冷作模具用钢及模具

摘要

本发明提供一种冷作模具用钢，本发明是以质量％计，含有C：0.5～0.7％、Si：0.5～2.0％、Mn：0.1～2.0％、Cr：5～7％、Al：0.01～1.0％、N：0.003～0.025％、Cu：0.25～1％、Ni：0.25～1％、Mo：0.5～3％及W：2％以下(含0％)以及S：0.1％以下(不含0％)，余量是铁及不可避免的杂质的冷作模具用钢，涉及满足下述(1)～(3){[]意味着各元素的含量(％)}的必要的条件的冷作模具用钢：(1)[Cr]×[C]≤4，(2)[Al]/[N]：1～30，及(3)[Mo]+0.5×[W]：0.5～3.00％。

权利要求

1.一种冷作模具用钢，其特征在于，以质量％计，含有C：0.5～0.7％、

Si：0.5～2.0％、Mn：0.1～2.0％、Cr：5～7％、

Al：0.01～1.0％、N：0.003～0.025％、Cu：0.25～1％、

Ni：0.25～1％、

Mo：0.5～3％及W：2％以下且含0％、以及S：0.1％以下但不含0％，余量是铁及不可避免的杂质，其中，满足下述(1)～(3)的必要条件：(1)[Cr]×[C]≤4，(2)[Al]/[N]：1～30，及(3)[Mo]+0.5×[W]：0.5～3.00％，其中，上述(1)、(2)的[]表示各元素的百分比含量的数值，上述(3)的[]表示各元素的百分比含量。

2.如权利要求1所述的冷作模具用钢，其特征在于，所述冷作模具用钢以质量％计还含有以下(a)～(c)中的至少一种：(a)V：0.5％以下但不含0％、(b)合计为0.5％以下但不含0％的选自Ti、Zr、Hf、Ta及Nb中的至少一种元素、及(a)Co：10％以下但不含0％。

3.一种模具，其特征在于，使用权利要求1或2所述的冷作模具用钢而得到。

说明书

冷作模具用钢及模具

技术领域

[0001] 本发明涉及冷作模具用钢及模具，详细地说是涉及作为被用于在冷·温热下对汽车用钢板及家电用钢板等进行冲压成形(冲裁、折弯、深冲、精整等)的模具的原材料有用的模具钢。

背景技术

[0002] 用于汽车用钢板及家电用钢板等的成形的模具随着钢板的高强度化，要求延长寿命。特别是在汽车用钢板中，考虑到环境问题，由于汽车的燃料费提高，所以抗拉强度约590MPa以上的高强度钢板的需求急速增加，随之，产生模具的表面皮膜过早地损伤等，产生“粘结”(冲压成形时烧结的现象)，模具寿命极端地降低这类问题。

[0003] 通常在模具母材(模具用钢)的表面实施硬质皮膜处理来制作模具。通常通过退火→切削加工→淬火回火处理来制作母材模具用钢。在本说明书中尤其是往往将淬火处理称为固溶处理、将回火处理称为时效处理。

[0004] 模具用钢(冷冲模具钢)迄今广泛应用JIS SKD11代表的高C高Cr的合金工具钢及进一步改善了耐磨损性的JIS SKH51代表的高速工具钢等。这些工具钢中，主要利用Cr系碳化物及Mo、W、V系碳化物的析出硬化实现硬度提高。另外，以使耐磨损性和韧性的两方面提高为目的，也使用降低JIS SKH51的C、Mo、W、V等合金元素量的低合金高速工具钢(通常称为模具高速钢)。

[0005] 以模具用钢的进一步特性改善为目标，提案有各种各样的方法(例如专利文献1及2)。

[0006] 在专利文献1中公开有一种冷冲模具钢，以抑制淬火回火处理造成的尺寸变化量(变形尺寸)，特别是回火时的膨胀变形尺寸，以及硬度的上升为目的，添加了适量的Ni及Al，添加了对应它的适量的Cu。另外，记述有调节C及Cr的含量，使组织中的碳化物分布微细地分散时，粘结性 也提高。

[0007] 在专利文献2中公开有一种合金工具钢，即使在比现有的模具高速钢低的温度进行淬火，以确保和现有同样程度的特性(硬度及韧性)为目的，具有在回火状态(热处理前的状态)以Cr为主的M23C6系碳化物生成2～5vol％的组成，具有在淬火回火后以V为主的MC碳化物、及以Mo、W为主的M6C系碳化物的任一种分散析出而成的组织。 [0008] 专利文献1：(日本)特开2006-169624号公报

[0009] 专利文献2：(日本)特开2004-169177号公报

[0010] 如上所述，通常在模具用钢的表面实施硬质皮膜处理来制作模具。该硬质皮膜处理现在通常是利用热扩散形成VC皮膜的TD处理、主要形成TiC的CVD处理、及主要形成TiN的PVD处理。在此，所谓TD处理是指将钢材浸渍在V等溶融的盐浴中，使钢材中的C和V产生反应，在约900～1030℃高温环境下使约5～15μm的VC皮膜在基材表面扩散浸透的处理。这些硬质皮膜处理根据模具用户及冲压制造商的情况适当地应用。因此，要求有能够良好地对应于(即形成寿命长的硬质皮膜)任何硬质皮膜处理的模具用钢。另外，对于模具用钢，当然要求有良好的基本特性(例如，硬度及韧性等)。

发明内容

[0011] 本发明是鉴于上述情况而开发创立的，其目的在于，提供一种冷作模具用钢及模具，其显示出优异的基本特性(硬度及韧性等)，且良好地对应于多种多样的硬质皮膜处理。

[0012] 即，本发明提供一种冷作模具用钢，其以质量％计，含有：

[0013] C：0.5～0.7％、

[0014] Si：0.5～2.0％、

[0015] Mn：0.1～2.0％、

[0016] Cr：5～7％、

[0017] Al：0.01～1.0％、

[0018] N：0.003～0.025％、

[0019] Cu：0.25～1％、

[0020] Ni：0.25～1％、

[0021] Mo：0.5～3％及W：2％以下(含0％)以及

[0022] S：0.1％以下(不含0％)，

[0023] 余量是铁及不可避免的杂质，其中，满足下述(1)～(3){[]意味着各元素的含量(％)}的必要条件：

[0024] (1)[Cr]×[C]≤4、

[0025] (2)[Al]/[N]：1～30、

[0026] (3)[Mo]+0.5×[W]：0.5～3.00％。

[0027] 另外，优选所述冷作模具用钢还包含以下(a)～(c)中的至少一种： [0028] (a)V：0.5％以下(不含0％)、

[0029] (b)选自由Ti、Zr、Hf、Ta及Nb构成的组中的至少一种元素合计0.5％以下(不含0％)、及

[0030] (c)Co：10％以下(不含0％)。

[0031] 本发明的模具使用上述任一冷作模具用钢而制成。

[0032] 由于本发明的冷作模具用钢如上所述被适当地控制合金及规定的元素间的平衡，所以硬度及韧性优异，而且在多样的硬质皮膜处理时，在其表面形成寿命长的硬质皮膜。使用所述的冷作模具用钢得到的模具特别适合用于作为抗拉强度约590MPa以上的高强度钢板成形用模具。

附图说明

[0033] 图1(a)是表示在使用JIS SKD11作为模具用钢，在其上利用PVD处理形成TiN的皮膜的模具表面产生粘结的状态的光学显微镜照片，图1(b)是实施TiN的皮膜前的模具母材的光学显微镜照片，图1(c)及(d)是放大图1(a)的一部分的光学显微镜照片； [0034] 图2是表示在实施例中使用的摆锤冲击试验片的形状的概略图。 具体实施方式

[0035] 为了提供可良好地发挥硬度及韧性等基本特性，而且可充分地对应于多种多样的硬质皮膜处理冷作模具用钢，本发明者们重新进行了研究。其结果发现，在不仅将各种合金元素的含量控制在规定范围内，而且如上述 (1)～(3)所示，也适当地控制规定元素间的平衡时，可以实现防止TiN皮膜的剥离，以及硬度及韧性的提高。另外，其结果发现，即使进行TD处理、CVD处理、PVD处理等硬质皮膜处理，在其表面也可以形成长寿命的硬质皮膜，创造了本发明。

[0036] 下面，说明实现本发明的过程。

[0037] 本发明者们首先研究了在使用现有的JIS SKD11及模具高速钢的模具中，利用PVD处理形成的TiN皮膜损伤，产生粘结的原因。

[0038] 图1(a)是表示在使用JIS SKD11作为模具用钢，其上通过PVD处理形成TiN皮膜的表面产生粘结的状态的光学显微镜照片。在图1(b)也表示施加TiN皮膜前的模具母材的光学显微镜照片。图1(b)中，看见白色的部分是Cr系碳化物。图1(c)及(d)是将图1(a)的一部分放大的光学显微镜照片。如从图1(c)及(d)明确，在剥离TiN皮膜的区域，在表面析出硬质的粗大的Cr系碳化物(主要含有Cr及Fe，约1～50μm程度左右的碳化物)，以该碳化物析出作为起点，产生裂纹。

[0039] 根据上述的观察结果，本发明者们发现TiN皮膜的粘结产生的起点是上述粗大的Cr系碳化物，只要尽可能地抑制该碳化物的生成，就可以防止TiN皮膜的剥离，可以改善模具寿命。

[0040] 为了抑制粗大的Cr系碳化物的生成，使PVD处理生成的TiN皮膜的寿命提高，优选使钢中的C量及Cr量降低。但是，使C量过于降低时，在模具用钢(母材)的表面，通过TD处理或CVD处理而难以形成足够厚度的VC皮膜或TiC皮膜。因此，本发明的一个特征是，通过适当地控制模具用钢的C量、Cr量及它们的积(上述(1))，从而不析出粗大的Cr系碳化物，且另一方面确保足够厚度的VC皮膜及TiC皮膜。

[0041] 在本发明的模具用钢中，为了使PVD处理生成的TiN皮膜的寿命提高，抑制粗大的Cr系碳化物的生成。但是不生成Cr系碳化物时，不能防止淬火时的结晶粒粗大化，不能确保淬火后优异的韧性。因此，本发明的一个特征是，通过细微地控制Al量、N量及它们平衡(上述(2))，使微细的AlN形成，确保淬火后优异的韧性。另外，在本说明书中所谓“韧性优异”即意味着利用后述的实施例的专栏中记载的方法测定时的摆锤冲击值是20J以上。另外，所述微细的AlN即意味着以平均粒径计5μm以下 程度。

[0042] 另外认为，本发明的模具用钢由于包含微细的AlN，所以和PVD处理生成的氮化物系皮膜(例如CrN及TiN)间的密合性提高。

[0043] 如上所述，在本发明的模具用钢中，为了抑制粗大的Cr系碳化物的生成，与现有的钢即JIS SKD11相比，使C量及Cr量减少。因此，在本发明中通过积极地添加合金成分(特别是Al、Cu、Ni、Mo、W)来补充C量及Cr量的降低造成的硬度降低。详细地说，本发明的模具用钢特别是利用控制上述(2)，Al-Ni系金属间化合物产生的析出硬化，及控制上述(3)，Mo及W和C间的碳化物形成产生的二次硬化，实现高硬度。另外，在本说明书中所谓“高硬度”即意味着利用后述的实施例的专栏中记载的方法测定时的最大硬度是650HV以上。

[0044] 下面，对本发明的钢中成分，一个一个地详细说明。本说明书的百分率只要没有特别地表示，就分别以质量为基准。另外，以质量所定义的全部的百分率等是和分别以重量所定义的它们相同。

[0045] C：0.5～0.7％

[0046] C是确保硬度及耐磨损性且有助于抑制HAZ软化的元素。另外，在模具母材表面利用TD法及CVD法形成VC及TiC等的碳化物皮膜时，也具有C量低时皮膜的厚度变薄等问题。考虑这些问题，为了有效地发挥上述作用，将C量的下限设定在0.5％。优选C量是0.55％以上。但是，其量过剩时，粗大的Cr系碳化物生成，利用PVD处理形成的TiN皮膜易剥离。另外，C量过剩时残留奥氏体增加，不进行高温的时效处理时，除得不到希望的硬度外，时效处理后膨胀变形尺寸增加。另外，C量过剩时，对韧性产生坏影响。由此，将C量的上限设定在0.7％，优选C量是0.65％以下。

[0047] Si：0.5～2.0％

[0048] Si作为炼钢时的脱氧元素是有用的，是有助于提高硬度和确保切削性的元素。另外，Si抑制模具的马氏体的回火软化，用于抑制HAZ软化。为了有效地发挥这种作用，将Si量的下限设定在0.5％。但是其量过剩时，韧性降低。另外，偏析增加，热处理后的变形尺寸增加。由此，将Si的上限设定在2.0％。Si量优选为1.0％以上，更优选为1.2％以上，优选为1.85 ％以下。

[0049] Mn：0.1～2.0％

[0050] Mn是对确保淬火性有用的元素。但是其量过剩时，残留奥氏体增加，因此，不进行高温的时效处理时，除得不到希望的硬度外，韧性也下降。考虑到这些，将Mn量规定在上述范围内。Mn量优选为0.15％以上，优选为1％以下，更优选为0.5％以下，进而优选为0.35％以下。

[0051] Cr：5～7％

[0052] Cr是为确保规定的硬度有用的元素。详细地说，Cr量过于少时，淬火性不足，部分生成贝氏体，因此，硬度下降不能确保耐磨损性。另外，Cr也是确保模具的耐腐蚀性有用的元素。因此，将Cr量的下限设定在5％。Cr量优选为5.5％以上，但其量过剩时，大量地生成粗大的Cr系碳化物，利用PVD处理形成的TiN皮膜易剥离。另外，Cr量过剩时，由于热处理后的收缩，硬质皮膜的耐久性降低。另外，Cr量过剩时，对于韧性产生坏影响。因此，将Cr量的上限设定在7％，Cr量优选为6.5％以下。

[0053] Al：0.01～1.0％

[0054] Al不仅作为脱氧剂是有用的，而且是有助于Ni3Al等Al-Ni系金属间化合物的析出强化产生的硬度提高及抑制HAZ软化的元素。另外，Al和N一起形成AlN析出物，是为防止淬火时的结晶粒粗大化，实现优异的韧性重要的元素。考虑到这些，将Al的下限设定在0.01％。Al量优选为0.02％以上，进而优选为0.03％以上。

[0055] 另外，在工具钢的领域中，为了使夹杂物的品质提高，通常尽量使Al量降低。因此，在本发明中为了模具用钢的硬度提高，优选HAZ软化抑制及防止结晶粒粗大化，积极地添加Al。本发明的Al的明确添加和现有技术相比是一个大的差别。

[0056] 另一方面，Al量过剩时，反而会导致韧性下降，而且偏析增大，热处理后的变形寸尺增大。因此，将Al量的上限设定在1.0％。Al量优选为0.8％以下。

[0057] N：0.003～0.025％

[0058] N是和Al一起形成AlN析出物，防止淬火时的结晶粒粗大化，为实现优异的韧性重要的元素。为了实现优异的韧性将N量的下限设定在0.003 ％。但其量过剩时，反而韧性下降。因此，将N量的上限设定在0.025％。N量优选是0.004％以上且0.020％以下。 [0059] Cu：0.25～1％

[0060] Cu是为实现ε-Cu的析出强化产生的硬度增加需要的元素，也有助于抑制HAZ软化。但其量过剩时，韧性降低，另外，易产生锻造裂纹。因此，将Cu量的上限设定在1％。Cu量优选为0.30％以上且0.8％以下。

[0061] Ni：0.25～1％

[0062] Ni是为实现Ni3Al等Al-Ni系金属间化合物的析出强化产生的硬度增加需要的元素，也有助于抑制HAZ软化。另外，Ni通过和Cu并用，抑制Cu的过剩添加造成的热脆性，可以防止锻造时裂纹。但其量过剩时，残留奥氏体增加，不进行高温时效时，除不能确保规定的硬度外，热处理后膨胀。另外，Ni量过剩时，韧性降低。考虑到这些，将Ni量规定在上述范围内。Ni量优选为0.30％以上且0.8％以下。

[0063] Mo：0.5～3％及W：2％以下(含0％)

[0064] Mo及W除都形成M6C型碳化物外，还是形成Ni3Mo系金属间化合物等，有助于析出强化的元素。但它们的量过剩时，过剩地生成上述的碳化物等，除导致韧性降低外，还使热处理后的变形寸尺增加。因此，设定上述范围作为Mo量及W量。在本发明中将Mo作为必须成分，将W作为选择成分，但也可以并用两者。W量理想的下限是0.02％，Mo量优选为0.7％以上且2.5％以下。W量更优选是0.05％以上且1.5％以下。

[0065] S：0.1％以下(不含0％)

[0066] S是对确保切削性有用的元素。根据确保切削性的观点推荐优选含有S为0.002％以上，更优选为0.004％以上的量。但其量过剩时产生焊接裂纹。因此，将S量的上限设定在0.1％。S量优选为0.07％以下，更优选为0.05％以下，进而优选为0.025％以下。 [0067] 另外，在本发明中需要满足下述(1)～(3)的必要条件{[]意味着各元素的含量(％)}。

[0068] (1)[Cr]×[C]≤4

[0069] 上述(1)是将抑制粗大的Cr系碳化物生成作为目的而设定的。[Cr]×[C]超过4时，粗大的Cr系碳化物生成，TiN皮膜易剥离。另外，该积 超过4时，除硬质皮膜的耐久性降低外，热处理后的变形尺寸也增加。[Cr]×[C]优选为3.8以下，更优选是3.7以下。另外，该下限从抑制粗大的Cr系碳化物的生成及进而抑制热处理后的变形尺寸等观点来看，越小越好。但是，也考虑有效地发挥添加Cr及C产生的上述作用后，优选大约为0.8。 [0070] (2)[Al]/[N]：1～30

[0071] 上述(2)是为使微细的AlN形成，确保淬火后的韧性而设定的。无论[Al]/[N]过于小，还是过于大，都难以得到微细的AlN析出物，不能确保优异的韧性。因此，重要的是精细地控制它们的平衡。[Al]/[N]优选是2以上，20以下。

[0072] (3)[Mo]+0.5×[W]：0.5～3.00％

[0073] Mo及W如前所述，是有助于析出强化的元素，上述(3)主要是作为用于确保它们的析出强化产生的硬度增加的参数而设定的。另外，通过控制该参数，可以良好地抑制HAZ软化。为了有效地发挥它们的作用，所以将上述(3)的下限设定在0.5％。但Mo量及W量过剩时，过剩地添加碳化物除导致韧性降低外，热处理后的变形尺寸也增加。因此，将上述(3)的上限设定在3.00％。上述(3)的下限优选是1.0％，更优选是1.2％，其上限优选是2.8％。另外，在上述(3)中，[W]的系数(0.5)是考虑Mo的原子量是W的约1/2而设定的。

[0074] 本发明的钢中基本成分如上所述，余量是铁及不可避免的杂质。不可避免的杂质可以举出例如，在制造过程中不可避地混入的元素等，具体地说，示例有P、O等。P量优选大约0.05％以下，更优选0.03％以下。O量优选大约是0.005％以下，更优选是0.003％以下，进而优选0.002％以下。在本发明中，进而以改善其他的特性为目的，也可以含有下面的选择成分。

[0075] V：0.5％以下(不含0％)

[0076] V除形成VC等碳化物，有助于硬度提高外，还是抑制HAZ软化有效的元素。另外，是在母材的表面进行气体渗氮、液体渗氮、等离子体渗氮等渗氮处理形成扩散硬化层时，对提高表面硬度及增加硬化层深度有效的元素。为了有效地发挥这种作用，V量优选大约添加0.05％以上。但其量过剩时，除固溶C量降低，导致母相即马氏体组织的硬度降低外，韧性降低。因此，在含有V时，将其量的上限设定在0.5％。V量优选为0.4％以下，更优选为0.3％以下。

[0077] 选自由Ti、Zr、Hf、Ta及Nb构成的组中选择的至少一种元素合计0.5％以下(不含0％)

[0078] 这些元素都是氮化物形成元素，有助于该氮化物及AlN的微细分散化，其结果是防止结晶粒粗大化，有助于韧性提高的元素。为了有效地发挥这种作用，优选大约以0.01％以上的量计含有Ti、以0.02％以上的量计含有Zr、以0.04％以上的量计含有Hf、以0.04％以上的量计含有Ta、以0.02％以上的量计含有Nb。但这些量过剩时，固溶C量下降，导致马氏体硬度降低。因此，优选将上述元素的合计量设定在0.5％以下。上述元素的合计量更优选为0.4％以下，进而优选是0.3％以下。可以单独含有上述元素，也可以二种以上并用。 [0079] Co：10％以下(不含0％)

[0080] Co提高Ms点，是对残留奥氏体降低化有效的元素，因此，硬度提高。为了有效地发挥上述作用，Co量优选大约为1％以上。但其量过剩时，导致成本等上升，因此，优选将上限设定在10％。Co量更优选是5.5％以下。

[0081] 本发明也包含使用上述模具用钢制作的模具。模具的制作方法没有特别地限定，列举有一种方法例如，熔炼上述钢后，热锻造后进行退火(例如，在约700℃经7小时保持后，以约17℃/hour的平均冷却速度随炉冷却至400℃后，放冷)软化后，利用切削加工以规定的形状进行粗加工之后，在约950～1150℃的温度进行固溶化处理，接着在约400～530℃进行时效处理，得到希望的硬度。

[0082] 实施例

[0083] 下面，列举实施例更具体地说明本发明，本发明不受下面的实施例限制，不用说在适合上述、下述的宗旨的范围内，可以适当地添加变更实施，它们都包含于本发明的技术范围内。

[0084] 使用表1记载的各钢种，在真空感应溶解炉内熔炼150kg钢锭后，加热至约950～1150℃，锻造成2块40mmT×75mmW×约2000mmL的板，之后，以约60℃/hour的平均冷却速度进行徐冷。冷却至100℃以下的温度后，再加热至约850℃的温度，以约50℃/hour的平均冷却速度进行徐冷(退火)。使用如上所述制作的各退火材料，进行下述(1)～(3)的试验。

[0085] (1)硬度试验(最大硬度测定)

[0086] 从上述的退火材料裁剪出大约20mmT×20mmW×约15mmL尺寸的试验片作为硬度测定用试验片，对它进行下面的热处理。

[0087] 固溶化处理(淬火处理)：在约1020～1030℃进行120分钟加热→空冷→时效处理(回火处理)：在约400～560℃进行3小时保持→放冷

[0088] 如上所述，对使回火温度在约400～560℃范围内产生变化后的硬度使用维氏硬度计(AKASHI社制的规格AVK，重量5kg)进行测定，核查最大硬度(HV)。在本实施例中，最大硬度是650HV以上视为合格。表2中显示结果。

[0089] (2)韧性试验(摆锤冲击值的测定)

[0090] 对上述的退火材料进行下面的热处理。

[0091] 固溶化处理(淬火处理)：在约1020～1030℃进行120分钟加热→空冷→时效处理(回火处理)：在约400～560℃进行3小时保持→空冷或放冷

[0092] 接着，如图2所示，裁剪出具有10mmR的V切口部的试验片作为韧性测定用试验片(摆锤冲击试验片)。使用该试验片进行摆锤冲击试验，测定在室温下的吸收能量(摆锤冲击值)。各选取3片摆锤冲击试验片，将它们的平均值视为摆锤冲击值。在本实施例中将摆锤冲击值为20J以上的值评价为“韧性优异”。在表2中显示结果。

[0093] (3)硬质皮膜的特性评价

[0094] (3-1)硬质皮膜的形成

[0095] 从上述退火材料裁剪出大约 尺寸的试验片，进行和韧性试验相同的热处理，制成硬质皮膜的特性评价用试验片。对该试验片在一般条件下进行TD处理、CVD处理及PVD处理，在表面上分别形成VC皮膜、TiC皮膜、TiN皮膜。 [0096] (3-2)硬质皮膜的膜厚测定

[0097] 对如上所述形成的各硬质皮膜(VC、TiC及TiN皮膜)的20000倍的 照片用扫描型电子显微镜(SEM)摄影，在任意的5个位置测定膜厚。将5个位置测定值的平均值视为各硬质皮膜的膜厚(μm)。在本实施例中，将VC膜及TiC皮膜的膜厚是7.0μm以上视为合格。表2显示结果

[0098] (3-3)硬质皮膜的剥离限度负荷的测定

[0099] 利用销盘式磨损试验测定各硬质皮膜(VC、TiC及TiN)的剥离限度负荷。详细地说，在负荷增加速度：100N/min及压头移动速度：10mm/min的条件下，使顶端的R半径200μm的金钢石压头压入硬质皮膜-移动，将最先产生皮膜剥离的位置的负荷(N)作为剥离限度负荷求出。在本实施例中，各硬质皮膜的剥离限度负荷为20N以上的值视为合格。表
2中显示结果。

[0100] [表1]

[0101] 单位：质量％，余量：铁和不可避免的杂质

[0102]

[0103] [表2]

[0104]

[0105] 如从表1及2的结果明确，满足本发明的必要条件的钢No.6～12及14～23(最大)硬度、韧性(摆锤冲击值)、VC或TiC皮膜的膜厚以及硬质皮膜厚(VC皮膜、TiC皮膜或TiN皮膜)的剥离限度负荷全部良好。与之相对，不满足本发明的任一必要条件的钢No.1～5、13及24～31具有以下不良情况。

[0106] 钢No.1及2是C量及Cr量、[Cr]×[C]都过剩，因为粗大的Cr系碳化物，所以TiN皮膜的剥离限度负荷不充分。另外，由于这是C及Cr量过剩，所以韧性也降低。 [0107] 钢No.3及4由于C量少，所以VC及TiC皮膜的膜厚不充分，其结果是，这些皮膜的剥离限度负荷降低。

[0108] 钢No.5由于Al量少，且[Al]/[N]的值小，所以韧性不充分。

[0109] 钢No.13由于Al量多，且[Al]/[N]的值小，所以韧性不充分。

[0110] 钢No.24由于Si量过剩，钢No.25由于Mn量过剩，钢No.26由于Cu及Ni量过剩，所以都是韧性不充分。

[0111] 钢No.27由于Mo量少，且[Mo]+0.5×[W]值小，所以硬度不充分。 [0112] 钢No.28由于[Mo]+0.5×[W]值大，所以韧性不充分。

[0113] 钢No.29由于选择元素即V量过剩，所以韧性不充分。

[0114] 钢No.30由于选择元素即Ti及Nb的合计量超过0.5％，所以固溶C量降低，其结果是硬度不充分。

[0115] 钢No.31由于N量过剩，所以韧性不充分。

[0116] 参照特定的方式对本发明进行了说明，但对于从业者而言，表明不脱离本发明的宗旨和范围，而可以进行各种变更及修正。

[0117] 另外，本申请依据日期2007年11月13日所申请的日本专利申请(特原2007-294326)，其整体通过对比被引用。另外，在此所引用的所有的参照作为整体利用。 [0118] 产业上的可利用性

[0119] 本发明的冷作模具用钢如上所述由于适当地控制合金成分及规定的元素间的平衡，所以硬度及韧性优异，而且进行多种多样的硬质皮膜处理时，在其表面都形成寿命长的硬质皮膜。使用上述冷作模具用钢制作的模具特别适合用于作为抗拉强度约590MPa以上的高强度钢板的成形用模具。