TWI633193B

TWI633193B - 模具用鋼

Info

Publication number: TWI633193B
Application number: TW104107174A
Authority: TW
Inventors: 河野正道
Original assignee: 大同特殊鋼股份有限公司
Priority date: 2014-03-07
Filing date: 2015-03-06
Publication date: 2018-08-21
Also published as: TW201538748A; JP2015168859A; EP2915895A2; KR20150105262A; CN104894479B; CN104894479A; KR102242475B1; JP6337524B2; EP2915895A3

Abstract

本發明係有關於一種模具用鋼，以%質量比為基準，包含大於0.27%至小於0.36%碳，大於0.07%至小於0.40%矽，大於7.00%至小於8.80%鉻，大於0.25%至小於0.80%鉬，大於0.50%至小於0.75%釩，大於0.0005%至小於0.05%氮，及錳，差額為鐵及無法避免的雜質，其中滿足式「-0.1Cr+1.10<Mn<-0.1Cr+1.50」。

Description

模具用鋼

本發明係有關於一種壓模用鋼及模具用鋼，及更明確言之，係有關於一種用以形成樹脂材料之射出成型用之模具的塑膠射出壓模模具材料。

塑膠壓模模具需要具有各種優異特性，諸如硬度、導熱率等。專利文件1揭示一種塑膠模製模具用鋼，其具有高導熱率、硬度、及防蝕性，以%質量比為基準，含有0.22%至0.35%碳；0.01%至0.40%矽；0.10%至1.20%錳；0.030%或以下之磷；0.05%至0.20%銅；0.05%至1.00%鎳；5.0%至10.0%鉻；0.10%至1.00%鉬；大於0.50%至0.80%釩；0.01%至0.2%氮；0.0100%或以下之氧；及0.050%或以下之鋁，差額為鐵及無法避免的雜質。

專利文件1：JP-A-2010-174319

如前文描述，專利文件1揭示之模具用鋼具有優異導熱率、硬度、及防蝕性。但近年來，對於塑膠模製法之多樣化，模具用鋼需要具有更加多樣化特性。

舉例言之，由於樹脂產品之高度強化，硬玻璃纖維混合入樹脂產品的案例數目日增。於此種樹脂之射出成型中，因玻璃纖維之硬度造成模具之磨耗問題益發嚴重。由於模具磨耗所導致之產品形狀的改變，使得隨著時間之推移，尺寸精度之要求可能變得更加未臻滿意。據此，模具變得需要具有高硬度又具有高耐磨性。又，當模具具有較高硬度時，因碳化物或包涵體自模具表面之掉落所生成之微小孔口(針孔)不大可能形成，且因而在研磨時不大可能生成微小缺陷，諸如鑿孔等，故預期模具之鏡面磨光性質變得優異。

當模具表面有微小不均勻(波形)時，該波紋度轉移到樹脂產品，造成樹脂產品表面之光滑度降級，造成設計性質受損。據此，較佳於鏡面磨光之後模具係不含波紋度。因波紋度係由於組成分的離析所產生，故期望模具用鋼之離析小。又，以使用化學品藉腐蝕模具表面形成仿皮革圖案而進行壓紋處理用以轉印該仿皮革圖案給一樹脂產品為例，因離析所致的化學組成分之分布不均，造成壓紋程度之差異(壓紋的不均勻)，模具用鋼中之離析對樹脂產品的設計性質帶來的影響變得特別更大。

此外，近年來隨著樹脂產品之加大，模具的尺寸也變大。當模具的尺寸變大時，淬火速率(淬火時的冷卻速率)變低。又復，隨著生產地區的全球化，模具的淬火係在熱處理設備不足的環境或熱處理技術不足的環境裡進行的案例數目增多。於此種情況下，在許多案例中模具的淬火速率減低。當模具的淬火速率減低時，於可硬化性降級鋼之案例中，於淬火時珍珠岩容易沈澱。當珍珠岩沈澱時，在一模具的鏡面磨光時，珍珠岩內的碳化物自其中分離，因而珍珠岩部分優先地被刨削，而容易產生針孔。該等針孔被轉印到樹脂產品，成為突出結構，而有損該樹脂產品表面的設計性質。又，即便於模具表面附近具有相當高淬火速率而珍珠岩不可能沈澱於其中之情況下，模具內部具有比模具表面附近更低的淬火速率，珍珠岩於模具內部係處在容易沈澱之情況。當模具被夾緊或樹脂注入而使用時，機械應力重複地施加至模具。藉施加此種應力造成金屬疲勞時，容易出現自該模具內部的裂縫，原因在於沈澱在模具內部的珍珠岩變成該裂縫的起點。此外，於許多情況下，冷卻水迴路設在射出成型之模具內部，俾便快速地冷卻與固化樹脂。於珍珠岩沈澱在該冷卻水迴路表面上之案例中，該珍珠岩也可能變成裂紋的起點。有鑑於此，從確保一模具的鏡面磨光性質或遏止該模具之裂紋觀點，要求模具用鋼有改良之可硬化性且遏止珍珠岩的沈澱。

又，如前文描述之冷卻水迴路設置於模具內之案例中，當模具用鋼具有低防蝕性時，可能水流量減低，原因在於該冷卻水迴路變鏽蝕且縮窄，因而使得冷卻能力受損。又，也可能裂紋產生的原因是鏽蝕已經侵蝕到深處而變成裂紋的起點。結果，為了維持冷卻能力且防止腐蝕及裂紋，模具用鋼必須具有高防蝕性。

又，於塑膠模具壓模中，除了遏止珍珠岩沈澱之外，要緊地為了獲得鏡面磨光性質及遏止裂縫之目的，須遏止δ-鐵氧體沈澱。於固化與熱加工處理期間，當δ-鐵氧體沈澱時，在淬火及退火之後仍然留下δ-鐵氧體。因δ-鐵氧體部分比其附近的麻田散體軟，故用於拋光的磨蝕顆粒容易沾黏其上，及於研磨期間容易產生諸如鑿孔等微小缺陷。沾黏的磨蝕顆粒或所產生的鑿孔降級了模具的表面粗度，且有損鏡面磨光性質。又復，因δ-鐵氧體與基質母相間之交界面作為裂紋的起點或傳播路徑，故於其中存在有δ-鐵氧體的模具用鋼容易產生裂紋。再者，於許多情況下，因δ-鐵氧體維持於藉加工處理而被延長的狀態，故於其中存在有δ-鐵氧體之模具內，機械性質之各向異性變大，及相對於一特定方向之力容易產生裂紋。從前文描述之觀點，就獲得鏡面磨光性質及遏止裂縫之產生可能性觀點而言，需要使得δ-鐵氧體難以沈澱。

再者，習知地，要求模具用鋼具有高耐衝擊值，耐衝擊值為抗裂性指數，以便遏止一模具的裂開。更明確言之，近年來，隨著模具的變大及如前文描述，於設備及技術皆不足的環境中進行淬火的可能，要求模具用鋼有高耐衝擊值，即便於淬火速率低(淬火緩慢時)之情況下亦復如此。

此外，樹脂之射出成型要求高週期製造(縮短一個週期模製所需的時間)。換言之，需要快速冷卻及固化注入在模具內部樹脂。因此理由故，較佳地模具被快速冷卻。因此，要求模具用鋼具有高導熱率。

如前文描述，近年來，隨著欲模製的樹脂產品之多樣化以及模具製造環境的多樣化，要求組成樹脂材料之射出成型用模具的模具用鋼具有各種特性。此處，欲藉本發明解決之一目的係提出具有高硬度、抗離析、抗珍珠岩沈澱、高防蝕性、抗δ-鐵氧體沈澱、緩慢淬火時之高耐衝擊值、及高導熱率的模具用鋼。

為了解決前述問題，本發明提供一種模具用鋼，以%質量比為基準，含有：大於0.27%至小於0.36%碳；大於0.07%至小於0.40%矽；大於7.00%至小於8.80%鉻；大於0.25%至小於0.80%鉬；大於0.50%至小於0.75%釩；大於0.0005%至小於0.05%氮；及錳；差額為鐵及無法避免的雜質，其中滿足一式「-0.1Cr+1.10<Mn<-0.1Cr+1.50」。

該模具用鋼較佳地滿足一式「N<-0.04V+0.050」。

該模具用鋼以%質量比為基準，可進一步含有選自於下列中之一或兩種：大於0.10%至4.00%或以下之鎢及大於0.10%至3.00%或以下之鈷。

該模具用鋼以%質量比為基準，可進一步含有選自於下列中之一或多者：大於0.004%至0.100%或以下之鈮；大於0.004%至0.100%或以下之鉭；大於0.004%至0.100%或以下之鈦；及大於0.004%至0.100%或以下之鋯。

該模具用鋼以%質量比為基準，進一步含有：大於0.10%至小於1.2%鋁。

該模具用鋼以%質量比為基準，可進一步含有選自於下列中之一或兩種：大於0.30%至3.5%或以下之鎳及大於0.30%至1.5%或以下之銅。

該模具用鋼以%質量比為基準，可進一步含有：大於0.0001%至0.0050%或以下之硼。

該模具用鋼以%質量比為基準，可進一步含有選自於下列中之一或多者：大於0.003%至0.050%或以下之硫；大於0.0005%至0.2000%或以下之鈣；大於0.03%至0.50%或以下之硒；大於0.005%至0.100%或以下之碲；大於0.01%至0.50%或以下之鉍；及大於0.03%至0.50%或以下之鉛。

該模具用鋼較佳地具有於25℃下為20瓦/米/度K(W/m/K)或以上之導熱率。

藉由含括前文描述之組成分組成，依據本發明之模具用鋼具有呈良好平衡之全部高硬度、抗離析、抗珍珠岩沈澱、高防蝕性、抗δ-鐵氧體沈澱、緩慢淬火時之高耐衝擊值、及高導熱率等性質。

此處，當滿足一式「N<-0.04V+0.050」時，該模具用鋼具有特高耐衝擊值。

又，以該模具用鋼含有選自於前文描述之特定量之鎢及鈷為例，容易達成特高硬度。

此外，於該模具用鋼含有選自於前文描述之特定量之鈮、鉭、鈦、及鋯中之一或多者之情況下，沃斯田鐵晶粒的粗化受遏止，即便當加熱溫度升高或淬火時間延長而加熱時間變長時亦復如此，如此容易維持高耐衝擊值或鏡面磨光性質。

又，以該模具用鋼含有前文描述之特定量之鋁為例，鋁藉鍵結至模具用鋼中所含的氮原子所形成的鋁氮化物可遏止沃斯田鐵晶粒邊界的移動及因其之移動所發出的晶粒生長。又復，因鋁氮化物促成模具用鋼之沈澱強化，前文描述之特定量之鋁藉被施加氮化處理而促成模具表面之強度增高，及因而可增強該模具之耐磨性。

此外，於該模具用鋼含有選自於前文描述之特定量之鎳及銅中之一或兩種之案例，可能改良該模具用鋼之可硬化性。

又，於該模具用鋼含有選自於前文描述之特定量之硼之案例，也能獲得該模具用鋼之可硬化性進一步改良的效果。

又，於該模具用鋼含有選自於前文描述之特定量之硫、鈣、硒、碲、鉍、及鉛中之一或多者之案例，該模具用鋼之切削性改良及容易獲得切削性質，對改良切削性有影響的矽含量係小於其它種習知鋼之矽含量。

再者，於該模具用鋼具有於25℃下為20W/m/K或以上之導熱率之案例，因於一樹脂材料之射出成型時，該樹脂可被快速冷卻及然後固化，故可改良射出成型之效率。

圖1為例示分別地就(a)防蝕性、(b)鐵氧體沈澱、(c)緩慢淬火時之耐衝擊值、及(d)導熱率顯示錳與鉻含量間之關係圖。

圖2為顯示錳及鉻含量指定範圍之圖。

圖3為顯示於緩慢淬火時之耐衝擊值氮與釩含量間之關係圖。

圖4為顯示氮及釩含量較佳範圍之圖。

後文中，將以細節描述依據本發明之一具體例之一種模具用鋼。

依據本發明具體例之模具用鋼係含有後述元素及差額由鐵與無法避免的雜質組成。添加元素之種類、組成分比、及限制理由如下述。又，組成分比之單位為以%質量比為基準。

0.27%<C<0.36%

碳藉淬火時固體溶解於基質母相且組織結構為麻田散體結構而改良模具用鋼之硬度。又，碳連同鉻、鉬、釩等形成碳化物及碳氮化物，及然後改良模具用鋼之強度。

藉調整碳含量至大於0.27%，在經適當熱處理之後，達成用作為模具要求的高硬度。自獲得足夠耐磨性及鏡面磨光性質之觀點，需要一模具具有約47 HRC或以上，及較佳地為49 HRC或以上之硬度。當碳含量極小時，δ-鐵氧體容易沈澱，如此導致鏡面磨光性質的減低及模具裂縫的可能，此點為不佳。當碳含量調整至大於0.27%時，能夠有效地遏止δ-鐵氧體沈澱。從各種特性平衡之觀點，碳含量較佳地為大於0.29%。

同時，當碳含量變極大時，容易形成含鉻之碳化物或含鉬之碳化物，且鉻及鉬固體溶解於基質母相中之數量減少，因此防蝕性受損。此外，當碳含量過量時，一模具之鋼的可焊性也受損。因此理由故，碳含量調整為小於0.36%。從各種特性平衡之觀點，碳含量較佳地為小於0.34%。

0.07%<Si<0.40%

矽具有用作為脫氧劑及用於模具製造時改良切削性的效果。為了獲得一模具要求的切削性之目的，矽含量係調整至大於0.07%。當矽含量係調整至小於或等於0.07%時，一模具要求的切削性過度受損及一模具要求的高硬度(約49 HRC)變成難以達成，即便於進行加熱處理之後亦復如此。從與其它特性平衡之觀點，矽含量較佳地為大於0.09%。

同時，當矽含量變得過大時，模具用鋼之導熱率受損，及此外，傾向於容易生成δ-鐵氧體。從防止發生此等問題之觀點，矽含量係設定為小於0.40%。再者，當矽含量係調整至小於0.40%時，當在模具用鋼上進行熱加工時獲得優異的除鏽性質，及鏽垢之硬度增加被遏止，如此可能防止加工使用的工具被鏽垢所顯著磨蝕。從與其它特性平衡之觀點，矽含量較佳地為小於0.36%。

7.00%<Cr<8.80%

鉻為藉形成鈍化膜而改良防蝕性之元素。圖1之(a)顯示於防蝕性方面錳與鉻之含量間之關係。此處，一種鋼材含有0.32%碳、0.23%矽、0.60%鉬、0.60%釩、及0.015%氮作為基本組成分，其錳及鉻含量之改變係藉進行濕潤測試而就防蝕性進行評估。換言之，在接受鏡面磨光的試驗件置於98%濕度及50℃溫度環境中歷時24小時之後，目測觀察鏽蝕狀況。於圖1之(a)中，幾乎不產生鏽蝕或些微產生鏽蝕之情況指示為「o」，而鏽蝕相當顯著或大量產生鏽蝕之情況指示為「x」。根據圖1之(a)，在錳含量全區上方之鉻含量大於7.00%之情況下，獲得「o」且達成高防蝕性。

當鉻含量極小時，模具用鋼之球化退火性質降級，特別其中錳含量大之情況下，於球化退火之後模具用鋼變成容易硬化，及此點導致模具用鋼之切削性質降級。但當鉻含量大於7.00%之情況下幾乎不會出現此項問題。從各種特性平衡之觀點，鉻含量較佳地為大於7.30%。

同時，當鉻含量極大時，δ-鐵氧體容易沈澱。圖1之(b)顯示就δ-鐵氧體之沈澱而言錳與鉻之含量間之關係。此處，至於含有0.28%碳、0.39%矽、0.79%鉬、0.74%釩、及0.002%氮作為基本組成分及其錳及鉻含量改變的鋼材，顯示是否存在有δ-鐵氧體沈澱。於圖1之(b)中，未觀察得δ-鐵氧體之情況指示為「o」，而觀察得δ-鐵氧體之情況指示為「x」。根據圖1之(b)，在錳含量全區上方之鉻含量小於8.80%之情況下，獲得「o」且δ-鐵氧體不大可能發生沈澱。

再者，當鉻含量極大時，其中錳含量小而碳含量大之情況下，珍珠岩極其容易沈澱。但當鉻含量小於8.80%時幾乎不會出現此種問題。從各種特性平衡之觀點，鉻含量較佳地為小於8.60%。

Mn

錳含量對淬火速率低之情況下(緩慢淬火時)之耐衝擊值有影響，且對導熱率有影響，但其影響程度也取決於鉻含量。於依據本具體例之模具用鋼中，錳及鉻之含量滿足一式「-0.1Cr+1.10<Mn<-0.1Cr+1.50」。

當鉻及錳之含量極小時，於緩慢淬火時粗大變韌鐵容易沈澱，及耐衝擊值變低。圖1之(c)顯示於緩慢淬火時之耐衝擊值方面鉻與錳之含量間之關係。此處，至於含有0.33%碳、0.25%矽、0.58%鉬、0.59%釩、及0.012%氮作為基本組成分及其錳及鉻含量改變的鋼材，顯示是否能獲得高耐衝擊值。更明確言之，具有大型截面之一模具藉如下模擬：將具有11毫米×11毫米×60毫米尺寸之鋼材於1,030℃加熱，於1,030℃至550℃之溫度區域內以50℃/分鐘之速率冷卻，及於550℃至100℃之溫度區域內以2℃/分鐘之速率冷卻。順帶一提地，一般模具淬火期間於模具內部之冷卻速率於1,030℃至550℃之溫度範圍內為5℃/分鐘至150℃/分鐘，及於550℃至100℃之溫度範圍內為1℃/分鐘至30℃/分鐘。前文描述之冷卻速率於此等溫度範圍內為特別緩慢。又，如此施加淬火之一鋼材係藉下述方式精煉而具有52 HRC硬度：藉由進行退火及然後，加工成具有刻痕(在一梢端之R部半徑為1毫米)之10毫米×10毫米×55毫米約略尺寸之試驗件。於室溫(25℃)之耐衝擊值E(焦耳/平方厘米)係藉使用試驗件進行查皮(Charpy)耐衝擊測試度量。於圖1之(c)中，E大於或等於20之案例指示為「o」，而E小於20之案例指示為「x」。E的邊界值為20，指示避免模具裂紋要求的耐衝擊值。根據圖1之(c)，於其中滿足一式「Mn(%)>-0.1Cr(%)+1.10(%)」之情況下，獲得「o」及達成高耐衝擊值。

同時，當鉻及錳之含量為極大時，模具用鋼之導熱率受損。圖1之(d)顯示於導熱率方面鉻與錳之含量間之關係。此處，至於含有0.35%碳、0.39%矽、0.78%鉬、0.74%釩、及0.018%氮作為基本組成分及其錳及鉻含量改變的鋼材，顯示導熱率之度量結果。更明確言之，在試驗件係以耐衝擊測試之相同方式精煉時，根據雷射閃光方法，度量於25℃之導熱率λ(W/m/K)。於圖1之(c)中，λ大於或等於20之案例指示為「o」，而λ小於20之案例指示為「x」。λ的邊界值為20，指示模具內之樹脂快速冷卻要求的耐衝擊值。根據圖1之(d)，於其中滿足一式「Mn(%)<-0.1Cr(%)+1.50(%)」之情況下，獲得「o」及達成高導熱率。

此外，當鉻及錳之含量為極大時，模具用鋼內部出現顯著離析，模具的鏡面磨光性質及壓紋加工性質降級。就此方面而言，於其中能夠確保獲得緩慢淬火時之耐衝擊值之範圍內，較佳地鉻及錳之含量為小。如前文描述，當滿足關係式「Cr<8.80%」及「Mn<-0.1Cr+1.50」時，可充分地確保獲得鏡面磨光性質及壓紋加工性質。

圖2集合地顯示於前文呈示的錳與鉻含量之關係式中鉻含量之範圍及錳含量之範圍。當鉻及錳之含量落入於由圖2顯示之圖的矩形所環繞之範圍以內時，該模具用鋼以良好平衡方式滿足防蝕性、抗δ-鐵氧體沈澱、緩慢淬火時之耐衝擊值、及導熱率等全部性質、以及作為樹脂材料的射出成型之模具要求的各種特性。

0.25%<Mo<0.80%

鉬為改良防蝕性之元素。此外，鉬促成了材料藉鍵結至碳之第二硬化。當鉬含量大於0.25%時，進行加熱處理可穩定地獲得模具要求的高硬度。自與其它特性之平衡觀點，較佳地鉬含量大於0.35%。

同時，當鉬含量為極大時，δ-鐵氧體容易沈澱，且難以獲得斷裂韌性。模具用鋼之材料成本也升高。為了避免此等問題，鉬含量係設定為小於0.80%。自與其它特性平衡之觀點，較佳地鉬含量小於0.75%。

0.50%<V<0.75%

釩藉鍵結至碳及氮而形成碳氮化物。該等碳氮化物促成了遏止淬火時沃斯田鐵晶粒的粗化且改良了耐衝擊值。當釩含量大於0.50%時，淬火時沃斯田鐵晶粒的粗化被有效遏止且容易達成模具要求的耐衝擊值。從與其它特性平衡之觀點，較佳地釩含量係大於0.52%。

同時，當釩含量為極大時，遏止沃斯田鐵晶粒的粗化效果達飽和，如此導致成本升高。此外，當含有大量釩時，容易生成δ-鐵氧體及粗大的碳氮化物。從節省資源以及降低成本之觀點，減低屬於稀有元素的釩含量極其要緊。由此等觀點，釩含量係設定為小於0.75%。從與其它特性平衡之觀點，較佳地釩含量係小於0.70%。

0.0005%<N<0.05%

因氮升高了淬火時剩餘碳化物(及碳氮化物)之固體溶解溫度，故隨著氮含量的增高剩餘碳化物(及碳氮化物)也增加。因此，淬火時沃斯田鐵晶粒的粗化受到遏止且可精製沃斯田鐵晶粒。為了充分獲得此等效果，氮含量係設定為大於0.0005%。

同時，當氮含量為極大時，精製沃斯田鐵晶粒的效果達飽和，提高氮含量所要求的精製成本增加。由此等觀點，氮含量係設定為小於0.05%。

如前文描述，當釩及氮係含於模具用鋼時，容易生成碳化物及碳氮化物。但當生成粗大碳化物及粗大碳氮化物時，由於其成為裂紋的起點而容易產生裂紋，故模具用鋼之耐衝擊值減低。容易出現耐衝擊值之減低，特別於淬火速率低之情況下尤為如此。為了避免耐衝擊值之減低，較佳地氮含量之上限係由釩之含量與氮之含量間之關係決定。更明確言之，較佳地滿足一式「N(%)<-0.04V(%)+0.050(%)」。圖3顯示於緩慢淬火時之耐衝擊值方面氮與釩之含量間之關係。此處，至於含有0.35%碳、0.39%矽、0.54%錳、7.03%鉻及0.78%鉬作為基本組成分及其氮及釩之含量改變的鋼材，顯示於緩慢淬火時之耐衝擊值的評估結果，該評估結果係根據與圖1之(c)之情況中的相同方法及標準獲得，而圖1之(c)係藉由改變鉻及錳之含量獲得。根據圖3，其中滿足一式「N<-0.04V+0.050」之情況下，獲得「o」且達成高耐衝擊值。

再者，於釩及氮之含量為大且生成粗大碳化物或碳氮化物之情況下，不僅耐衝擊值減低，同時磨光時由於碳化物或碳氮化物之掉落也造成針孔的生成，及模具之鏡面磨光性質降級。就此方面而言，於其中可達成精製沃斯田鐵晶粒效果之範圍內，釩及氮之含量較佳地為小。當滿足一式「N<-0.04V+0.050」時可遏止鏡面磨光性質之降級。

圖4集合地顯示前文描述之釩及氮之含量之較佳範圍。當釩及氮之含量落入於由圖4顯示之圖的一矩形所圍繞的該範圍內時，達成了精製沃斯田鐵晶粒的加速與粗大碳化物及粗大碳氮化物生成的遏止，及因而能獲得高耐衝擊值及鏡面磨光性質。

依據本具體例之模具用鋼含有前文描述之預定量的C、Si、Cr、Mn、Mo、V、及N，差額係由鐵及無法避免的雜質形成。此處假設下列元素為該等無法避免的雜質。亦即，假設該等無法避免的雜質包括0至0.05%或以下之磷；0至0.003%或以下之硫；0至0.30%或以下之銅；0至0.30%或以下之鎳；0至0.10%或以下之鋁； 0至0.10%或以下之鎢；0至0.01%或以下之氧；0至0.10%或以下之鈷；0至0.004%或以下之鈮；0至0.004%或以下之鉭；0至0.004%或以下之鈦；0至0.004%或以下之鋯；0至0.0001%或以下之硼；0至0.0005%或以下之鈣；0至0.03%或以下之硒；0至0.005%或以下之碲；0至0.01%或以下之鉍；0至0.03%或以下之鉛；及0至0.02%或以下之鎂。

除了前文描述之主要元素之外，依據本具體例之模具用鋼可選擇性地含有選自於下列元素中之一或多者元素。換言之，以%質量比為基準，依據本具體例之模具用鋼可含有：0.27%<C<0.36%、0.07%<Si<0.40%、7.00%<Cr<8.80%、0.25%<Mo<0.80%、0.50%<V<0.75%、及0.0005%<N<0.05%；及Mn，差額為鐵及無法避免的雜質，其中滿足一式「-0.1Cr+1.10<Mn<-0.1Cr+1.50」，但可選擇性地含有選自於下列元素中之一或多個元素。此等元素之組成分比及此等元素之限制理由如下述。

0.10%<W4.00%及0.10%<Co3.00%

鎢藉碳化物之沈澱而提高了模具用鋼之強度。此外，鈷藉固體溶解於一基質母相而增高了強度，且透過碳化物形式的改變而促成了沈澱硬化。因依據本具體例之模具用鋼含有相當大量鉻，故耐軟化性低。因此，於退火溫度高之情況下難以獲得高強度。如此，藉添加鎢或鈷能夠獲得該強度，即便於退火溫度高之情況下亦復如此。鎢及鈷之含量下限係決定為具有獲得該強度效果之含量，而其上限係自該等特性之飽和與遏止成本的升高之觀點決定。其含量之特佳範圍分別為0.30%或以上至3.00%或以下之鎢及0.30%或以上至2.00%或以下之鈷。

0.004%<Nb0.100%，0.004%<Ta0.100%，0.004%<Ti0.100%，及0.004%<Zr0.100%

鈮、鉭、鈦、及鋯係沈澱成為微小的沈澱且能夠遏止沃斯田鐵晶體晶粒的粗化。於淬火處理時或加熱處理時由於出乎意外的設備故障等原因造成加熱溫度的升高或加熱時間的延長，可能促成沃斯田鐵晶體晶粒的粗化及各項特性的降級。為了準備因應此種情況，較佳地係添加選自於鈮、鉭、鈦、及鋯中之一或多者。個別元素之含量之下限係決定為能夠獲得遏止沃斯田鐵晶體晶粒的粗化效果的含量，而其上限係從遏止因碳化物、氮化物、或氧化物之過度沈澱導致耐衝擊值之減低或鏡面磨光性質之減低觀點決定。此等元素也具有遏止氮化硼生成的效果，容後詳述。

0.10%<A1<1.2%

鋁藉鍵結至氮而形成氮化鋁，且具有遏止因沃斯田鐵晶體晶粒的移動所導致的晶粒生長的效果。據此，類似如前文描述之鈮、鉭、鈦、及鋯，鋁促成了遏止沃斯田鐵晶體晶粒的粗化。又，因鋁在鋼中生成氮化物且促成了沈澱之強化，故當氮化處理施加至模具用鋼時，鋁具有提高表面硬度的效果。因此，特別有效地係添加鋁於模具內，對該模具執行氮化處理以賦與高耐磨耗性。鋁含量之下限係決定為能夠獲得此等效果之含量，而其上限係從遏止因粗大鋁氧化物的生成造成鏡面磨光性質減低之觀點決定。

0.30%<Ni3.5%及0.30%<Cu1.5%

鎳及銅具有於鋼內穩定地生成沃斯田鐵與改良可硬化性之效果。如前文描述，近年來隨著樹脂產品的加大，模製用模具的尺寸也變大。因大型模具難以冷卻，故當一模具係藉使用具有低可硬化性之模具用鋼製造且進行淬火時，淬火期間可能出現珍珠岩沈澱或粗大變韌鐵的沈澱，且各項特性降級。雖然利用遏止鐵氧體之沈澱及珍珠岩之沈澱、具有高耐衝擊值等使得依據本具體例之模具用鋼具有極高可硬化性，但藉添加鎳或銅進一步有效改良可硬化性，即便於形成極大型模具且於低冷卻速率進行淬火時亦能獲得高可硬化性。又，鎳藉由鍵結至鋁以提高硬度而具有沈澱成金屬間化合物之效應。同時，銅因老化沈澱故具有提高硬度之效果。個別元素之含量下限係決定為能夠獲得改良可硬化性效果之含量，及其上限係自遏止因離析所致鏡面磨光性質減低觀點決定。其含量之特佳範圍分別地為0.50%或以上至3.0%或以下之鎳及0.50%或以上至1.2%或以下之銅。又，鎳及銅也具有使得δ-鐵氧體難以沈澱的效果。

0.0001%<B0.0050%

當添加硼時，模具用鋼之可硬化性可被進一步改良。其含量下限係經決定使得能夠獲得改良可硬化性的效果。但當硼藉鍵結至氮而形成氮化硼時，改良可硬化性的效果受損。因此，硼須單獨存在於鋼內。自遏止氮化硼形成之觀點，決定硼含量之上限。藉由允許某些元素其對氮之親和力比硼對氮之親和力更強的元素形成氮化物，可遏止氮化硼之生成。此等元素之實例包括鈮、鉭、鈦、及鋯。當此等元素係以含量濃度為無法避免的雜質之該含量時，可獲得藉此等元素遏止氮化硼之生成效果。但藉蓄意地添加此等元素其含量係於如前文描述之範圍(大於0.004%至0.100%或以下)可有效地遏止氮化硼之生成，特別於氮含量為大量之情況下尤為如此。

0.003%<S0.050%，0.0005%<Ca0.2000%，0.03%<Se0.50%，0.005%<Te0.100%，0.01%<Bi0.50%，及0.03%<Pb0.50%

硫、硒、碲、鈣、鉛、及鉍全部皆具有改良模具用鋼之切削性的效果。因依據本具體例之模具用鋼比較習知模具用鋼具有相當小含量之矽，故切削特性不夠高。藉添加此等元素至其中可改良切削性。個別元素之含量的下限係經決定為能夠獲得改良切削性之效果的含量。同時，當此等元素添加過量時，改良切削性之效果飽和，及熱加工性質降級，及耐衝擊值及鏡面磨光性質受損。其含量上限係自避免此等特性降級之觀點決定。

依據本具體例之模具用鋼含有前述主要元素及進一步選擇性地含有添加元素。因此，該模具用鋼呈良好平衡方式具有高硬度、抗離析性、抗珍珠岩沈澱、高防蝕性、抗δ-鐵氧體沈澱、緩慢淬火時之高耐衝擊值、及高導熱率等個別特性。藉此方式，可能可以提供一模具滿足近年來樹脂材料之射出成型法中及模具之製程中的各項要求。

因依據本具體例之模具用鋼具有高硬度，故當該鋼用以製成模具時可獲得高耐磨耗性。當硬質材料諸如玻璃纖維混合物樹脂材料時此點特別優異。此外，因模具用鋼具有高硬度，故模具之鏡面磨光性質改良，且當微小不均勻結構轉印至該樹脂產品時造成產品之設計性質受損可予避免。藉加熱處理之條件可調整模具用鋼之硬度至某個程度，但如前文描述，較佳地其中欲混入硬質材料的樹脂之射出成型用模具具有47 HRC或以上之硬度，及更佳地，該模具具有49 HRC或以上之硬度。當一模具具有前述組成時，在進行加熱處理之後變得容易穩定地達成此種硬度。

再者，因依據本具體例之模具用鋼不僅具有高硬度同時也具有小離析，故提供高鏡面磨光性質。又，於模具表面接受壓紋加工之情況下，因離析小故幾乎不會產生壓紋不均現象。壓紋不均現象的產生係因離析造成接觸化學溶液時，各個區域間產生腐蝕程度差異所致。

珍珠岩不大可能沈澱的事實影響了模具之鏡面磨光性質的改良。又，因珍珠岩不大可能沈澱，防止模具發生起點為珍珠岩之裂縫。當淬火速率低時珍珠岩特別容易沈澱。但因珍珠岩之沈澱受到模具用鋼之組成影響而被遏止，即便模具變大及淬火速率變低時，珍珠岩不大可能沈澱，因此，確保獲得高鏡面磨光性質及高可硬化性。

又，因模具用鋼具有高防蝕性，即便於冷卻水迴路設置於模具內部時亦復如此，故模具之腐蝕的產生受遏止而達成維持冷卻能力及防止因腐蝕導致裂紋的效果。

對δ-鐵氧體沈澱之抗性具有改良鏡面磨光性質及預防模具裂紋之效果。又，因該模具不僅具有對δ-鐵氧體沈澱之抗性，同時也具有高耐衝擊值，故遏止了模具的裂開。更明確言之，隨著模具的放大及模具之製造環境的多樣化，許多情況下，模具之淬火速率變低。即便於該處進行此種緩慢淬火之情況下，因模具具有高耐衝擊值故可防止裂開。

最後，因模具用鋼具有高導熱率，故被注入的樹脂材料在樹脂之射出成型時可被快速地固化。藉此方式，可能回應於射出成型中高週期生產的要求，近年來此項需求不斷地成長。更明確言之，較佳地於25℃之導熱率為大於或等於20W/m/K。模具用鋼之導熱率可利用雷射閃光法評估。

因依據本具體例之模具用鋼具有前述特性，故該鋼可合宜地用作為各種塑膠之射出成型用模具。又，當該鋼用於塑膠之射出成型以外的其它目的時可具有高效能，諸如橡膠之模製或加工；鋼板之冷壓成型；及鋼板之熱衝壓(又稱壓機淬火或壓模淬火)。又，為了進一步改良硬度或鏡面磨光性質，有效地各種表面改性施加至依據本具體例之模具用鋼，諸如，噴丸；噴砂；氮化；物理氣相沈積(PVD)；化學氣相沈積(CVD)；及鍍覆。

可適當地製造如前文描述之依據本具體例之模具用鋼，例如，容後詳述。換言之，首先，具有前述化學組成之鋼係在真空感應爐等內熔解以澆鑄成鑄錠。其次，所得鑄錠接受熱鍛及/或熱軋，及然後調整成具有所需尺寸之鋼材。

此外，視需要可進行一或多種加熱處理。加熱處理類別之實例包括淬火、退火、零下處理、及球化退火處理。更明確言之，淬火或退火之實例包括於1,000℃至1,200℃之溫度範圍加熱該模具歷時0.5小時至1.5小時後，冷卻該模具之淬火。至於冷卻速率，除了快速冷卻之外，可舉例說明一種方法，於1,030℃至550℃之溫度範圍以約5℃/分鐘至150℃/分鐘之速率冷卻，及於550℃至100℃之溫度範圍以約1℃/分鐘至30℃/分鐘之速率冷卻。可舉例說明一種執行淬火及其後於例如-196℃或-76℃之溫度視需要進行零下處理歷時0.5小時至1小時，及進一步執行於200℃至700℃之溫度加熱歷時0.5小時至1.5小時，且執行氣冷以進行模具退火之方法。此外，至於球化退火處理，更明確言之，可舉例說明一種於850℃至950℃之溫度加熱該模具歷時3小時至5小時，於爐內以約10℃/小時至40℃/小時之速率冷卻至約600℃，及然後氣冷該模具之方法。

[實施例]

將參考實施例以細節描述本發明。

分別地製備具有表1及表2列舉的組成分組成(單位：%質量比)之模具用鋼。更明確言之，具有個別組成比之鋼於真空感應爐內熔解而澆鑄成7噸鑄錠。然後，藉進行熱鍛而製造具有300毫米×700毫米尺寸的方形截面之塊狀物。又，所得塊狀物接受標準化，加熱至1,050℃且快速冷卻，及接受於700℃加熱退火。此外，該塊狀物藉於930℃加熱及徐緩冷卻進行退火。

試驗件係從如此所得個別模具用鋼製成的塊狀物中心附近切下，及進行評估下列個別特性之測試：退火硬度、抗珍珠岩沈澱、耐衝擊值、防蝕性、抗δ-鐵氧體沈澱、鏡面磨光性質、壓紋加工性質、及導熱率。測試方法容後詳述。

<退火硬度>

切下具有15毫米×15毫米×25毫米尺寸之方形桿作為試驗件及進行退火硬度之測試。更明確言之，該試驗件藉加熱至1,030℃，維持60分鐘，及然後快速冷卻接受淬火。其後，該試驗件於450℃至600℃之溫度接受退火2小時。其硬度係根據洛克威爾(Rockwell)C 尺規(HRC)度量，於退火時之溫度範圍獲得的最大硬度取作為退火硬度。

<抗珍珠岩沈澱>

抗珍珠岩沈澱之抗性係於模擬模具之淬火之測試中評估。更明確言之，具有直徑4毫米×10毫米尺寸之約略形狀的一試驗件係被加熱至1,030℃，維持15分鐘，及然後以預定冷卻速率冷卻至室溫(25℃)。然後，冷卻後之試驗件被切下，觀察切割面之結構，及然後決定是否存在有珍珠岩。對珍珠岩沈澱之抗性係根據觀察得珍珠岩沈澱時之最大冷卻速率A(℃/分鐘)進行評估。換言之，進行評估使得一種情況於該處A小於5被標記為(S)，表示珍珠岩特別不可能沈澱；一種情況於該處A為5或以上至小於10被標記為(A)，表示珍珠岩不大可能沈澱；一種情況於該處A為10或以上至小於30被標記為(B)，表示珍珠岩略為容易沈澱；及一種情況於該處A為大於或等於30被標記為(C)，表示珍珠岩容易沈澱。

<耐衝擊值>

耐衝擊值係藉模擬下述狀況進行測試而評估，於該處大型模具藉使用具有低效能之設備進行淬火。更明確言之，使用具有11毫米×11毫米×60毫米尺寸之方形桿，該方形桿於1,030℃至550℃之溫度範圍以50℃/分鐘冷卻，及於550℃至100℃之溫度範圍以2℃/分鐘冷卻，及然後於450℃至600℃之溫度範圍接受退火歷時2小時。至於退火溫度，選擇於個別鋼中可獲得最大硬度之溫度。於此等處理後之方形桿係被加工成具有刻痕(於梢端之R部之半徑為1毫米)之10 毫米×10毫米×55毫米之約略尺寸的試驗件，於室溫(25℃)之耐衝擊值E(焦耳/平方厘米)係藉使用試驗件進行查皮(Charpy)耐衝擊測試度量。至於所得耐衝擊值E，進行評估使得一種情況於該處E大於或等於35被標記為(S)，表示耐衝擊值為特高；一種情況於該處E係於20或以上至小於35之範圍被標記為(A)，表示耐衝擊值為高；一種情況於該處E係於10或以上至小於20之範圍被標記為(B)，表示耐衝擊值為小；及一種情況於該處E小於10被標記為(C)，表示耐衝擊值為極小。

<抗δ-鐵氧體沈澱>

抗δ-鐵氧體沈澱、防蝕性、鏡面磨光性質、壓紋加工性質、及導熱率測試用之試驗件接受快速淬火及退火。更明確言之，試驗件藉於1,030℃均勻受熱1小時後，快速冷卻接受淬火，及然後於450℃至600℃之溫度接受退火2小時。至於退火溫度，選用於個別鋼中獲得最大硬度之溫度。

如此所得試驗件之表面，其相對應於在切下作為試驗件之前一塊狀物材料縱向平行之表面係經研磨。已經研磨之試驗件允許使用酸腐蝕及然後使用光學顯微鏡觀察其結構。此時，進行評估使得一種情況於該處未觀察得δ-鐵氧體被標記為(A)，表示δ-鐵氧體不大可能沈澱；一種情況於該處未觀察得δ-鐵氧體被標記為(C)，表示δ-鐵氧體容易沈澱。

<防蝕性>

在如前文描述接受快速淬火及退火的該等試驗件上進行濕潤測試，及評估防蝕性。更明確言之，接受鏡面磨光的該等試驗件任其靜置於98%濕度及50℃溫度環境歷時24小時後，目測觀察鏽蝕狀況。進行評估使得一種情況於該處幾乎不會生成鏽蝕被設定為(S)，表示防蝕性為極高；一種情況於該處略微生成鏽蝕被標記為(A)，表示防蝕性為高；一種情況於該處鏽蝕相當明顯被標記為(B)，表示防蝕性為低；及一種情況於該處試驗件被深度鏽蝕被標記為(C)，表示防蝕性為極低。

<鏡面磨光性質>

在如前文描述接受快速淬火及退火的該等試驗件上進行高達數目#50000之磨蝕顆粒的研磨，觀察是否存在有被視為缺陷之結構，諸如波紋度及針孔。進行評估使得一種情況於該處幾乎不存在有此等結構標記為(S：作為模具為優異)，表示鏡面磨光性質為極高；一種情況於該處並沒有許多此等結構標記為(A：作為模具為有用)，表示鏡面磨光性質為高；一種情況於該處此等結構為明顯標記為(B：許多情況下無法使用作為模具)，表示鏡面磨光性質為低；及一種情況於該處有大量此等結構標記為(C：無法使用作為模具)，表示鏡面磨光性質為極低。

<壓紋加工性質>

在如前文描述接受快速淬火及退火的該等試驗件接受鏡面磨光，以化學溶液腐蝕，及然後接受壓紋加工。此時觀察壓紋狀態，及進行評估使得一種情況於該處沒有壓紋不均標記為(A)，表示壓紋加工性質為優異；一種情況於該處些微產生壓紋不均標記為 (B)，表示壓紋加工性質略為降級；及一種情況於該處大量產生壓紋不均標記為(C)，表示壓紋加工性質為不良。

<導熱率>

導熱率λ(W/m/K)係利用雷射閃光法度量。換言之，一試驗件以雷射光照射，此時該試驗件後表面之溫度變化△T藉使用熱偶度量。當該試驗件之質量設定為M時，其厚度係設定為L，及因以雷射照射提供給該試驗件之熱能設定為Q，試樣之比熱Cp係自關係式Cp=Q/(M．△T)[J/(kg．K)]計算。又，藉使用架設在該試驗件之表面側上的紅外線檢測器度量達到試驗件中之溫度變化之最大值之半的時間(t_1/2)，及該試驗件之熱擴散率α係自關係式α=0.1388×L²/(t_1/2)[m²/s]計算。又，試樣之導熱率λ係自關係式λ=Cp．α．ρ[W/(m．K)]計算。該度量係於25℃進行。導熱率係經評估使得一種情況於該處λ大於或等於22被標記為(S)，表示導熱率為極高；一種情況於該處λ係在20或以上至小於22之範圍被標記為(A)，表示導熱率為高；一種情況於該處λ係在19或以上至小於20之範圍被標記為(B)，表示導熱率為低；一種情況於該處λ係小於19之範圍被標記為(C)，表示導熱率為極低。

依據個別實施例及比較例之模具用鋼的組成分組成列舉於表1及表2，及各種測試結果列舉於表3及表4。「-0.1 Cr+1.1<Mn<-0.1 Cr+1.5」及「N<-0.04 V+0.05」該等欄指示自鉻之實際含量求出的錳含量之規定範圍，及自釩之實際含量求出的氮含量之較佳範圍。

首先，檢查依據比較例之個別鋼之特性。後文中，當依據個別比較例之鋼中存在有劣化特性時，考慮主要理由，但鋼材之特性係取決於組成物整體，及其理由並非必然取決於特定成分元件之量。

鋼17之耐衝擊值及防蝕性低劣。考慮粗變韌鐵在緩慢淬火時容易沈澱，主要原因在於鉻及錳之含量小，因而耐衝擊值小。此外，因鉻之含量小，不大可能形成穩定鈍化膜，防蝕性受損。

鋼18之抗珍珠岩沈澱性質及壓紋加工性質低劣。考慮珍珠岩容易沈澱，原因在於碳化物容易沈澱，因鉻含量過大而碳含量相當大，錳含量相當小。又，為何壓紋加工性質降級的理由為因鉻含量過大而鉻顯著地離析。

鋼19之抗珍珠岩沈澱性質、抗δ-鐵氧體沈澱性質、及壓紋加工性質低劣。此外，作為模具用鋼要求的硬度，硬度指示相當小值。考慮珍珠岩容易沈澱，原因在於類似鋼18，鉻含量過大，而錳含量相當小。再者，為何δ-鐵氧體容易沈澱的理由為含有過量用作為鐵氧體穩定元素的鉻、鉬、及釩，及也含有相當大量矽。因用作為沃斯田鐵穩定元素之碳及錳之含量小，故δ-鐵氧體沈澱加速。又，因鉻含量大，故壓紋加工性質降級。因碳含量小故硬度低。順帶一提地，因鉻及錳之含量大而碳含量小，故防蝕性變極佳。

鋼20之鏡面磨光性質、壓紋加工性質、及導熱率低劣。考慮因錳及鉻之含量大而造成發生離析，故鏡面磨光性質及壓紋性質降級，及因而容易產生波紋度。為何導熱率低的理由是固體溶解於基質內之錳或鉻之含量大。

鋼21之防蝕性低劣。又，作為模具用鋼要求的硬度，硬度指示相當小值。考慮防蝕性低，原因在於類似鋼17，鉻之含量小。又，因碳及矽之含量小，故硬度低。又，於此種鋼中，球化退火性質也不佳，及鋼材藉退火軟化困難。考慮其原因在於錳及鉻之含量小及碳化物之聚集及粗化低之故。

鋼22之耐衝擊值、防蝕性、及鏡面磨光性質低劣。考慮耐衝擊值為低，原因在於類似鋼17，因鉻及錳之含量小所致，當緩慢淬火時容易沈澱粗大變韌鐵，及此外，因釩及氮之含量過大及亦碳含量大，釩之粗大碳氮化物增加，變成裂縫的起點。為何防蝕性低之理由是鉻之含量小。又復，除了因離析導致波紋度的影響之外，因前文描述之粗碳氮化物之掉落導致針孔產生，造成鏡面磨光性質低劣。

鋼23至鋼26為市售模具用鋼。鋼23之硬度、耐衝擊值、防蝕性、及鏡面磨光性質低劣。因碳含量極小故硬度低。又，因鉻及錳之含量小，故耐衝擊值及防蝕性低。除了容易生成鎳、銅、或鋁之離析導致波紋度之事實之外，因硬度低導致包涵體掉落而造成容易生成針孔，故鏡面磨光性質低。

鋼24為SUS420J2。此種鋼的抗珍珠岩沈澱、耐衝擊值、壓紋加工性質、及導熱率低劣。此等現象的主要原因在於碳、矽、及鉻之含量大之故。又，因碳化物容易沈澱在晶粒邊界上，故耐衝擊值變低。

鋼25為JIS SKD61。主要因錳及鉻之含量小，故耐衝擊值低，及防蝕性也低。

因碳、矽、及鉬之含量大，故鋼26具有極高硬度。但鋼26之抗珍珠岩沈澱、耐衝擊值、防蝕性、鏡面磨光性質、及導熱率低劣，主要原因在於碳、矽、及鉻之含量大所致。粗大的以鉻為主的結晶化碳化物之含量大及固體溶解元素之含量大乃各項特性降級的理由。

與依據比較例之各種鋼相反，依據本發明之實施例之鋼種類全部皆具有大於或等於49 HRC之硬度，且具有高位準之下列特性：抗珍珠岩沈澱、緩慢淬火時之高耐衝擊值、防蝕性、抗δ-鐵氧體沈澱、鏡面磨光性質、壓紋加工性質、及導熱率。又，就鋼13而言，因含有硫且於鋼內以硫化錳(MnS)存在，故耐衝擊值及鏡面磨光性質略低，但此等性質用作為模具用鋼仍然足夠優異。

如前文描述，發現當C、Si、Cr、Mn、Mo、V、及N之含量係於預定範圍內，及特別Cr及Mn之含量滿足預定關係式時，比較習知鋼，前文描述之各項特性係以良好平衡之方式改良。

雖然已經以細節且參考其特定具體例描述本發明，但熟諳技藝人士顯然易知不背離本發明之精髓及範圍可做出各種改變及修改。

本案係基於日本專利申請案第2014-045098號申請日2014年3月7日，其內容係爰引於此並融入本說明書之揭示。

Claims

一種模具用鋼，以%質量比為基準，包含：大於0.27%至小於0.36%碳；大於0.07%至小於0.40%矽；大於7.00%至小於8.80%鉻；大於0.25%至小於0.80%鉬；大於0.50%至小於0.75%釩；大於0.0005%至小於0.05%氮；及錳；差額為鐵及無法避免的雜質，其中，滿足式「-0.1Cr+1.10<Mn<-0.1Cr+1.50」；其具有於25℃下為20瓦/米/度K(W/m/K)或以上之導熱率。
如申請專利範圍第1項之模具用鋼，其中，滿足式「N<-0.04V+0.050」。
如申請專利範圍第1項之模具用鋼，以%質量比為基準，其進一步包含選自於下列中之一或兩種：大於0.10%至4.00%或以下之鎢；及大於0.10%至3.00%或以下之鈷。
如申請專利範圍第1項之模具用鋼，以%質量比為基準，其進一步包含選自於下列中之一或多者：大於0.004%至0.100%或以下之鈮；大於0.004%至0.100%或以下之鉭；大於0.004%至0.100%或以下之鈦；及大於0.004%至0.100%或以下之鋯。
如申請專利範圍第1項之模具用鋼，以%質量比為基準，其進一步包含：大於0.10%至小於1.2%鋁。
如申請專利範圍第1項之模具用鋼，以%質量比為基準，其進一步包含選自於下列中之一或兩種：大於0.30%至3.5%或以下之鎳；及大於0.30%至1.5%或以下之銅。
如申請專利範圍第1項之模具用鋼，以%質量比為基準，其進一步包含：大於0.0001%至0.0050%或以下之硼。
如申請專利範圍第1項之模具用鋼，以%質量比為基準，其進一步包含選自於下列中之一或多者：大於0.003%至0.050%或以下之硫；大於0.0005%至0.2000%或以下之鈣；大於0.03%至0.50%或以下之硒；大於0.005%至0.100%或以下之碲；大於0.01%至0.50%或以下之鉍；及大於0.03%至0.50%或以下之鉛。