JP5522854B2 - 冷間工具鋼およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、プラスチック成形品を作製する機械のスクリュ材等に使用される冷間工具鋼およびその製造方法に関する。

プラスチックの成形などの腐食雰囲気中で使用される装置部品は発生するガスにより激しい腐食摩耗を受ける。従来、このような箇所には構造用鋼にクロム鍍金や窒化処理などの表面処理を施したものや、ＪＩＳ ＳＫＤ１１及びステンレス鋼ＳＵＳ４２０あるいは析出硬化型１７−４ＰＨステンレス鋼などが用いられている。
しかし、表面処理をしたものは、皮膜の不均一性や母材との熱膨張差により使用中に剥離したりして、局部的な摩耗により加速的な損傷を受け、しばしば短期間で使用不能になる事が多い。他方、ＳＫＤ１１などのダイス鋼は耐食性が劣るため使用に耐えなく、１７−４ＰＨ、ＳＵＳ４２０ステンレス鋼は耐食性は優れるものの硬さが十分ではなく、強度及び耐摩耗性で問題がある。そこで、プラスチック成形品の生産性を高めるために、腐食されにくく、しかもプラスチック成形に伴う摩耗による損傷の少ない冷間工具鋼の開発が求められている。

また、セラミックス粉末、ガラス繊維で強化された熱可塑性樹脂などの摩耗性、腐食性の強い材料を加工する機械の部品には、工具鋼の使用あるいはステライト硬化肉盛又は硬質クロム鍍金を樹脂に接触する表面に施した材料の使用により、耐摩耗性及び耐食性の向上を図っていた。しかし、このような機械に使用されるスクリュなど複雑な形状を有する部品の表面に、ステライトを均一に肉盛することは困難であり、肉盛した材料が使用中に剥離したり、また製造コストが上昇するなど問題点が多い。また硬質クロム鍍金も剥離が問題となる。特にセラミックス粉末成形機用部品としては、耐摩耗性の点で全く不十分である。また、その他の工具鋼においても上記機械の部品として耐摩耗性、耐食性の両者を十分兼ね備えたものは見当たらない。

このような課題に対し、特許文献１及び２に記載されている合金鋼が使用されている。これらの合金鋼では、素地と比較して硬質なＭｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｖを含有する炭化物を分布させ、耐摩耗性を高めている。

特開昭６４−７５６５３号公報 特開２００６−２８３０５６号公報

しかし、特許文献１では、炭化物の面積率について限定しているものの、炭化物の種類については言及していない。炭化物には，Ｍ_２３Ｃ_６型やＭＣ型など金属元素と炭素の原子比が異なるいくつかのタイプが存在する。これらの硬さは、Ｍ_２３Ｃ_６型では１５００〜１６００ＨＶであるのに対し、ＭＣ型では２６００〜３０００ＨＶ（丸善出版 若い技術者のための機械・金属材料）であるように、炭化物のタイプによって硬さが大きく異なる。耐摩耗性向上のためには、素地に分布させる炭化物が硬いほど良いと考えられるので、炭化物の中で最も硬いＭＣ型を多く分布させることが重要である。
一方、特許文献２では、ＭＣ型炭化物に注目しており、その最大粒子の直径を４μｍ以上１５μｍ以下に限定している。本発明者らは、プラスチック成形用の機械部材などの寿命を延ばす目的で、冷間工具鋼について鋭意研究を重ねた結果、合金組成及び合金鋼中のＭＣ型炭化物の平均粒径を限定することによって、従来の合金鋼よりも優れた耐摩耗性に加えて良好な耐食性が得られることを見出した。

すなわち、本発明の冷間工具鋼のうち、第１の本発明は、質量％で、Ｃ：１．１０〜２．００％、Ｃｒ：１０．５〜１２．５％、Ｓｉ：０．６〜１．０％、Ｍｎ：０．４〜１．０％、Ｍｏ：０．５〜４．０％、Ｗ：０．５〜４．０％、Ｃｏ：０．２５〜４．０％、Ｎｉ：０．２５〜４．０％を含有し、さらに、Ｖ、ＮｂおよびＴｉの一種以上を原子％で合計１．２〜８．０％含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有し、断面において存在するＭＣ型炭化物粒子の平均粒径が等価円直径で０．２〜１．５μｍの範囲であることを特徴とする。

第２の本発明の冷間工具鋼は、前記第１の本発明において、プラスチック成形機部品の材料として用いられることを特徴とする。

第３の本発明の冷間工具鋼の製造方法は、質量％で、Ｃ：１．１０〜２．００％、Ｃｒ：１０．５〜１２．５％、Ｓｉ：０．６〜１．０％、Ｍｎ：０．４〜１．０％、Ｍｏ：０．５〜４．０％、Ｗ：０．５〜４．０％、Ｃｏ：０．２５〜４．０％、Ｎｉ：０．２５〜４．０％を含有し、さらに、Ｖ、ＮｂおよびＴｉの一種以上を原子％で合計１．２〜８．０％含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成の粉末を圧密化した後、焼入れ、焼戻し処理を行って、断面において存在するＭＣ型炭化物粒子の平均粒径を等価円直径で０．２〜１．５μｍの範囲とすることを特徴とする。

第４の本発明の冷間工具鋼は、前記第３の本発明において、１０００℃〜１２００℃の温度でγ化することを特徴とする。

第５の本発明の冷間工具鋼の製造方法は、前記第３または第４の本発明において、熱間静水圧プレスにより前記圧密化をした後、前記焼入れ前に、熱間加工および機械加工を施すことを特徴とする。

以下に、本発明の組成等の限定条件について説明する。なお、各成分の含有量は、Ｖ、Ｎｂ及びＴｉは原子％、それ以外は質量％で示している。
Ｃ：１．１０〜２．００％
Ｃは、焼入れ焼戻しによるマルテンサイト鋼の必要な硬さを得るため、また合金炭化物の析出強化による必要な強度及び硬さを得るために所定量以上を含有させることが必要である。一方、Ｃの含有量の増加に伴い、マルテンサイト鋼としての過飽和固溶量が過剰となって靭性を低下させてしまうため、冷間工具鋼として必要とされる靭性を確保する観点からＣの含有量の上限を求めた。故に、質量％で、Ｃは１．１０〜２．００％の範囲内とした。なお、同様の理由で下限を１．２％、上限を１．８％とするのが望ましい。

Ｃｒ：１０．５〜１２．５％
Ｃｒは、焼入れ性、耐食性及び破壊靭性を向上させる元素であり、冷間工具鋼として必要とされる焼入れ性及び耐摩耗性を確保する観点から、所定量以上を含有することが必要である。一方、過剰に含有すると、高温強度を極端に低下させてしまうことから、含有量の上限を求めた。故に、質量％で、Ｃｒは１０．５〜１２．５％の範囲内とした。なお、同様の理由で下限を１１％、上限を１２％とするのが望ましい。

Ｓｉ：０．６〜１．０％
Ｓｉは、鋼の溶製時において脱酸作用を有し、健全な鋼を得るために所定量以上を含有することが必要である。一方、過剰に含有すると、強度、靭性及び熱伝導率を低下させてしまう。そこで、冷間工具鋼として必要とされる強度、靭性及び熱伝導率を確保する観点からＳｉの含有量の上限を求めた。故に、質量％で、Ｓｉは０．６〜１．０％の範囲内とした。なお、同様の理由で下限を０．８％とするのが望ましい。

Ｍｎ：０．４〜１．０％
Ｍｎは、焼入れ性を向上させる元素であり、冷間工具鋼として必要とされる焼入れ性を確保する観点から、所定量以上を含有することが必要である。一方、過剰に含有すると、軟化抵抗を低下させてしまう。更に、球状化焼なましに時間を要するため、製造性を低下させてしまう。そこで、冷間工具鋼の製造工程において許容出来得る軟化抵抗性及び製造性を確保する観点から、Ｍｎの含有量の上限を求めた。故に、質量％で、Ｍｎは０．４〜１．０％の範囲内とした。なお、同様の理由で上限を０．８％とするのが望ましい。

Ｍｏ：０．５〜４．０％
Ｍｏは、高温強度及び耐食性を向上させる元素であり、冷間工具鋼として必要とされる高温強度及び耐食性を確保する観点から、所定量以上を含有させることが必要である。一方、過剰に含有すると、高温強度に対する変化はほとんどないものの、破壊靭性を低下させてしまうことから、冷間工具鋼としての破壊掛性を確保する観点から、含有量の上限を求めた。故に、質量％で、Ｍｏは０．５〜４．０％の範囲内とした。なお、同様の理由で下限を０．７％、上限を２．０％とするのが望ましい。さらに上限を１．５％とするのが一層望ましい。

Ｗ：０．５〜４．０％
Ｗは、高温強度を向上させる元素であり、冷間工具鋼として必要とされる高温強度を確保する観点から、所定量以上を含有させることが必要である。一方、過剰に添加すると、高温強度に対する変化はほとんどないものの、破壊靭性を低下させてしまうことから、冷間工具鋼としての破壊靭性を確保する観点から、含有量の上限を求めた。故に、質量％で、Ｗは０．５〜５．０％の範囲内とした。なお、同様の理由で上限を２．０％とするのが望ましい。さらに上限を１．０％とするのが一層望ましい。

Ｎｉ：０．２５〜４．０％
Ｎｉは、焼入れ性及び耐衝撃性を向上させる一方で、多量に含有すると焼なましに時間を要し、製造性を低下させてしまう。故に、質量％で、Ｎｉは０．２５〜４．０％の範囲内とした。なお、同様の理由で下限を０．３％、上限を２．０％とするのが望ましい。さらに上限を０．８％とするのが一層望ましい。

Ｃｏ：０．２５〜４．０％
Ｃｏは、基地を強化して強度及び耐衝撃性を向上させるために含有する。多量に含有すると脆化させてしまうことから、質量％で、Ｃｏは０．２５〜４．０％で添加する。なお、同様の理由で下限を１．０％、上限を３．０％とするのが望ましい。さらに下限を１．５％、上限を２．５％とするのが一層望ましい。

Ｖ、Ｎｂ及びＴｉは、炭化物生成元素であり、高い硬さのＭＣ型炭化物を生成して耐摩耗性を向上させるために１種以上を含有させる。ＭＣ型炭化物の形成量が少ないと必要とされる耐摩耗性が得られない。一方、過剰に添加すると、ＭＣ型炭化物の形成量が多くなり耐摩耗性は著しく高めるが、あまりに多いと靭性と被削性の低下を招くため冷間工具鋼として必要とされる疲労強度及び耐衝撃性を確保する観点から、含有量の上限及び下限を求めた。故に、原子％でＶ、Ｎｂ、Ｔｉを合計で１．２〜８．０％の範囲内で含有する。

なお、上記組成には不可避的不純物も含まれ得る。不可避的不純物は、より少ない方が好ましい。上記した冷間工具鋼としての特徴に影響を与えない範囲で不可避的不純物を許容し得るが、特に、影響の大きい不可避的不純物についてはその許容し得る上限値を定めることができる。より詳細には、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｏ及びＮに関しては、下記の如く定めることができる。

Ｐは、介在物として粒界に析出して耐衝撃性を低下させ、更に、偏析の濃度勾配を大きくして異方性を悪化させるため、より少ない方が好ましい。故に、許容し得る上限値は、質量％で、０．０２５％以下である。
Ｓは、疲労破壊の起点となる介在物を多量に生成するため、より少ない方が好ましい。故に、許容し得る上限値は、質量％で、０．０１５％以下である。
Ａｌ、Ｏ及びＮは、過剰に含有すると焼入れ硬さ及び靱性を低下させるため、より少ない方が好ましい。故に、許容し得る上限値は、質量％で、Ａｌは０．１％以下、０は０．００５％以下、及び、Ｎは０．０２５％以下である。

ＭＣ型炭化物粒径：０．２〜１．５μｍ
Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、ＴｉなどはＭＣ型炭化物を形成する。この炭化物の平均粒径が等価円直径で０．２μｍ未満、または１．５μｍを越えると十分な耐摩耗性が得られない。したがって、ＭＣ型炭化物の平均粒径を等価円直径で０．２〜１．５μｍの範囲内とする。
なお、等価円直径は、ＳＥＭを用いて観察した任意の断面におけるＭＣ型炭化物の面積を画像解析ソフトにより測定し、同一の面積となる円の直径を算出することにより、求めることができる。
なお、本発明としては、ＭＣ型炭化物粒径は、平均で上記範囲内にあればよく、炭化物粒径自体の上限を定めるものではないが、大きすぎると摩耗時に炭化物が脱落しやすくなり、耐摩耗性に寄与しなくなることから、上限を３．５μｍに定めるのが望ましい。

本発明によれば、耐摩耗性と耐食性の高い冷間工具鋼を得ることが出来るので、本冷間工具鋼を用いて製造された機械部品のプラスチック成形に伴う損傷を少なくすることができる。故に、プラスチック成形品を部材の寿命を延ばして大量に生産することが可能となる。
また、本発明の冷間工具鋼は、プラスチック成形機部品として使用する際に、過酷な成形条件下で高温における耐食性、耐摩耗性、靭性を有し、従来の冷間工具鋼の部品では達成できない長寿命の部品を提供することができる。

本発明の実施例に用いる砂摩耗試験機の模式図を示す。 同じく実施例における本発明鋼と比較鋼の摩耗体積と硬さを示す。 同じく、本発明鋼と比較鋼１１及び１２における摩耗体積とＭＣ型炭化物の平均等価円直径の関係を示す。 同じく、本発明鋼と比較鋼１１及び１２の摩耗体積とＭＣ型炭化物の面積率との関係を示す。 同じく、本発明鋼と比較鋼のリン酸環境下における腐食度を示す。 同じく比較鋼Ｎｏ．１０で確認されたＣｒ系のＭ_２３Ｃ_６型炭化物の一例を示す図面代用写真である。 同じく、摩耗体積と腐食度で整理した結果を示す。

以下、この発明の一実施形態を説明する。
質量％で、Ｃ：１．２０〜２．００％、Ｃｒ：１０．５〜１２．５％、Ｓｉ：０．６〜１．０％、Ｍｎ：０．４〜１．０％、Ｍｏ：０．５〜４．０％、Ｗ：０．５〜４．０％、Ｃｏ：０．２５〜４．０％、Ｎｉ：０．２５〜４．０％を含有し、さらに、Ｖ、ＮｂおよびＴｉの一種以上を原子％で合計１．２〜８．０％含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有する粉末を常法により用意する。本発明としては、該粉末の製造方法が特に限定されるものではない。該粉末としては例えば２０メッシュ以下の大きさとする。
上記粉末を、Ａｒなどの不活性ガス中で、例えば９００〜１２００℃、５０〜２００ＭＰａの条件でＨＩＰ（熱間静水圧プレス）をする。なお、本発明としては、ＨＩＰによることなく、例えば、エレクトロスラグ再溶解法等の製造法を用いることができる。なお、製造に際しては、酸素混入を防止するために不活性ガス雰囲気や真空雰囲気で焼結、溶解などを行うことが可能である。

上記により得られた合金塊は、熱間加工や機械加工によって所望の形状に成形などすることができる。熱間加工、機械加工の条件や内容については本発明としては特に限定されるものではなく、例えば熱間加工として熱間鍛造、熱間圧延などを行うことができる。また、機械加工として切削などを行うことができる。

必要に応じて熱間加工や機械加工などを行った後、例えば、１０００〜１２００℃、１〜５時間の溶体化処理を行い、その後、４５０〜６００℃で１〜２０時間の焼戻しを２回行う。なお、２回目の焼戻し温度は、１回目と同等かそれ以下とする。上記溶体化処理によって合金鋼のγ（オーステナイト）化を行うことができる。

上記熱処理により、前記合金に含まれるＭＣ型炭化物の平均粒径が、断面において等価円直径で０．２〜１．５μｍの範囲となるようにする。好ましくは最大粒径を３．５μｍ以下とする。ＭＣ型炭化物は、上記熱処理によって形成されるものであってもよく、また、ＭＣ型炭化物は、予め、粉末として炭化物を用意して成分中に混合してＨＩＰしたものであってもよい。さらに、冷間工具鋼をエレクトロスラグ再溶解法により製造する際に、前記ＭＣ型炭化物のサイズ、形態を制御しつつ製造するものであってもよい。
要は、冷間工具鋼として最終的に上記ＭＣ型炭化物の粒径を有していればよい。

上記により得られた冷間工具鋼は、プラスチック成形機部品の材料として好適に利用することができる。本発明による冷間工具鋼からなるプラスチック成形機部品によれば、プラスチック成形品をハイサイクルで大量に生産できるのである。この冷間工具鋼は、二軸押出機、単軸押出機などのプラスチック押出成形機部品にも好適に利用することができる。
プラスチック成形機部品としては、スクリュ、スクリュヘッド、逆流防止リングなどが例示される。但し、本発明の冷間工具鋼の用途がこれらに限定されるものではない。
また、この冷間工具鋼には、成形材と接触する表面に、ＰＶＤなどの手法を用いてチタンなどを含有した硬質膜を施工し、より耐食性、耐摩耗性が向上した射出成形機用スクリュおよび組立部品としてもよい。

以下、この発明の一実施例を説明する。
表１に示す各成分組成を有する合金（残部Ｆｅとその他の不可避不純物）のそれぞれについてＨＩＰにて焼結して３ｋｇのインゴットを得た。その後、これに１１５０℃で３時間の溶体化処理を施した後に、５２５℃で４時間と５００℃で６時間の２回の焼戻し処理を施して供試材を得た。

各供試材からは、１０ｍｍ×２０ｍｍ×４０ｍｍの直方体を切出して、硬さ、耐摩耗性、耐食性、ＭＣ型炭化物の粒径及び面積率を評価した。

硬さは、ＪＩＳＺ２２４４：２００９ビッカース硬さ試験方法にて試験力２０ｋｇｆで測定した。

耐摩耗性は、図１に示す砂摩耗試験機を用い、摩耗試験条件は、試験力：１３０Ｎ、回転速度：２００ｒｐｍ、回転数：２０００回転、砂：表２に示すＳｉＯ_２を主成分とする平均粒径１００μｍの砂にて実施した。
なお、砂摩耗試験機は、ゴム１を被覆した車輪２に、てこ３でおもり４の応力を付加した試験片５を押圧し、回転する車輪２と試験片５との間にホッパ６に収容した砂７を供給して摩耗量を測定するものである。

耐食性は、１％リン酸煮沸中で試験時間１時間あたりの質量変化で評価を行った。走査型電子顕微鏡像中の楕円形状のＭＣ型炭化物の等価円直径については、以下のように求めた。前述の直方体の中心付近を含む位置にて切断し、切断面を鏡面研磨した後にＳＥＭを用いて３０００倍で観察した数視野において認められる各々のＭＣ型炭化物の面積を画像解析ソフトにより測定し、同一の面積となる円の直径を算出した。これを等価円直径とし、各試験片において平均値および最大値を求めた。また、面積率は、ＭＣ型炭化物の断面積の総和を求め、それを観察視野の面積で割った値を用いた。以上の結果を図２〜６、表３、４に示した。

図２及び表３に本発明鋼と比較鋼の摩耗体積と硬さを示すように、比較鋼の試験片Ｎｏ．１０〜１３と比較して前記した発明鋼である試験片Ｎｏ．２、３、５〜９では、硬さにほとんど相違はないものの、耐摩粍性において大幅な上昇が見られる。

図３は、試験片Ｎｏ．１〜９、１１及び１２における摩耗体積とＭＣ型炭化物の平均等価円直径との関係を示したものである。なお、試験片Ｎｏ．１０及び１３ではＭＣ型炭化物が確認されなかった。試験片Ｎｏ．１１及び１２の結果からＭＣ型炭化物の平均等価円直径が０．２μｍ以下もしくは２μｍ以上において摩耗体積が著しく増大している。このことからＭＣ型炭化物が小さすぎても大きすぎても耐摩粍性向上に寄与しないことがわかる。故にＭＣ型炭化物の平均等価円直径は０．２〜１．５μｍの範囲内とした。
また、表３に示したように、本発明鋼のＭＣ型炭化物の等価円直径の最大値は０．７５〜３．３５μｍであった。すなわち、特許文献２で制限しているＭＣ型炭化物のサイズよりも、小さい範囲で良好な耐摩耗性が得られることを見出した。

図４は、試験片Ｎｏ．１〜９、１１及び１２において摩耗体積とＭＣ型炭化物の面積率との関係を示したものである。試験片Ｎｏ．１１及び１２の結果からＭＣ型炭化物の面積率が０．３％以下もしくは１３．５％以上において摩耗体積が著しく増大している。試験片Ｎｏ．１１においては、ＭＣ型炭化物が１３．５％生成しているものの、前記記載の通り、ＭＣ型炭化物の平均等価円直径が２μｍと粗大である為に摩耗体積が増大している。試験片Ｎｏ．１２においては、ＭＣ型炭化物の面積率が０．３％でＭＣ型炭化物の平均等価円直径が０．２μｍと微細である為にＭＣ型炭化物は耐摩耗性に寄与せず摩耗体積が増大している。

図５に示すように、比較鋼の試験片Ｎｏ．１０〜１３と比較して前記した成分範囲内にある本発鋼の試験片Ｎｏ．１〜９において耐食性において大幅な上昇が見られる。

図６の図面代用写真は走査型電子顕微鏡像であり、試験片Ｎｏ．１０で確認されたＣｒ系のＭ_２３Ｃ_６型炭化物を含む組織を示している。
試験片Ｎｏ．１０及び１３では、このＣｒ系の炭化物が晶析出することで基地中のＣｒ固溶量が減少し、そのため耐食性が本発明鋼より劣っている。また試験片Ｎｏ．１１は、Ｃが他の鋼種に比べ多量に添加されていることから、ＭＣ型炭化物以外にも、Ｃｒ系のＭ_２３Ｃ_６型炭化物もＮｏ．１０と同様に生成しているため、基地中のＣｒ固溶量が減少したことで耐食性が低下している。試験片Ｎｏ．１２は、ＭＣ型炭化物生成元素の添加量が少ないことから、ＭＣ型炭化物の生成量が少なく、それによりＣｒ系のＭ_２３Ｃ_６型炭化物が比較的多く生成したことで耐食性が低下している。それに対し本発明鋼は、試験片Ｎｏ．２〜７、９では、ＭＣ型炭化物が十分に生成したことでＣｒ系のＭ_２３Ｃ_６型炭化物の生成が抑制され、それに伴い基地中のＣｒ固溶量が高くなったため耐食性が向上している。

試験片Ｎｏ．１及び８は、Ｃｒ炭化物よりも安定なＭＣ型炭化物形成元素であるＶ、Ｎｂ及びＴｉの合計値Ｖ＋Ｎｂ＋Ｔｉ（原子％）が、ＣとＣｒがＮｏ．１及び８とほとんど変わらないＮｏ．２〜６及び９より小さい。その為Ｎｏ．２〜６及び９よりＣｒ系のＭＣ_６型炭化物の生成量が多くなり、炭化物の生成にＣｒが消費された事で基地中のＣｒ固溶量が減少し、Ｎｏ．２〜６及び９よりは耐食性は劣る。しかし、比較鋼でＣとＣｒがほぼ同量であるＮｏ．１２よりはＶ＋Ｎｂ＋Ｔｉ（原子％）が多く添加されており、また図４の結果からもＮｏ．１２よりも若干多くのＭＣ型炭化物が生成している事がわかる。その為、Ｎｏ．１及び８は、Ｃｒ系のＭ_２３Ｃ_６型炭化物の生成量がＮｏ．１２より少なくなり、基地中のＣｒ固溶量がＮｏ．１２より増加することで耐食性が向上している。

図７は、摩耗体積と腐食度で整理した結果である。特に発明鋼Ｎｏ．２、３、５〜７及び９は耐摩耗性と耐食性のバランスが良く、比較鋼Ｎｏ．１０〜１３と比較して優れている。

ここまで本発明による代表的実施例及びこれに基づく変形例を説明したが、本発明は必ずしもこれら実施例及び変形例に限定されるものではなく、当業者であれば、添付した特許請求の範囲を逸脱することなく種々の代替実施例及び改変例を見出すことができるであろう。

３ てこ
５ 試験片
７ 砂

Claims (5)

1. 質量％で、Ｃ：１．１０〜２．００％、Ｃｒ：１０．５〜１２．５％、Ｓｉ：０．６〜１．０％、Ｍｎ：０．４〜１．０％、Ｍｏ：０．５〜４．０％、Ｗ：０．５〜４．０％、Ｃｏ：０．２５〜４．０％、Ｎｉ：０．２５〜４．０％を含有し、さらに、Ｖ、ＮｂおよびＴｉの一種以上を原子％で合計１．２〜８．０％含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有し、断面において存在するＭＣ型炭化物粒子の平均粒径が等価円直径で０．２〜１．５μｍの範囲であることを特徴とする冷間工具鋼。
2. プラスチック成形機部品の材料として用いられることを特徴とする請求項１記載の冷間工具鋼。
3. 質量％で、Ｃ：１．１０〜２．００％、Ｃｒ：１０．５〜１２．５％、Ｓｉ：０．６〜１．０％、Ｍｎ：０．４〜１．０％、Ｍｏ：０．５〜４．０％、Ｗ：０．５〜４．０％、Ｃｏ：０．２５〜４．０％、Ｎｉ：０．２５〜４．０％を含有し、さらに、Ｖ、ＮｂおよびＴｉの一種以上を原子％で合計１．２〜８．０％含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成の粉末を圧密化した後、焼入れ、焼戻し処理を行って、断面において存在するＭＣ型炭化物粒子の平均粒径を等価円直径で０．２〜１．５μｍの範囲とすることを特徴とする冷間工具鋼の製造方法。
4. １０００℃〜１２００℃の温度でγ化することを特徴とする請求項３記載の冷間工具鋼製造方法。
5. 熱間静水圧プレスにより前記圧密化をした後、前記焼入れ前に、熱間加工および機械加工を施すことを特徴とする請求項３または４記載の冷間工具鋼の製造方法。