である。なお、磨き性の向上にとっては、更に低く、例えば０．００１％以下にまで規制管理することも望ましい条件ではあるが、Ａｌ２Ｏ３の低減を狙う本発明においては既に低量管理のされたＡｌに加えて、Ｏ量そのものの低量管理までは特に厳しく求めない。よって、０．００１％を超えることは十分に許容されるものでもある。
・式１：［％Ｎｉ］＋１．２［％Ｃｕ］の値が０．７０～１．８０
　そして、本発明鋼においては、下部ベイナイトの不均一を低減するためにＣｕの含有量を低めたとしても、質量％による次式１：［％Ｎｉ］＋１．２［％Ｃｕ］の値を０．７０～１．８０に確保すれば、十分量の下部ベイナイト組織自体の実現と、被切削性および靭性と硬さを高いレベルで兼備させることができる。つまり、式１の値が０．７０未満ではフェライトや上部ベイナイトが生成しやすい。そして同値が１．８０より大きいと、過度に微細化された下部ベイナイトやマルテンサイトが生成しやすい。好ましくは１．１０以上および／または１．６０以下である。
　ここで、上部ベイナイトの生成をより確実に抑えて、組織中の下部ベイナイトの面積率を５０％以上とするためには、上記の式１による値を０．７０以上に管理した上で、更に焼入れ時における４５０℃から４００℃までの冷却範囲を３℃／分以上の冷却速度とすることが好ましい。本発明の金型用鋼は、Ｃｕ量を低めたことで、特許文献１の金型用鋼より上部ベイナイトが生成されやすい成分組成となっている。一方で、その成分組成は、等温変態線図において４５０～４００℃の範囲にベイナイトノーズが位置した焼入れ特性を有している。そこで、本発明の金型用鋼の焼入れ時には、上記の温度範囲は速い冷却速度で通過させることで、Ｃｕ量が０．１％の金型用鋼でも上部ベイナイトの生成を抑制することができる。そして、この焼入れによって、６０面積％以上、更には７０面積％以上の下部ベイナイト量を達成することも、より容易となる。なお、焼入れ時の加熱温度は、十分なオーステナイト化が達成できる８５０～１０５０℃とすることが好ましい。
・式２：６０［％Ｃ］＋１．５［％Ｓｉ］＋［％Ｎｉ］＋６［％Ｃｒ］＋２［％Ｍｏ＋１／２％Ｗ（単独または複合）］＋２０［％Ｖ］＋０．２［％Ｃｕ］の値が１６．２０～３８．１０
　また、本発明鋼の場合、特許文献１でも導入した次式２：６０［％Ｃ］＋１．５［％Ｓｉ］＋［％Ｎｉ］＋６［％Ｃｒ］＋２［％Ｍｏ＋１／２％Ｗ（単独または複合）］＋２０［％Ｖ］＋０．２［％Ｃｕ］の値は、１６．２０～３８．１０の範囲が許容される。しかしながら、高硬度かつ優れた靭性と被切削性を達成するためには、２１．００以上および／または２８．７０以下の範囲を満たすことが好ましい。２３．００以上および／または２８．００以下の範囲がより好ましい。
　本発明においては、上述の作用効果を損なわない範囲として、更なる靭性改善元素や被切削性改善元素の添加が可能である。例えば、靱性改善元素としては、
　Ｎｂ：０．５％以下（好ましくは０．０１％以上および／または０．１％以下）、
　Ｔｉ：０．１５％以下（好ましくは０．０１％以上）、
　Ｚｒ：０．１５％以下（好ましくは０．０１％以上）、
　Ｔａ：０．１５％以下（好ましくは０．０１％以上）のうちの、いずれか１種以上を添加することができる。被削性改善元素としては、
　Ｚｒ：０．２％以下（好ましくは０．００３％以上）、
　Ｃａ：０．０１％以下（好ましくは０．０００５％以上）、
　Ｐｂ：０．２％以下（好ましくは０．０３％以上）、
　Ｓｅ：０．２％以下（好ましくは０．０３％以上）、
　Ｔｅ：０．１５％以下（好ましくは０．０１％以上）、
　Ｂｉ：０．２％以下（好ましくは０．０１％以上）、
　Ｉｎ：０．５％以下（好ましくは０．００５％以上）、
　Ｃｅ：０．１％以下（好ましくは０．０１％以上）のうちの、いずれか１種以上を添加することができる。更には、Ｙ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｓｍおよびその他のＲＥＭ（希土類）元素を、全体で０．３％以下（好ましくは０．０００５％以上）含有させることもできる。
　本発明の金型用鋼は、調質時の焼戻し温度を５７０℃以上の高温にしても３４～４５ＨＲＣの硬さを維持できる、加工歪の抑制に優れたものである。ただし、３４ＨＲＣ以上の硬さをより確実に維持する上では、上記の焼戻し温度は６５０℃以下とすることが好ましい。
　表１に本発明鋼および比較鋼の化学成分を示す。なお、比較鋼である試料Ｎｏ．１１～１５は特許文献１の金型用鋼である。試料Ｎｏ．１０は、本発明鋼の試料Ｎｏ．３と同じ成分組成の金型用鋼である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　これらによる試料の作製については、まず真空誘導溶解炉にて１０ｋｇずつ溶製した鋼塊に１２５０℃で５時間の均質化熱処理を施した後、１１００℃で熱間鍛造することで３０ｍｍ厚さ×６０ｍｍ幅の鋼材を作製した。次に８６０℃で焼なまし処理したのち、９００℃で焼入れ処理した。焼入れは加圧ガス冷却にて行い、焼入温度（９００℃）から焼入温度と室温（２０℃）との中間の温度（４５０℃）までを冷却するのに要する時間を「半冷時間（半冷＊＊分と表す）」と定義した場合、大型サイズの鋼材の中心部のように冷却速度が遅くなる部分に対応するものとして半冷１５０分程度で冷却した。そして、４５０～４００℃の範囲の冷却速度は、試料Ｎｏ．１０を１℃／分程度とした以外は、全て３℃／分以上に制御した。試料の温度は、その中心近傍に取り付けた熱電対によって、試料の中心温度を測定した。焼戻しは、狙い硬さを３７～４１ＨＲＣとし、５５０℃から６５０℃の範囲の適正温度で２時間加熱後、空冷した（このとき、試料Ｎｏ．１０の硬さは３７ＨＲＣを大きく下回った）。
　そして、調質後の各試料に対しては、以下のドリル加工試験を実施することで、それらの被切削性を評価した。すなわち、ＪＩＳ－ＳＫＨ５１高速度鋼製のφ１ｍｍドリルにて、切削速度：２０ｍ／ｍｉｎ、送り速度：３１．８３ｍｍ／ｍｉｎ、加工孔深さ：１０ｍｍの条件での穿孔加工を実施した。そして、ドリルが折損するまでの孔数を工具寿命として定義し、その値を計測した。
　その後、ドリル加工試験を行った試料の、そのドリル入射面の硬さ測定とミクロ組織観察を行った。ミクロ組織観察は、ドリル入射面を１μｍ砥粒のバフ研磨により鏡面に仕上げた後、１０％硝酸、９０％エチルアルコールの混合溶液で腐食した各試料面を、倍率４００倍の光学顕微鏡にて観察し、撮影することで、該面に占める下部ベイナイトの面積率を測定した。
　また、靭性の評価は、２ｍｍＵノッチ試験片（ＪＩＳ３号試験片）を用いてのシャルピー衝撃試験を実施して、室温でのシャルピー衝撃値を測定した。以上の結果を、表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　本発明鋼の成分組成を満たす試料Ｎｏ．１～８は、５７０℃以上、具体的には５８０℃以上の焼戻しによっても所定の高硬度を維持している。特にＣ量を０．２５％を超えて添加した試料Ｎｏ．８は６２０℃の焼戻しで３７．０ＨＲＣの硬さを維持しており、焼戻し軟化抵抗に優れる。そして、試料Ｎｏ．１～７は優れた靭性を有し、Ｃ量の高い試料Ｎｏ．８であっても十分な靭性を確保しつつ、それらの被切削性（孔加工性）は特許文献１の試料Ｎｏ．１１～１５より向上している。
　式１の値が高い試料Ｎｏ．９は、組織中の下部ベイナイトが微細化され、靭性には優れるものの、本発明の被切削性は達成されない。そして、試料Ｎｏ．１０は、本発明の成分組成を満たすが、組織が上部ベイナイト主体の金型用鋼である。試料Ｎｏ．１０は他の試料に比べて硬さが低く、シャルピー衝撃値は高い値となっている。しかし、本発明の被切削性は達成されない。
　図３は、表２のＣｕ量に対するドリル寿命（孔数）の結果を整理したものである。図３の通り、本発明の成分組成を満たした金型用鋼は、そのドリル寿命が向上している。そして、図３には参考として載せている試料Ｎｏ．１０は、組織が上部ベイナイト主体であるため、低硬度であるにもかかわらず、硬さが３７ＨＲＣ程度の他の試料よりもドリル寿命が短い。
　本発明鋼は、従来のプラスチック成形用プリハードン鋼にはない優れた被切削性を有する。そして、加工歪も少ないことに加えては、その製品への加工における工数の低減、さらには加工に伴う熱応力によっても割れが発生し難いことから、精密加工を求められる製品に適したものとなる。

Claims (10)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．１５～０．３０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｎｉ：０．６～１．５％、Ｃｒ：１．０超～２．０％、ＭｏとＷは単独または複合で（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：１．２％以下、Ｖ：０．０３～０．１５％、Ｃｕ：０．１～０．５％未満、Ｓ：０．０５％以下を含有し、Ａｌは０．１％以下、Ｎは０．０６％以下、Ｏは０．００５％以下に規制され、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる組成の鋼であって、該組成は質量％で示される式１：［％Ｎｉ］＋１．２［％Ｃｕ］の値が０．７０～１．８０であり、断面組織は下部ベイナイトを５０面積％以上とし、硬さが３４～４５ＨＲＣであることを特徴とする孔加工性および加工歪の抑制に優れた金型用鋼。
  2. 　質量％で、Ｃ：０．１７～０．２５％、Ｃｒ：１．２～１．８％であることを特徴とする請求項１に記載の孔加工性および加工歪の抑制に優れた金型用鋼。
  3. 　質量％で、Ｎｉ：０．６～１．２％、Ｃｕ：０．１～０．４５％であることを特徴とする請求項１または２に記載の孔加工性および加工歪の抑制に優れた金型用鋼。
  4. 　質量％で示される式１：［％Ｎｉ］＋１．２［％Ｃｕ］の値が１．１０～１．６０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孔加工性および加工歪の抑制に優れた金型用鋼。
  5. 　質量％で、ＭｏとＷは単独または複合で（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：０．２～１．０％であることを特徴とする請求項１ないし４のいずれかに記載の孔加工性および加工歪の抑制に優れた金型用鋼。
  6. 　質量％で、Ｓ：０．００５～０．０５％であることを特徴とする請求項１ないし５のいずれかに記載の孔加工性および加工歪の抑制に優れた金型用鋼。
  7. 　鋼の組成は、質量％で示される式２：６０［％Ｃ］＋１．５［％Ｓｉ］＋［％Ｎｉ］＋６［％Ｃｒ］＋２［％Ｍｏ＋１／２％Ｗ（単独または複合）］＋２０［％Ｖ］＋０．２［％Ｃｕ］の値が１６．２０～３８．１０であることを特徴とする請求項１ないし６のいずれかに記載の孔加工性および加工歪の抑制に優れた金型用鋼。
  8. 　請求項１ないし７のいずれかに記載の金型用鋼の製造方法であって、該組成を有する鋼に、焼入れと５７０℃以上の焼戻しを行うことで、断面組織を下部ベイナイト５０面積％以上、硬さを３４～４５ＨＲＣに調整することを特徴とする孔加工性および加工歪の抑制に優れた金型用鋼の製造方法。
  9. 　焼入れは、４５０℃から４００℃までの範囲の冷却速度を３℃／分以上とすることを特徴とする請求項８に記載の孔加工性および加工歪の抑制に優れた金型用鋼の製造方法。
  10. 　焼入れは、加熱温度を８５０～１０５０℃とすることを特徴とする請求項８または９に記載の孔加工性および加工歪の抑制に優れた金型用鋼の製造方法。
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