冷作模具用钢及冷冲压用模具

摘要

本发明提供冷作模具用钢及利用该冷作模具用钢得到的冷冲压用模具，该冷作模具用钢不仅具备硬度、韧性、热处理变形这些基本特性，而且作为切削完成面粗糙度及切削工具寿命方面也没有问题的冷冲压用模具的原材料有用。冷作模具用钢含有C：0.5～0.7质量％、Cr：5.0～7.0质量％、Si：0.5～2.0质量％、Mn：0.1～2.0质量％、Al：0.001～0.010质量％、Cu：0.25～1.00质量％、Ni：0.25～1.00质量％、Mo+0.5×W：0.5～3.0质量％、V：0.5质量％以下；P：0.05质量％以下、S：0.1质量％以下、O：0.005质量％以下，且满足[C]×[Cr]≤4这样的必要条件、FP＝[Si]/5+[Cr]/5+2×[Mo]+[W]+2×[V]+10×[Al]≤5.0这样的必要条件、AP＝[Mn]+3×([Cu]+[Ni])≤2.5这样的必要条件。

权利要求

1.一种冷作模具用钢，其特征在于，含有C：0.5～0.7质量％；

Cr：5.0～7.0质量％；

Si：0.5～2.0质量％；

Mn：0.1～2.0质量％；

Al：0.001～0.010质量％；

Cu：0.25～1.00质量％；

Ni：0.25～1.00质量％；

N：0.003～0.025质量％；

P：大于0且在0.05质量％以下；

S：大于0且在0.1质量％以下；

O：大于0且在0.005质量％以下；及Mo及W中的至少一种，

余量为铁及不可避免的杂质，

且满足0.5≤[Mo]+0.5×[W]≤3.0及[C]×[Cr]≤4的必要条件，并且，铁素体生成元素形成的参数FP＝[Si]/5+[Cr]/5+2×[Mo]+[W]+2×[V]+10×[Al]满足≤5.0的必要条件，奥氏体生成元素形成的参数AP＝[Mn]+3×([Cu]+[Ni])满足≤2.5的必要条件，其中，上式中的[]表示各元素的质量百分比含量。

2.如权利要求1所述的冷作模具用钢，其特征在于，还含有V：大于0且在0.5质量％以下。

3.如权利要求1所述的冷作模具用钢，其特征在于，还含有合计为大于0且在0.5质量％以下的选自Ti、Zr、Hf、Ta、Nb中的至少一种元素。

4.如权利要求2所述的冷作模具用钢，其特征在于，还含有合计为大于0且在0.5质量％以下的选自Ti、Zr、Hf、Ta、Nb中的至少一种元素。

5.如权利要求1所述的冷作模具用钢，其特征在于，还含有Co：大于0且在10质量％以下。

6.如权利要求2所述的冷作模具用钢，其特征在于，还含有Co：大于0且在10质量％以下。

7.如权利要求3所述的冷作模具用钢，其特征在于，还含有Co：大于0且在10质量％以下。

8.如权利要求4所述的冷作模具用钢，其特征在于，还含有Co：大于0且在10质量％以下。

9.一种冷冲压用模具，其特征在于，通过对权利要求1～8中任一项所述的冷作模具用钢进行加工，并实施表面处理而制造。

说明书

冷作模具用钢及冷冲压用模具

技术领域

[0001] 本发明涉及冷作模具用钢及其冷冲压用模具，该冷作模具用钢作为在低温等下冲压成形(冲孔、弯曲、深冲、切边等)汽车用钢板或家电用钢板等时使用的冷冲压用模具的原材料有用。

背景技术

[0002] 用于汽车用钢板或家电用钢板等冲压成形的冷冲压用模具随着钢板的高强度化，正谋求改善其寿命。尤其是，对汽车用钢板来说，考虑环境问题，为了提高汽车的燃料消耗率，大多采用拉伸强度590MPa以上的高强度钢板，预想今后其需要将日益增加。 [0003] 在冲压成形该高强度钢板时，由于实施了表面处理的冷冲压用模具的表面皮膜早期发生损伤，从而被称作模具粘结或粘结的冲压成形时发生烧结现象，冷冲压用模具的模具的寿命非常短的问题的发生增加。

[0004] 冷冲压用模具通过对成为母材的冷作模具用钢的表面实施硬质皮膜处理进行制造。通常，成为母材的冷作模具用钢经过退火、切削加工及淬火回火处理这样的工序进行制造。

[0005] 作为冷作模具用钢，一直以来，广泛应用JIS SKD11等高C高Cr的合金工具钢或进一步改善了耐磨损性的JIS SKH51等高速工具钢。对这些工具钢来说，谋求通过Cr类碳化物及Mo、W、V类碳化物的析出硬化来提高硬度。而且，也将通过减少JIS SKH51含有的C、Mo、W、V等合金元素，提高了韧性、耐磨损性两方的被称作模具高速钢的低合金高速工具钢用于冷作模具用钢。另外，作为实现了进一步改善这些冷作模具用钢特性的技术，在专利文献1记载的技术或专利文献2记载的技术中也有提案。

[0006] 专利文献1公开有一种冷冲压钢，其以不影响被切削性及耐磨损性这些必要特性而得到优良的变形抑制特性和高硬度特性、耐粘结性为目的，添加适量的Ni及Al，并添加与其对应的适量的Cu，同时还对C及Cr的 含量进行调整，使组织中的碳化物分布分散得更微细。

[0007] 另外，专利文献2公开有一种合金工具钢，其以与目前的模具高速钢相比，即使降低淬火温度，热处理后的硬度、韧性等特性也得到与目前的模具高速钢同程度的特性为目的，在回火状态下具有生成的M23C6型化合物2～5vol％的组织，且具有分散析出MC型碳化物及M6C型碳化物的至少任一种的淬火回火组织。

[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] 冷冲压用模具通过对成为母材的冷作模具用钢的表面实施硬质皮膜处理进行制造。作为该硬质皮膜处理，有通过热扩散形成由VC构成的皮膜的TD处理、形成主要由TiC构成的皮膜的CVD处理、形成主要由TiN构成的皮膜的PVD处理等。这些硬质皮膜处理根据模具使用者及制造者的情况而适宜采用。因此，谋求开发一种冷作模具用钢，其能够对应任何硬质皮膜处理。另外，当然，对冷冲压用模具而言，也谋求确保硬度及韧性、热处理变形这些基本特性。

[0011] 另外，对冷冲压用模具来说，还存在切削加工中发生拉伤的问题。当发生拉伤时，切削完成面粗糙度增大，因此热处理后的研磨作业困难，而且导致模具寿命的减少。另外，切削工具寿命也缩短，制造成本增大。为了解决这些问题，需要抑制作为问题的发生原因的Al类介在物(Al2O3、AlN)的析出，但当减少作为析出Al类介在物的元素的Al含量时，反而有可能对硬度下降、韧性下降、热处理变形量的增大等这些基本特性产生不良影响。因而，期望开发一种不仅确保了这些基本特性，而且在切削完成面粗糙度及切削工具寿命方面也没问题的冷冲压用模具。

发明内容

[0012] 本发明是为解决这些目前的问题而开发的，其以提供冷作模具用钢及其冷冲压用模具为课题，该冷作模具用钢不仅具备硬度、韧性、热处理变形这些谋求的基本特性，而且也能够对应各种各样的硬质皮膜处理，另外，作为在切削完成面粗糙度及切削工具寿命方面也没问题的冷冲压模具的原材料有用。

[0013] 以下表示本发明的宗旨：

[0014] 冷作模具用钢，其特征在于，含有

[0015] C：0.5～0.7质量％；

[0016] Cr：5.0～7.0质量％；

[0017] Si：0.5～2.0质量％；

[0018] Mn：0.1～2.0质量％；

[0019] Al：0.001～0.010质量％；

[0020] Cu：0.25～1.00质量％；

[0021] Ni：0.25～1.00质量％；

[0022] N：0.003～0.025质量％；

[0023] P：大于0且在0.05质量％以下；

[0024] S：大于0且在0.1质量％以下；

[0025] O：大于0且在0.005质量％以下；及

[0026] Mo及W中的至少一种，

[0027] 余量为铁及不可避免的杂质，

[0028] 且满足0.5≤[Mo]+0.5×[W]≤3.0及[C]×[Cr]≤4这样的必要条件， [0029] 而且，FP(铁素体生成元素形成的参数)满足[Si]/5+[Cr]/5+2×[Mo]+[W]+2×[V]+10×[Al]≤5.0这样的必要条件，

[0030] AP(奥氏体生成元素形成的参数)满足[Mn]+3×([Cu]+[Ni])≤2.5这样的必要条件，

[0031] 其中，上式中的[]表示各元素的含量(质量％)。

[0032] 根据[1]记载的冷作模具用钢，其中，还含有V：大于0且在0.5质量％以下。 [0033] 根据[1]或[2]记载的冷作模具用钢，其中，还含有合计为大于0且在0.5质量％以下的选自Ti、Zr、Hf、Ta、Nb构成的组中的至少一种元素。

[0034] 根据[1]～[3]中任一项记载的冷作模具用钢，其中，还含有Co：大于0且在10质量％以下。

[0035] 冷冲压用模具，其中，通过对[1]～[4]中任一项记载的冷 作模具用钢进行加工，且实施表面处理进行制造。

[0036] 通过将本发明的冷作模具用钢用作冷冲压用模具的原材料，不仅具备硬度、韧性、热处理变形这样的谋求的基本特性，而且也能够对应各种各样的硬质皮膜处理，而且，能够得到在切削完成面粗糙度及切削工具寿命方面也没问题的冷冲压用模具。另外，使用该冷作模具用钢得到的冷冲压用模具作为拉伸强度590MPa以上的高强度钢板的成形用，尤其可以优选使用。

附图说明

[0037] 图1是表示Cr类碳化物造成的TiN皮膜损伤的原理的图，(a)是表示原来的冷冲压用模具的纵截面图，(b)是表示冷冲压用模具的TiN皮膜发生了裂纹的状态的纵截面图，(c)是表示该裂纹成为起点TiN皮膜发生了剥离的状态的纵截面图；

[0038] 图2是表示在实施例的摆锤冲击值的测定中使用的摆锤冲击试验片的说明图； [0039] 图3是表示对在实施例最大热处理变形量的测定中使用的试验体实施热处理时的热处理条件的说明图。

[0040] 附图标记说明

[0041] 1 冷作模具用钢

[0042] 2 TiN皮膜

[0043] 3 Cr类碳化物

[0044] 4 裂纹

具体实施方式

[0045] 以下，基于实施方式，对本发明做进一步的详细说明。

[0046] 首先，本发明者对将目前的JIS SKD11及模具高速钢用于原材料的冷冲压用模具因PVD处理导致已形成的TiN皮膜发生损伤、发生粘结的原因进行了锐意研究。 [0047] 研究的结果是，发现TiN皮膜发生粘结的原因是成为母材的冷作模具用钢生成的粗大的Cr类碳化物，即该Cr类碳化物成为起点发生粘结。因 该Cr类碳化物造成TiN皮膜损伤的原理如图1所示。

[0048] 首先，如图1(a)所示，准备通过对成为母材的冷作模具用钢1的表面实施硬质皮膜处理而在表面形成TiN皮膜2的冷冲压用模具。该冷作模具用钢1在将JIS SKD11及模具高速钢作为原材料形成时，在作为母材的冷作模具用钢1的表面上析出粗大的Cr类碳化物3。在用该冷冲压用模具进行冲压成形时，如图1(b)所示，当被成形物沿箭头方向滑动时，在TiN皮膜2上产生裂纹4。该生裂纹4产生的部位为在TiN皮膜2的下方的母材析出有Cr类碳化物3的部位。而且，当滑动被成形物时，如图1(c)所示，其裂纹4成为起点，在TiN皮膜2上发生剥离，从而发生粘结。

[0049] 如上说明所述，TiN皮膜粘结发生的原因是Cr类碳化物。本发明者发现了通过抑制该Cr类碳化物的生成，能够防止TiN皮膜的剥离，且能够抑制发生模具寿命非常短这样的问题。

[0050] 为了抑制在成为母材的冷作模具用钢的表面析出的粗大的Cr类碳化物3的生成而延长通过PVD处理形成的TiN皮膜的寿命，只要减少钢中的C含量和Cr含量即可。但是，当过于减少C含量时，不容易在冷作模具用钢的表面上形成TD处理形成的VC皮膜或CVD处理形成的TiC皮膜。于是，本发明不仅设C的含量为0.5～0.7质量％、Cr的含量为5.0～7.0质量％，而且规定这些含量的积，由此，在冷作模具用钢的表面不析出粗大的Cr类碳化物3，而能够形成所需要的充分厚的VC皮膜或TiC皮膜。

[0051] 另外，本发明还规定了由Si、Cr、Mo、W、V、Al这些铁素体生成元素形成的参数、和由Mn、Cu、Ni这些奥氏体生成元素形成的参数。

[0052] Si、Cr、Mo、W、V、Al这些铁素体生成元素的合计含量过多时，冷作模具用钢的硬度和韧性的平衡破坏，并且切削加工完成面精度也恶化。于是，在本发明中，将由铁素体生成元素规定的参数(FP)数式化，并且规定铁素体生成元素的合计含量为满足其数式，由此使冷作模具用钢的硬度和韧性的平衡良好，并且也提高了切削加工完成面精度。 [0053] 另外，Mn、Cu、Ni这些奥氏体生成元素的合计含量过多时，由于残留奥氏体增多造成热处理变形量的偏差增大，同时切削时的工具寿命缩短。于是，在本发明中，将由奥氏体生成元素规定的参数(AP)数式化， 并且规定奥氏体生成元素的合计含量为满足其数式，由此减少钢中的残留奥氏体，减少热处理变形量的偏差，同时延长切削时的工具寿命。 [0054] 以下，有关本发明的冷作模具用钢中的化学成分的含量的范围限定理由，对每个元素均进行详细的说明。另外，本说明书中记载的％全部表示质量。

[0055] C：0.5～0.7％

[0056] C是确保硬度及耐磨性，并且也有利于抑制HAZ软化的元素。另外，在模具母材的表面形成TD处理形成的VC皮膜或CVD处理形成的TiC皮膜这样的碳化物皮膜时，也存在当C的含量少时，皮膜的厚度变薄等问题。考虑这些，设用于有效发挥上述作用的C含量的下限为0.5％。另外，其下限优选为0.55％。其中，当其含量过剩时，生成粗大的Cr类碳化物，通过PVD处理形成的TiN皮膜容易剥离。另外，当C的含量过剩时，残留奥氏体增加，不在高温下进行回火处理时不能得到所希望的硬度，除此之外，在回火处理后发生膨胀等，变形加大。而且，当C含量过剩时，对韧性也造成不良影响。因而，设C含量的上限为0.7％。另外，其上限优选为0.65％。

[0057] Cr：5.0～7.0％

[0058] Cr是为确保所规定的硬度有用的元素。详细地说，当Cr的含量过少时，淬火性不足，生成一部分贝氏体，因此硬度下降，不能确保耐磨损性。另外，Cr也是为确保模具的耐腐蚀性有用的元素。于是，设Cr含量的下限为5.0％。而且，其下限优选为5.5％。其中，当其含量过剩时，粗大的Cr类化合物大量生成，通过PVD处理形成的TiN皮膜容易发生剥离。另外，当Cr的含量过剩时，由于热处理后的收缩而使硬质皮膜的耐久性下降。而且，当Cr的含量过剩时，也对韧性产生不良影响。于是，设Cr含量的上限为7.0％。而且，其上限优选为6.5％。

[0059] Si：0.5～2.0％

[0060] Si作为制钢时的脱氧元素有用，是有利于硬度的提高和被切削性确保的元素。另外，Si抑制模具的马氏体的回火软化，对抑制HAZ软化有用。为了有效发挥这样的作用，设Si含量的下限为0.5％。其含量优选为1.0％以上，更优选为1.2％以上。其中，当其含量过剩时，韧性下降。而 且，偏析增加，热处理后的变形增大。因而，设Si含量的上限为2.0％。其含量优选为1.85％以下。

[0061] Mn：0.1～2.0％

[0062] Mn为确保淬火性有用的元素。其中，当其含量过剩时，残留奥氏体增加，因此，当不在高温下进行回火处理时，得不到所希望的硬度，除此之外，韧性也下降。考虑这些，将Mn的含量规定在0.1～2.0％的范围。Mn含量的下限优选为0.15％，其上限优选为1.0％，更优选为0.5％，特别优选为0.35％。

[0063] Al：0.01～0.010％

[0064] Al是作为脱氧剂有用的元素。其中，当含量不满0.001％时，其效果不能充分得到。因此，设Al含量的下限为0.001％。其下限优选为0.002％。另一方面，作为Al2O3及粗大的AlN的Al类介在物成为切削中拉伤的原因，降低切削完成面精度，因此设Al含量的上限为0.010％。其上限优选为0.008％。

[0065] Cu：0.25～1.00％

[0066] Cu是为实现ε-Cu的析出强化的硬度提高的必需的元素，也有利于抑制HAZ软化。其中，当其含量过剩时，韧性下降，而且容易发生锻造裂纹。于是，设Cu含量的上限为1.00％。而且，其上限优选为0.80％以下。另外，Cu含量的下限为0.25％。而且其下限优选为0.30％。

[0067] Ni：0.25～1.00％

[0068] Ni是用于实现Ni3Al等Al-Ni类金属间化合物的析出强化的硬度提高必需的元素，也有利于抑制HAZ软化。另外，Ni通过与Cu并用，抑制Cu的过剩添加造成的热脆性，也能够防止锻造师的裂纹。其中，当其含量过剩时，残留奥氏体增加，当不在高温下进行回火处理时，不能确保所规定的硬度，除此之外，在热处理后发生膨胀。另外，当Ni的含量过剩时，韧性也下降。考虑这些，将Ni的含量规定在0.25～1.00％的范围。Ni含量的下限优选为0.30％，其上限优选为0.80％。

[0069] N：0.003～0.025％

[0070] N与Al共同形成AlN析出物，防止淬火时的结晶粒粗大化，是为实现优良的韧性的重要元素。为了实现优良的韧性，设N含量的下限为 0.003％。其下限优选为0.004％。另外，设N含量的上限为0.025％。其上限优选为0.17％。

[0071] Mo+0.5W：0.5～3.0％

[0072] Mo和W均是除形成M3C型碳化物、M6C型碳化物外，还形成Ni3Mo类金属间化合物等，有利于析出强化的元素。其中，当这些含量过剩时，除上述的碳化物等过剩生成，导致韧性下降外，热处理后的变形也增大。于是，将应用Mo+0.5×W式子时的Mo和W的合计含量规定在0.5～3.0％的范围。Mo单独的含量也优选为0.5～3.0％的范围。另外，W单独的含量优选为2.0％以下(包含0％)。即，Mo为必须元素、W为选择元素。其中，W单独含量的下限更优选为0.02％。另外，Mo单独含量的下限更优选为0.7％、上限更优选为2.5％。W单独含量的下限更优选为0.05％、上限更优选为1.5％。

[0073] P：大于0且在0.05％以下

[0074] P是在溶解原料中不可避免地存在的元素，是影响韧性的元素。因此，设P含量的上限为0.05％。其上限优选为0.02％。而且，优选P的含量越少越好，但不可避免地含有，因此，实际上，其下限为0.005％左右。

[0075] S：大于0且在0.1％以下

[0076] S为对确保被切削性有用的元素。从确保被切削性的观点出发，推荐优选为0.002％以上、更优选为0.004％以上的含量。但是，当其含量过剩时，发生焊接裂纹。于是，设S含量的上限为0.1％。S含量的上限优选为0.07％，更优选为0.05％，特别优选为
0.025％。

[0077] O：大于0且在0.005％以下

[0078] O是含于溶钢种的元素，不可避免第含在钢中。当O的含量高时，与Si、Al等发生反应，形成氧化物类的介在物。因此，设O含量的上限为0.005％。其上限优选0.003％，更优选为0.002％。而且，优选O的含量越少越好，但由于不可避免地含有，所以实际上其下限为0.0005％左右。

[0079] 本发明还将满足前面已说明的各数式设为必须必要条件。另外，各数式中所示的[]表示各元素的含量(质量％)。

[0080] [C]×[Cr]≤4

[0081] 上述数式为以抑制粗大的Cr类碳化物的生成为目的设定的数式。当C 含量和Cr含量的积超过4时，硬质皮膜的耐久性下降，除此之外，热处理后的变形增大。另外，从抑制粗大的Cr类碳化物的生成及抑制热处理后的变形的观点出发，优选C含量和Cr含量的积尽可能地小，但当还考虑有效发挥C及Cr的添加起到的上述作用等时，该积的下限优选大概为0.8。

[0082] FP＝[Si]/5+[Cr]/5+2×[Mo]+[W]+2×[V]+10×[Al]≤5.0

[0083] 上述数式是将Si、Cr、Mo、W、V、Al这些铁素体生成元素的合计含量参数化规定的数式。当该参数(FP)大于5.0时，冷作模具用钢的硬度和韧性的平衡破坏，同时切削加工完成的面精度也恶化。该参数(FP)更优选为4.8以下。由Si、Cr等本发明的冷作模具用钢必须含有的元素的下限值确定的FP值2.11为实际的本参数(FP)的下限值。 [0084] AP＝[Mn]+3×([Cu]+[Ni])≤2.5

[0085] 上述数式是将Mn、Cu、Ni这些奥氏体生成元素的合计含量参数化规定的数式。当该参数(AP)大于2.5时，残留奥氏体增多，热处理变形量的偏差增大，同时切削时的工具寿命缩短。该参数(AP)更优选为2.3以下。由Mn、Cu、Ni的下限值确定的AP值1.6实际上为本参数(AP)的下限值。

[0086] 有关本发明的冷作模具用钢的基本成分的必要条件如上所述。余量含有铁及不可避免的杂质。作为杂质，例如可以举出Sn、Pb等。另外，在本发明中，以改善其它的特性为目的，还可以含有以下的选择成分。

[0087] V：0～0.5％

[0088] V是除形成VC等碳化物而有利于硬度提高之外，对抑制HAZ软化有效的元素。另外，在母材表面实施气体氮化、盐溶氮化、等离子氮化等氮化处理形成扩散硬化层时，为对表面硬度的提高及硬化层深度的加深有效的元素。为了有效发挥这样的作用，V的含量优选添加大概0.05％以上。其中，当其含量过剩时，固溶C量下降，导致作为母相的马氏体组织的硬度下降，除此之外，韧性下降。于是，设V含量的上限为0.5％。V含量的上限优选为0.4％，更优选为0.3％。

[0089] 选自Ti、Zr、Hf、Ta、Nb构成的组中的至少一种元素：合计0.5％以下 [0090] 这些元素均为氮化物形成元素，有利于这些元素的氮化物及AlN的微细分散化，其结果是，为防止结晶粒的粗大化且有利于韧性提高的元素。为了有效发挥以上的作用，优选大概设Ti为0.01％以上、Zr为0.02％以上、Hf为0.04％以上、Ta为0.04％以上、Nb为0.02％以上而含有。其中，当这些的合计含量过剩时，固溶C量下降，导致马氏体的硬度下降。于是，设这些元素的合计含量为0.5％以下。这些元素的合计含量优选为0.4％以下，更优选为0.3％以下。另外，这些元素既可以单独含有，也可以合并两种以上含有。 [0091] Co：10％以下

[0092] Co是提高Ms点且对残留奥氏体的减少有效的元素，由此，能够提高硬度。为了有效发挥该作用，优选设Co的含量大概为1％以上。其中，当其含量过剩时，将导致成本等上升，因此设上限为10％。Co含量的上限优选为5.5％。在此，所谓Ms点为变态温度(相变化发生的温度、变态遍及温度范围发生时，变态开始的温度、或结束的温度)之一，即在冷却的期间，奥氏体开始向马氏体变态的温度的意思。

[0093] 使用满足上述记载的必要条件的冷作模具用钢，制造冷冲压用模具。对该冷冲压用模具的制造方法的一例进行说明。例如，在溶制本发明的冷作模具用钢后，进行热锻造之后，进行退火(例如，在大约700℃保持7小时后，以大约17℃/hr的平均冷却速度炉冷到大约400℃后，放冷)软化后，通过切削加工等进行粗加工成规定的形状之后，在950～1150℃的温度下进行淬火处理，还在400～530℃下进行回火处理，赋予所希望的硬度，由此制造冷冲压用模具。
实施例

[0094] 以下，举出实施例，更具体地说明本发明，但本发明并不仅限于这些例子。 [0095] 在本实施例中，表1中记载的计26种成分组成的钢种(No.1作为冷作模具用钢一直以来使用的JIS SKD11)，在真空感应溶解炉溶制150kg的坯料后，加热到900～1150℃，锻造40mmT×75mmW×约2000mmL的板，其后，以约60℃/hr的平均冷却速度进行了徐冷。冷却到100℃以下的温度后，再次加热到约850℃，再以约50℃/hr的平均冷却速度进行 了徐冷(退火)。使用如上所述得到的退火材料，进行了以下的各种试验。 [0096] (1)最大硬度的测定

[0097] 从上述的退火材料切出20mmT×20mmW×15mmL尺寸的试验片，作为硬度测定用试验片，对该试验片实施了按照淬火处理(在1030℃下加热120分钟)、空冷、回火处理(在450～520℃下保持180分钟)及放冷的顺序进行的处理。利用维氏硬度计(AKASHI社制的规格AVK、荷重5kg)，测定在450～520℃范围内变化回火温度时的硬度，并研究了其最大硬度。在本试验中，设通过测定得到的最大硬度650HV以上的试验片为合格。表2表示其试验结果。

[0098] (2)摆锤冲击值的测定(韧性的测定)

[0099] 对上述的退火材料的热处理，具体地说，实施了按照淬火处理(在1030℃下加热120分钟)、空冷、回火处理(在450～520℃下保持180分钟)及放冷的顺序进行的处理。
接着，如图(2)所示的切出具有10mmR的R切口部的试验片，作为韧性测定用试验片(摆锤冲击试验片)。利用该试验片实施摆锤冲击试验，测定了室温下的吸收能量(摆锤冲击值)。
对每个钢种各选取三个摆锤冲击试验片，将这些平均值作为摆锤冲击值。在本试验中，设通过测定得到的摆锤冲击值20J以上的试验片为合格。表2表示其试验结果。 [0100] (3)切削完成面粗糙度的调查

[0101] 以上述的退火材料为试验体，通过圆头槽铣刀进行完成加工，测出了切削完成面粗糙度。试验条件如下所述。

[0102] 机械：MORI(BT40、5.5kw)

[0103] 工具：三菱SRFH30S32M φ30

[0104] 切片：三菱SRFH30 VP10MF φ30

[0105] 突出长度：118mm

[0106] 切削方向：上切式

[0107] 切削速度：250mm/min

[0108] 进给速度：0.31mm/rev

[0109] 切入：Ad0.3mm、Rb0.7mm

[0110] 切削油：无(吹风)

[0111] 加工距离：257.1m

[0112] 切削完成面粗糙度Ra为测出试验体五个部位的10mm长度范围得到的值的平均值。在本试验中，设通过试验得到的切削完成面粗糙度Ra为0.40mm以下的试验体为合格。表2表示其试验结果。

[0113] (4)切屑工具寿命的判定

[0114] 以上述的退火材料为试验体，进行高输送切断机的粗加工，调查了切削工具的寿命。试验条件如下所述。

[0115] 机械：OKK(BT50、7.5kw)

[0116] 工具：三菱AJX148R503SA42S φ50

[0117] 切片：JOMW140520ZDSR-FT VP15TF

[0118] 切削速度：10mm/min

[0119] 进给量：1.0mm/rev

[0120] 切入：Ad1mm、Rb35mm

[0121] 突出长度：80mm

[0122] 切削油：无(吹气)

[0123] 寿命判定：工具磨损、伤刃

[0124] 有关切削工具寿命，设使用以JIS SKD11为原材料的试验体(No.1)进行粗加工时的切削工具的寿命为“1”时，利用各试验体进行粗加工时的切削工具的寿命通过为以SKD11为原材料的试验体(No.1)进行粗加工时的切削工具的寿命的多少倍进行了判定。设该判定值为4.0以上的试切削工具为合格。表2表示其试验结果。

[0125] (5)最大热处理变形量的测定

[0126] 从上述的退火材料中，对每个退火材料切出40mmT×75mmW×100mmL的块六个，作为最大热处理变形量测定用的试验体，对该试验体在图3所示的条件下实施了热处理。最大热处理变形量由六个试验体的热处理前后的尺寸变化量求出。分别对每个试验体求出正交的三个方向(x方向、y方向、z方向)的尺寸变化量，设得到的3方向×6个的绝对值中的最大的数值为最大热处理变形量。在本试验中，设该最大热处理变形量0.08以下的试验体为合格。表2表示其试验结果。

[0127] [表1]

[0128]

[0129] [表2]

[0130]

[0131] 如表1及表2记载的所示，作为由各化学成分的含量、C的含量和Cr的含量的积、铁素体元素形成的参数，由奥氏体生成元素形成的参数全部满足本发明的必要条件的发明例的No.7～9、11、14～20的最大硬度、摆锤冲击值、切削完成面粗糙度、切削工具寿命、最大热处理变形量全部为合格判定基准的范围内。与此相对，作为本发明的一个必要条件也不满足的比较例的No.1～6、10、12～13、21～26最低一个偏离合格判定基准，具有某些不合适。

[0132] No.1～6、10、12～13、21～26的比较例偏离上述的本发明必要条件中的一个或两个以上的必要条件，从而具有某些不合适，设具有上述记载的每个必要条件特征的例子为比较例。以下，对本发明中规定的符合每个必要条件的比较例进行说明。 [0133] C含量和Cr含量过多的比较例为No.1和No.2，反之，C含量和Cr含量过少的比较例为No.3和No.4。这些含量过多的比较例、过少的比较例其摆锤冲击值(韧性)、切削完成面粗糙度、切削工具寿命、最大热处理变形量全部或某些都偏离合格判定基准。 [0134] Si含量过多的比较例为No.21，反之，含量过少的比较例为No.1。尤其是，其含量过剩的No.21其韧性大大下降，摆锤冲击值偏离合格判定基准。另外，虽然为合格判定基准的范围内，但热处理后的变形比较大。

[0135] Mn含量过多的比较例为No.22。该比较例的韧性大大下降，摆锤冲击值偏离合格判定基准。另外，切削工具寿命、最大热处理变形量也偏离合格判定基准的范围。 [0136] Al含量过多的比较例为No.10，反之，过少的比较例为No.6。Al含量过多的比较例No.10在通过圆头槽铣刀进行完成加工时发生裂纹，切削完成面精度恶化。另外，过少的比较例No.6其摆锤冲击值偏离合格判定基准。

[0137] Cu含量过多的比较例为No.23，反之，含量过少的比较例为No.5。其含量过剩的No.23其韧性大大下降，摆锤冲击值偏离合格判定基准。另外，切削工具寿命、最大热处理变形量也偏离合格判定基准的范围。另一方面，含量过少的比较例为No.5的摆锤冲击值、最大热处理变形量也偏离合格判定基准的范围。

[0138] Ni含量过多的比较例为No.23，反之，含量过少的比较例为No.1。其含量过剩的No.23的摆锤冲击值、最大热处理变形量偏离合格判定基准的范围。另外，切削工具寿命也偏离合格判定基准的范围。

[0139] 由Mo+0.5W求出的数值过小的比较例为No.24，其数值在本发明的范围内，但相当于边界值即最大的3.0％的例子为No.25。No.24的最大硬度和摆锤冲击值偏离合格判定基准。另外，No.25存在偏离其它必要条件的影响，摆锤冲击值下降。

[0140] V含量过多的比较例为No.26。该比较例的No.26由于V的含量过剩，所以韧性下降，摆锤冲击值偏离合格判定基准。另外，切削完成面粗糙度也偏离合格判定基准。 [0141] C含量和Cr含量的积过多的比较例为No.1和No.2。No.1和No.2因该影响造成了切削工具的寿命明显缩短，同时热处理后的变形增大。

[0142] N含量过多的比较例为No.27。其结果是，韧性下降，摆锤冲击值偏离合格判定基准。

[0143] 由铁素体生成元素形成的参数过大的比较例为No.1～4和No.25。该影响造成这些比较例的韧性的平衡打破、或切削加工完成的面精度恶化。尤其是只偏离该必要条件的No.25其韧性大大下降，摆锤冲击值偏离合格判定基准。

[0144] 由奥氏体生成元素形成的参数过大的比较例为No.2～5、No.12、13、22、23。该影响造成这些比较例的残留奥氏体增多、热处理变形量增大，同时切削时的工具寿命缩短。尤其是，只偏离该必要条件的No.12和No.13只切削工具寿命和最大热处理变形量偏离合格判定基准。

[0145] 参照详细说明及特定的实施方式对本发明进行了说明，但不脱离本发明的宗旨和范围，可以施加各种各样的变更及修改，这对本领域技术人员来说，很容易明白。 [0146] 本申请为基于2008年1月10日申请的日本专利申请(特愿2008-003524)的申请，其内容在此作为参考被摘录。

[0147] 产业上的利用可能性

[0148] 将本发明的冷作模具用钢用于冷冲压用模具，不仅具备硬度、韧性、 热处理变形这些的谋求的基本特性，而且也能够对应各种各样的硬质皮膜处理，另外，还能够得到在切削完成面粗糙度及切削工具寿命方面也没问题的冷冲压用模具。另外，利用该冷作模具用钢得到的冷冲压模具作为拉伸强度590MPa以上的高速钢板的成形用，尤其可以优选应用。