本发明涉及主要最适合于塑料成型用途的模具用钢及其制造方法。
背景技术：
以往，特别是对于塑料成型中使用的模具用钢，主要要求如下等内容：
(1)镜面精加工性好、针孔或其它微细凹坑的产生倾向小；
(2)压纹加工性好；
(3)强度、耐磨耗性、韧性好；
(4)被切削性好；
(5)耐腐蚀性、耐生锈性好；
(6)导热性好。
其中，耐生锈性及导热性的提高对于最近的模具用钢来说逐渐成为重要的要求特性。总之，在生产间歇、维修等模具未使用时，存在因结露造成模具表面生锈的问题。如果模具表面生锈，则开始再次使用时需要打磨等的脱锈的工序，成为生产率降低的主要原因。因此，对于模具用钢大多要求耐生锈性的提高。另外，对于需要反复加热及冷却的塑料成型来说，模具用钢的导热性的提高是用于缩短该热循环从而提升生产率的重要的改善特性。
因此，本申请人提出了一种耐生锈性和导热性优异的模具用钢，其为具有如下组成的钢：以质量％(以下，标记为％)计含有：c：0.07～0.15％、si：大于0～小于0.8％、mn：大于0～小于1.5％、p：小于0.05％、s：小于0.06％、ni：大于0～小于0.9％、cr：2.9～4.9％、mo与w按单独或复合计(mo+1/2w)：大于0～小于0.8％、v：大于0～小于0.15％、cu：0.25～1.8％，余量为包含fe和无法避免的杂质，所述模具用钢的硬度为30～42hrc(专利文献1)。
另外，还提供具有如下组成的塑料成型模具用钢：c：0.03％～0.25％、si：0.01％～0.40％、mn：0.10％～1.50％、p：≤0.30％、s：≤0.050％、cu：0.05％～0.20％、ni：0.05％～1.50％、cr：5.0％～10.0％、mo：0.10％～2.00％、v：0.01％～0.10％、n：≤0.10％、o：≤0.01％、al≤0.05％并且满足下式(cr+mo)≤10％和7≤(cr+3.3mo)，余量为fe和无法避免的杂质(专利文献2)。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：国际公开第2012/090562号小册子
专利文献2：日本特开2010-024510号公报
技术实现要素：
发明要解决的问题
专利文献1的模具用钢的耐生锈性和导热性优异。但是，关于耐生锈性，即便在高湿度的环境下长时间放置之后的生锈的绝对量少，但有在达到该生锈量的过程中，从放置的初期开始生锈的倾向。另外，关于耐生锈性，专利文献2的模具用钢也有从放置的初期开始生锈的倾向。实际上，在模具的保管中，如果该保管环境的温度、湿度高，则从放置开始数十分钟就开始生锈。因此，在比较短时间的放置进行评价的情况下，得到如下结果：即便生锈的绝对量少，该生锈量与其他的模具用钢相比也多，仍然有改善的余地。
本发明的目的在于提供兼顾了优异的导热性和耐生锈性的模具用钢。并且提供对于耐生锈性，不仅长时间的放置下生锈量少而且在放置的初期能够抑制生锈自身，从而减慢生锈的开始的模具用钢、以及得到该模具用钢优选的制造方法。
用于解决问题的方案
本发明人等对于专利文献1的模具用钢的成分组成进行了重新认识。结果彻底查明，在该成分组成的范围外，存在在维持优异的导热性的状态下,能够实现上述的进一步的耐生锈性提高的成分组成，至此完成本发明。
即，本发明为一种模具用钢，其特征在于，其以质量％计含有：c：0.07～0.15％、si：大于0～小于0.8％、mn：大于0～1.0％、p：小于0.05％、s：小于0.02％、ni：大于0～0.5％、mo与w按单独或复合计(mo+1/2w)：大于0～小于0.8％、v：大于0～小于0.15％、cu：0.25～1.5％，余量包含fe、cr和无法避免的杂质，前述cr的含量大于4.9％且为5.3％以下，所述模具用钢的硬度为30～42hrc。作为无法避免的杂质的al优选控制在小于0.1％，n优选控制在小于0.06％，o优选控制在小于0.0055％。
并且，优选的是在上述钢的组成中满足基于质量％的由下述式1得到的值为1.70以下并且由式2得到的值为6.90以下的模具用钢。
式1：70×[c％]+6×[si％]－[cr％]－3×[(mo+1/2w)％]－3×[v％]－0.5×[cu％]
式2：[cr％]+3.3×[(mo+1/2w)％]
其中，[]括弧内表示各元素的含量(质量％)。
另外，本发明为一种模具用钢的制造方法，其特征在于，将具有如下组成的钢淬火以及以530℃以上的温度回火，从而将硬度调整为30～42hrc；所述组成为：以质量％计，含有：c：0.07～0.15％、si：大于0～小于0.8％、mn：大于0～1.0％、p：小于0.05％、s：小于0.02％、ni：大于0～0.5％、mo与w按单独或复合计(mo+1/2w)：大于0～小于0.8％、v：大于0～小于0.15％、cu：0.25～1.5％，余量包含fe、cr和无法避免的杂质，并且前述cr的含量大于4.9％且为5.3％以下。作为无法避免的杂质的al优选控制在小于0.1％，n优选控制在小于0.06％，o优选控制在小于0.0055％。
并且，优选的是在上述钢的组成中满足基于质量％的由下述式1得到的值为1.70以下并且由式2得到的值为6.90以下的模具用钢的制造方法。
式1：70×[c％]+6×[si％]－[cr％]－3×[(mo+1/2w)％]－3×[v％]－0.5×[cu％]
式2：[cr％]+3.3×[(mo+1/2w)％]
其中，[]括弧内表示各元素的含量(质量％)。
发明的效果
通过本发明，能够提供导热性优异的模具用钢。并且，关于耐生锈性，不仅长时间的放置下生锈量少而且能够在放置的初期减慢生锈自身的开始的模具用钢，能够以高再现性而实现。因此，这是对于模具的技术提高有效的技术。
具体实施方式
本发明的特征在于，对于构成专利文献1的模具用钢的元素种类，确定对于放置初期的生锈性带来大的影响的元素种类。即，发现了s、cr对于最终的生锈的绝对量以及其生锈的开始时期(放置后，在某一时刻开始产生锈)均带来很大影响。另外，还发现mn也是对于上述生锈的开始时期带来很大影响的元素种类。并且，通过这些元素种类的确定，重新认识了专利文献1的模具用钢的成分组成，维持了优异的导热性并且能够实现上述的更进一步的耐生锈性。以下，对于本发明的构成要件进行说明。
·c：0.07～0.15％
c是提高淬火性且在回火中通过cr、mo(w)、v碳化物的析出带来组织强化的元素，是为了维持后述的30～42hrc的淬火回火硬度而必要的基本添加元素。而且，为了抑制切削加工时等产生的加工应变，希望预先降低钢中的残余应力，对此必要的是上述回火温度能够提高。因此，对于本发明钢，重要的是，添加例如即使以530℃以上回火也能稳定地达到30hrc以上的硬度的足够的c量。
但是，随着添加量的增加，cr碳化物的形成导致基体中的固溶cr减少时，耐生锈性降低，因此本发明中设为0.15％以下。另一方面，由于固溶cr是降低模具用钢的导热率的较大因素，因此用于形成cr碳化物的c过少时，会使模具用钢的导热性劣化。而且，由于也无法得到必要的硬度，因此设为0.07％以上。对于下限，优选为0.08％以上，更优选为0.10％以上。对于上限，优选为0.13％以下，更优选为0.12％以下。
·si：大于0～小于0.8％
si是提高对于例如塑料成型时由被成型材料产生的气体等模具使用时的环境耐腐蚀性的元素。然而，过多时，模具用钢具有的导热率显著降低、导热性劣化。另外，减少si时，机械特性的各向异性得到减轻，条纹状偏析也被减少，从而得到优异的镜面加工性。因此，本发明中设为小于0.8％。对于下限，优选为0.1％以上，更优选为0.15％以上，进而优选为0.20％以上。特别优选为0.25％以上。对于上限，优选为0.6％以下，更优选为0.5％以下。
·mn：大于0～1.0％
mn是提高淬火性且抑制铁素体的生成、并赋予适度的淬火回火硬度的元素。但是，在构成本发明的模具用钢的元素种类中，mn对导热性的影响度大，如果过多则模具用钢的导热性极大地劣化。本发明的模具用钢通过后述的cr的增量导致导热性劣化。因此，mn的上限管理是特别重要的。进而，过多时，不仅导热性显著受损，而且与后述的s键合生成非金属夹杂物mns而成为锈、针孔发生的主要原因。mns还成为生锈的起点，是使生锈的开始提前的主要原因。因此，从该点出发，mn的上限管理也是特别重要的。另外，使基体的粘度提高而被切削性降低，因此设为1.0％以下。对于下限，优选为0.1％以上，更优选为0.2％以上，进而优选为0.3％以上。对于上限，优选为0.9％以下，更优选为0.8％以下，进而优选为0.6％以下。
·p：小于0.05％
p是钢中无法避免地包含的元素。并且是过多时使热加工性、韧性降低的元素。因此，本发明中设为小于0.05％。优选为0.03％以下。
·s：小于0.02％
s是即便不添加也会在钢中无法避免地包含的元素。由于以非金属夹杂物mns的形式存在，因此对于被切削性的提高有较大效果。然而，大量mns的存在助长机械特性、特别是韧性的各向异性等，成为使模具自身性能降低的主要原因。而且，mns还成为锈、针孔发生的起点，这成为使生锈的开始提前的主要原因，使得对于本发明钢来说重要的特性即耐生锈性、研磨精加工性大大劣化。因此，本发明中，为了降低mns的形成量，对于mn的上限进行了特别的规定。因此，即便是添加s的情况下，也要限定在小于0.02％。优选为0.01％以下。需要说明的是，优选的下限为0.005％。
·ni：大于0～0.5％
ni也提高本发明钢的淬火性且抑制铁素体的生成。而且是提高本发明钢的耐生锈性的元素。但是，与mn同样地，ni也对导热性的影响度大，过多时则导热率极大地降低。因此，对于增加cr量的本发明的模具用钢，ni的上限管理也是重要的。另外，提高基体的粘度，也使被切削性降低。因此，ni设为0.5％以下。对于下限，优选为0.1％以上，更优选为0.15％以上。对于上限，优选为0.3％以下，更优选为0.2％以下。
·mo与w按单独或复合计(mo+1/2w)：大于0～小于0.8％
mo、w在回火处理时使微细碳化物析出、聚集来提高本发明钢的强度。另外，使回火时的软化阻力增大。而且与cr同样地，是通过固溶在基体中来提高本发明钢的耐生锈性的元素，所以是单独或复合地含有的元素。进而，mo、w的一部分通过部分固溶在模具表面的氧化皮膜中而还具有提高对于模具使用中的例如由塑料产生的腐蚀性气体的耐腐蚀性的作用效果。然而，过多时，招致被切削性的降低。并且，上述的固溶量增加时，则显著地降低导热率。w表现出与mo同样的效果，但对该效果用同一添加量进行比较时，为mo的一半。因此，本发明中，mo与w按照(mo+1/2w)的关系式所定义的单独或复合量计，为小于0.8％。对于下限，优选为0.1％以上，更优选为0.3％以上。对于上限，优选为0.6％以下，更优选为0.5％以下。
·v：大于0～小于0.15％
v提高回火软化阻力且抑制晶粒的粗大化，从而有助于韧性的提高。另外，微细地形成硬质的碳化物而具有提高耐磨耗性的效果。然而，过多时，招致被切削性的降低，因此设为小于0.15％。对于下限，优选为0.03％以上，更优选为0.05％以上，进而优选为0.07％以上。对于上限，优选为0.13％以下，更优选为0.10％以下。
·cu：0.25～1.5％
cu是在回火处理时使fe-cu固溶体析出、聚集来提高本发明钢的强度的元素。然而，过多时，使热加工性显著降低。并且是有效地起到减慢生锈的开始作用的元素。但是，与mn和ni同样地，是对导热性的影响度大的元素，过多时则有导热率也大大地降低，并且本发明钢的导热性劣化。因此，cu的上限管理也是重要的。所以，本发明的cu设为0.25～1.5％。对于下限，优选为0.40％以上，更优选为0.70％以上。对于上限，优选为1.2％以下，更优选为1.0％以下。
·cr：大于4.9～5.3％
并且，对于含有以上的元素种类且余量包含fe、cr和无法避免的杂质的组成的模具用钢，本发明中，重要的是调整前述cr的含量。cr不仅降低绝对的生锈量且使生锈的开始自身变慢，因而是重要的元素。cr是通过回火处理而使微细碳化物析出、聚集来提高本发明钢的强度的元素。并且另一方面，通过在基体中固溶充分量，从而不仅能够降低最终的生锈量，还能够使生锈的开始自身变慢，是提高本发明钢的耐生锈性的元素。专利文献1中，cr仅仅是作为使最终的生锈量降低的元素而认识的。但是，本发明人等发现，增加cr量是能够进一步减慢生锈的开始、抑制初期的生锈。在进一步进行氮化处理的情况下，也具有使氮化层的硬度提高的效果。但是，过多时，则上述的固溶cr量增加，不仅使导热率显著降低，而且使软化阻力也降低。因此，本发明的cr设为大于4.9～5.3％。对于下限，优选为5.0％以上。对于上限，优选为5.2％以下。
·al：优选小于0.1％
作为无法避免的杂质的al通常用作熔炼时的脱氧元素。而且，在处于将硬度调整后的状态的本发明钢中，al2o3在该钢中大量存在时，镜面加工性劣化。另外，可以认为，由于模具用钢的组织中无法避免的夹杂物的存在量(无法避免的杂质量)增加，锈容易在早期产生。因此，本发明的al优选控制在小于0.1％。更优选控制在小于0.05％。进而优选控制在小于0.01％。
·n(氮)：优选小于0.06％
作为无法避免的杂质的n是在钢中形成氮化物的元素。氮化物过多地形成时，模具的韧性、被切削性及打磨性显著地劣化。另外，可以认为，由于模具用钢的组织中无法避免的夹杂物的存在量(无法避免的杂质量)增加，锈容易在早期产生。因此，优选钢中的n得以极低地控制。因此，本发明中，n优选控制在小于0.06％。更优选控制在小于0.03％，进而优选控制在0.01％以下。
·o(氧)：优选小于0.0055％
作为无法避免的杂质的o是在钢中形成氧化物的元素。过多的氧化物成为使冷塑性加工性及打磨性显著劣化的主要原因。另外，可以认为，由于模具用钢的组织中无法避免的夹杂物的存在量(无法避免的杂质量)增加，锈容易在早期产生。而且，本发明中，特别重要的是抑制上述的al2o3的形成。因此，本发明的o优选控制在小于0.0055％。更优选小于0.0030％。
·优选满足：由下述式1得到的值为1.70以下，并且由式2得到的值为6.90以下([]括弧内表示各元素的含量(质量％))。
式1：70×[c％]+6×[si％]－[cr％]－3×[(mo+1/2w)％]－3×[v％]－0.5×[cu％]
式2：[cr％]+3.3×[(mo+1/2w)％]
满足强度、软化阻力、被切削性等基本特性的基础上，为了进一步实现本发明的特征即优异的耐生锈性及导热性，必要的是，将构成本发明钢的多种元素种类的含量调整至上述的成分范围内。然而，这些各个元素对于耐生锈性及导热性造成影响的程度不同。因此，对于维持基本特性、还兼顾优异的耐生锈性及导热性，有效的是相互地管理构成元素种类的含量。因此，对于专利文献1中钢的各个构成元素，调查其对于耐生锈性及导热性的影响程度，通过进行多元回归分析，能够以相互系数表示各构成元素的影响程度。并且，此次，本发明人等进行深入研究的结果发现，为了不有损导热率且使生锈的开始自身变慢，还有能够使各构成元素的比率进一步最优化的余地。
即，是用于平衡良好地满足本发明钢的生锈开始的时机变慢的效果与优异的导热率的指标，是能够一次地评价各构成元素对于该两特性的平衡的影响度的有效的参数。并且，该参数可以用以下的新的式1、式2相互地标记。
式1：70×[c％]+6×[si％]－[cr％]－3×[(mo+1/2w)％]－3×[v％]－0.5×[cu％]
式2：[cr％]+3.3×[(mo+1/2w)％]
式1、式2中，对于前述两特性的平衡的提高起作用的元素的系数用负号标记。另外，对于前述两特性的平衡的降低起作用的元素的系数用加号标记。并且，各自的系数的绝对值越大，则其影响度越大。并且，本发明钢的情况下，满足式1的值为1.70以下的条件，对于维持前述两特性的平衡是优选的。更优选为1.65以下，进而优选为1.60以下。另外，满足式2的值为6.90以下的条件，对于维持前述两特性的平衡是优选的。更优选为6.80以下，进而优选为6.70以下。本发明中，这些式1、式2的值中的、任一者的值只要满足前述条件，则能够发挥前述两特性平衡的维持效果。并且，只要两式的值满足前述条件，则能够更有效地发挥前述维持效果。
·模具用钢的硬度为30～42hrc。
模具用钢的硬度过低时，模具制作时的镜面加工性降低。并且，作为模具制品的耐摩耗性也降低。另一方面，模具用钢的硬度过高时，模具制作时的被切削性降低。并且，作为模具制品的韧性也降低。因此，本发明的模具用钢的硬度设为30～42hrc。对于下限，优选为35hrc以上。对于上限，优选为40hrc以下。本发明的模具用钢通过淬火回火热处理被调整为该硬度后能够作为用来被切削加工为模具形状的所谓预硬钢使用。
并且，本发明钢即使以530℃以上的高温回火也能够稳定地达到上述30hrc以上、进一步为35hrc以上的硬度。即使以540℃以上回火也能够实现。为了抑制切削加工时等产生的加工应变，如上所述，能够减少钢中残余应力的高温下的回火是有利的。本发明的模具用钢被调整成兼顾优异耐生锈性和导热性以及上述回火特性的最合适的成分组成。需要说明的是，对于此时的淬火温度，不需要特别的设定。例如，可以适用由900℃以上的温度的淬火。
实施例1
对于调整为规定成分组成的钢水进行铸造，制作10吨的钢锭。将成分组成示于表1。比较钢b为与专利文献1相当的、cr为4.9％以下的模具用钢。
[表1]
※1：无添加
※2：包含杂质
※3：70×[c％]+6×[si％]-[cr％]-3×[(mo+1/2w)％]-3×[v％]-0.5×[cu％]
※4：[cr％]+3.3×[（mo+1/2w)％]
接着，将这些钢锭加热至1100℃之后，进行锻造，制成厚度650mm×宽度1000mm的钢材，对其进行自950℃的利用空气冷却实施的淬火处理、以及回火处理从而调整硬度。结果，本发明钢a和比较钢b，以对于降低钢材中的残留应力有利的560℃高温回火，能够得到37hrc的硬度。接着，对于调整了硬度后的各个钢材进行加工，采集5mm×10mm×15mm的耐生锈性评价用、和直径10mm×厚度1mm的导热性评价用的两种尺寸形状的试验片。接着，对于这些试验片，实施以下的试验。
(耐生锈性的评价)
对于耐生锈性评价用的试验片，在作为假设实际的保管模具的环境的条件为温度40℃、湿度87％的生锈环境的气氛下，进行暴露试验。并且，对于由暴露开始起经过10分钟、20分钟、30分钟、60分钟、120分钟时的、在试验片的表面产生的锈的程度进行确认，对于由放置的初期的生锈状况进行评价。锈的程度的确认是对于试验片的10mm×15mm的表面，计算出在其中央部的265μm×350μm的区域产生的锈的面积率([锈的面积/中央部的区域的面积]×100)。将确认到锈的区域作为中央部是因为，在试验片的端部由于加工缺陷等的存在而容易产生锈，所以极力排除成分组成以外的锈的产生要因。
(导热性的评价)
通过激光闪光法测定导热性评价用的试验片的导热率。激光闪光法是指由对试验片的表面照射激光时的温度上升量，求出试验片的热扩散率、导热率的方法。将求出导热率的结果与锈的面积率的计算结果一起示于表2。
[表2]
由表2的结果可知，成分组成被调整为最佳的本发明钢a，与比较钢b同样地，导热率大于30w/m/k，能够实现优异的导热性。并且，关于耐生锈性，本发明钢a得到不仅在长时间放置试验结束时的最终的生锈量少，而且由试验开始至初期的时刻生锈自身没有产生的结果。与此相对，比较钢b的情况下的结果是，导热性优异、最终的生锈量也可充分地允许，但由试验开始的初期，锈开始产生。
实施例2
对于调整为规定成分组成的钢水进行铸造，制作10kg的钢锭。与实施例1相比较，减小了钢锭的重量(钢水量)是因为，考虑到钢锭越大组织中无法避免的夹杂物的存在量(无法避免的杂质量)增加等导致锈容易产生，所以极力排除成分组成以外的锈的产生要因。将成分组成示于表3。比较钢1是与专利文献1相当的模具用钢；比较钢2～4是与专利文献2相当的模具用钢。
[表3]
※1：无添加
※2：包含杂质
※3：70×[c％]+6×[si％]-[cr％]-3×[(mo+1/2w)％]-3×[v％]-0.5×[cu％]
※4：[cr％]+3.3×[(mo+1/2w)％]
接着，将这些钢锭加热至1150℃之后，进行锻造，制成截面的尺寸为30mm×30mm的钢材，对其在860℃下进行退火处理。接着，对于各种退火处理材料进行加工，采集10mm×10mm×10mm的硬度评价用、5mm×8mm×15mm的耐生锈性评价用和直径10mm×厚度2mm的导热性评价用的3种尺寸形状的试验片。接着，对于这些试验片，实施以下的试验。
(硬度的评价)
使用硬度评价用的试验片，对其进行自950℃的利用空气冷却实施的淬火处理和回火处理。回火处理作为对于降低试验片中的残余应力有利的高温回火，条件设为550℃下2小时。对于前述回火处理后的试验片，本发明钢1～4达到了35hrc以上的硬度。
(耐生锈性的评价)
对于耐生锈性评价用的试验片，进行与前述硬度评价时相同条件的淬火回火处理。接着，与实施例1同样地，在温度40℃、湿度87％的生锈环境的气氛下，进行暴露试验。并且，对于由暴露开始起经过10分钟、20分钟、30分钟、60分钟、120分钟、240分钟时的、在试验片的表面产生的锈的程度进行确认，对于由放置的初期起锈的产生状况进行评价。锈的程度的确认是对于试验片的8mm×15mm的表面，计算在其中央部的265μm×350μm的区域产生的锈的前述面积率。将确认到锈的区域作为中央部是因为，在试验片的端部由于加工缺陷等存在而容易产生锈，所以极力排除成分组成以外的锈的产生要因。
(导热性的评价)
对于导热性评价用的试验片，进行与前述硬度评价时相同条件的淬火回火处理。接着，与实施例1同样地，通过激光闪光法测定前述淬火回火处理后的试验片的导热率。将求出导热率的结果与550℃的回火硬度、锈的面积率的计算结果一起，示于表4中。
[表4]
将表4的结果与实施例1(表2)的结果相比较时，锈的产生进展整体上变慢。其理由是，因为本发明钢1～4的成分组成满足：该式1的值为1.70以下并且式2的值为6.90以下。并且也可以认为是因为，通过减小最初的钢锭，夹杂物等成分组成以外的锈的产生要因被排除了。并且，表4中，锈产生面积率(％)的栏的“＜0.01％”的记载表示，锈的产生自身虽然可以确认，但是其程度小、难以计算面积率。
由表4的结果可知，成分组成调整为最佳的本发明钢1～4，不仅导热率大于30w/m/k，也实现了由试验开始的初期生锈被抑制的优异的耐生锈性。并且，对于式1、式2的值，各个值极低地被调整的本发明钢1、4的前述导热率与耐生锈性的平衡优异。
另一方面，比较钢1是cr低的模具用钢。并且实现了大于30w/m/k的导热率。但是，与本发明钢相比较，在生锈环境中暴露30分钟的时刻确认到了锈。
比较钢2、3、4是cu低的模具用钢。其中，比较钢3、4的导热率良好，但在生锈环境中暴露后30分钟的时刻确认到了锈，在暴露后120分钟的时刻发展到了能够定量程度的锈。需要说明的是，比较钢2的mo高，导热率也低于30w/m/k的值。
比较钢5与比较钢2、3、4相比，是cu更低的模具用钢。并且由于ni高且cr也低，所以耐生锈性降低，在生锈环境中暴露后60分钟的时刻，产生了能够定量程度的锈。另外，导热率也低于30w/m/k的值。
比较钢6、7、8是cr高的模具用钢。并且，耐生锈性良好，但导热率低于30w/m/k的值。需要说明的是，比较钢7、8中，以550℃回火没有达到30hrc的硬度(软化阻力降低)。
产业上的可利用性
本发明钢由于还满足该作为模具用的基本特性，所以除了塑料成型用模具以外，还能够用作橡胶成型用、小批量生产使用的热加工用、铸件用等的模具。