以下の構成を備えたダイカスト金型用鋼。1前記ダイカスト金型用鋼は、0.25≦C≦0.50mass、0.005≦Si≦0.30mass、0.40≦Mn≦2.00mass、1.50≦Cr≦3.00mass、Mo≦2.00mass、V≦0.60mass、W≦3.00mass、及び、Al≦3.00massを含み、残部がFe及び不可避的不純物からなる。2前記ダイカスト金型用鋼は、a式で表される窒素保有量が6.00mass以下である。窒素保有量=SiCrMo/2VWAla但し、は、各元素の含有量mass。3前記ダイカスト金型用鋼は、少なくとも溶湯と接する面にFe-N系化合物を主相とする厚さ10μm以上の化合物層を形成した状態で用いられる。Ni≦0.50massをさらに含む請求項1に記載のダイカスト金型用鋼。Co≦2.00massをさらに含む請求項1又は2に記載のダイカスト金型用鋼。室温における熱伝導率が30W/m/K以上である請求項1から3までのいずれかに記載のダイカスト金型用鋼。少なくとも溶湯と接する面に請求項1から4までのいずれかに記載のダイカスト金型用鋼が用いられ、少なくとも前記溶湯と接する面にFe-N系化合物を主相とする厚さ10μm以上の化合物層が形成されたダイカスト用金型。本発明が解決しようとする課題は、相対的に厚い化合物層を容易に形成することができ、焼付きが起きにくいダイカスト金型用鋼、及び、これを用いたダイカスト用金型を提供することにある。本発明が解決しようとする他の課題は、耐焼き付き性に加えて、焼入れ性及び高熱伝導性に優れたダイカスト金型用鋼、及び、これを用いたダイカスト用金型を提供することにある。上記課題を解決するために本発明に係るダイカスト金型用鋼は、以下の構成を備えていることを要旨とする。1前記ダイカスト金型用鋼は、0.25≦C≦0.50mass、0.005≦Si≦0.30mass、0.40≦Mn≦2.00mass、1.50≦Cr≦3.00mass、Mo≦2.00mass、V≦0.60mass、W≦3.00mass、及び、Al≦3.00massを含み、残部がFe及び不可避的不純物からなる。2前記ダイカスト金型用鋼は、a式で表される窒素保有量が6.00mass以下である。窒素保有量=SiCrMo/2VWAla但し、は、各元素の含有量mass。3前記ダイカスト金型用鋼は、少なくとも溶湯と接する面にFe-N系化合物を主相とする厚さ10μm以上の化合物層を形成した状態で用いられる。本発明に係るダイカスト用金型は、少なくとも溶湯と接する面に本発明に係るダイカスト金型用鋼が用いられ、少なくとも前記溶湯と接する面にFe-N系化合物を主相とする厚さ10μm以上の化合物層が形成されていることを要旨とする。焼入れ焼戻しが行われた鋼を窒化処理すると、表面から内部に向かって窒素が拡散し、窒素が固溶した拡散層が形成される。窒素の拡散がさらに進行し、窒素の固溶量が限界を超えると、鋼の表面に、γ-Fe4N、ε-Fe23N等のFe-N系化合物を主相とする化合物層が形成される。この時、鋼中にSi、Cr、Mo、V、W、Al等の窒化物を形成しやすい元素が相対的に多量に含まれている場合例えば、JISSKD61の場合、鋼中に拡散した窒素がこれらの非鉄系の窒化物の生成に優先的に消費される。その結果、鋼の表面にFe-N系化合物からなる化合物層を厚く形成するのが困難となる。これに対し、鋼中のSi等の窒化物形成元素を所定量以下に制限すると、非鉄系の窒化物の形成に消費される窒素量が減少する。その結果、窒化処理によって鋼の表面に相対的に厚い化合物層を形成することができる。さらに、Fe-N系化合物を主相とする化合物層は、溶湯特に、Al又はAl合金からなる溶湯との反応性が低い。そのため、所定の成分を含み、かつ、表面に相対的に厚い化合物層が形成された鋼をダイカスト用金型に適用すると、溶湯の焼付きを抑制することができる。また、化合物層が厚く形成されているため、溶湯の流速が大きい部位であっても、焼付き回避の効果を長期間に渡って持続させることができる。さらに、成分元素を最適化すると、焼入れ性及び熱伝導性が向上する。以下に、本発明の一実施の形態について詳細に説明する。[1.ダイカスト金型用鋼][1.1.主構成元素]本発明に係るダイカスト金型用鋼は、以下のような元素を含み、残部がFe及び不可避的不純物からなる。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。10.25≦C≦0.50mass。Cは、焼入れ焼戻しによるマルテンサイトの硬さの向上、並びに、合金炭化物の析出硬化による強度及び硬さの向上に寄与する。このような効果を得るためには、C含有量は、0.25mass以上である必要がある。C含有量は、さらに好ましくは、0.32mass以上である。一方、C含有量が過剰になると、マルテンサイトへのCの過飽和固溶量が過剰となり、靱性や熱伝導率が低下する。従って、C含有量は、0.50mass以下である必要がある。C含有量は、さらに好ましくは、0.40mass以下である。20.005≦Si≦0.30mass。Siは、地鉄中に固溶し、固溶硬化に寄与する。Si含有量が過少であると、充分な軟化抵抗が得られない。従って、Si含有量は、0.005mass以上である必要がある。Si含有量は、さらに好ましくは、0.10mass以上である。軟化抵抗を確保するには、Si含有量は、多いほど良い。しかしながら、Si含有量が過剰になると、熱伝導率への影響が非常に大きくなる。また、Siは、窒化時に侵入した窒素を窒化物形成に消費するため、Fe-N系化合物を主相とする化合物層の成長を妨げる。従って、Si含有量は、0.30mass以下である必要がある。Si含有量は、さらに好ましくは、0.15mass以下である。30.40≦Mn≦2.00mass。Mnは、焼入れ性の向上に寄与する。このような効果を得るためには、Mn含有量は、0.40mass以上である必要がある。Mn含有量は、さらに好ましくは、0.60mass以上である。一方、Mn含有量が過剰になると、軟化抵抗及び熱伝導率を劣化させる。加えて、球状化焼き鈍し処理に長時間を要し、製造性を低下させる。従って、Mn含有量は、2.00mass以下である必要がある。Mn含有量は、さらに好ましくは、1.0mass以下である。41.50≦Cr≦3.00mass。Crは、焼入れ性を向上させるだけでなく、炭化物を形成して鋼を高強度化する元素として有用である。このような効果を得るためには、Cr含有量は、1.50mass以上である必要がある。一方、Cr含有量が過剰になると、軟化抵抗、高温強度及び熱伝導率を低下させる。また、Crは、他の合金元素に比べ、窒化物CrNを形成しやすい。そのため、過剰のCrは、窒化時に侵入した窒素を多量に消費し、化合物層の成長を著しく妨げる。従って、Cr含有量は、3.00mass以下である必要がある。Cr含有量は、さらに好ましくは、1.80mass以下である。5Mo≦2.00mass。Moは、高温強度を向上させるのに有効な元素である。このような効果を得るためには、Mo含有量は、0.30mass以上が好ましい。一方、Mo含有量が過剰になると、破壊靱性が低下する。また、Moは、窒化時に侵入した窒素をMo2Nの形成に消費するため、化合物層の成長を妨げる.従って、Mo含有量は、2.00mass以下である必要がある。Mo含有量は、さらに好ましくは、1.35mass以下である。6V≦0.60mass。Vは、靱性に大きく影響を及ぼす元素であり、焼入れ時の結晶粒粗大化を抑制して耐衝撃性の低下を防ぐ。このような効果を得るためには、V含有量は、0.10mass以上が好ましい。一方、V含有量が過剰になると、ソーキングにより溶解しきれない粗大な晶出VCが残留し、疲労強度、耐衝撃性を大幅に低下させる。また、Vは、窒化時に侵入した窒素をVNの形成に消費するため、化合物層の成長を妨げる。従って、V含有量は、0.60mass以下である必要がある。V含有量は、さらに好ましくは、0.30mass以下である。7W≦3.00mass。Wは、焼入れ性を向上させるだけでなく、炭化物を形成して鋼を高強度化する元素として有用である。特に、軟化抵抗を高める効果が大きい。一方、W含有量が過剰になると、特性の飽和と素材コストの増大を招くだけでなく、鋳造時に粗大な炭化物を生じやすい。粗大な炭化物は、破壊の起点になりやすく、疲労強度や衝撃値を低下させる原因となる。さらに、Wは、窒化時に侵入した窒素をWNの形成に消費するため、化合物層の成長を妨げる.従って、W含有量は、3.00mass以下である必要がある。W含有量は、さらに好ましくは、0.90mass以下である。8Al≦3.00mass。Alは、AlNを形成して、焼入れにおける結晶粒の粗大化を防止する元素である。金属間化合物を形成して析出し、分散強化にも寄与する。一方、Al含有量が過剰になると、特性の飽和と製造コストの増大を招くだけでなく、介在物であるアルミナを増すことになる。介在物であるアルミナは、破壊の起点となりやすく、疲労強度や衝撃値を低下させる原因となる。さらに、Alは、窒化時に侵入した窒素をAlNの形成に消費するため、化合物層の成長を妨げる。従って、Al含有量は、3.00mass以下である必要がある。Al含有量は、さらに好ましくは、0.01mass以下である。[1.2.副構成元素]本発明に係るダイカスト金型用鋼は、上述した主構成元素に加えて、以下のような1種又は2種以上の副構成元素をさらに含んでいても良い。添加元素の種類及びその限定理由は、以下の通りである。9Ni≦0.50mass。Niは、焼入れ性及び耐衝撃性の向上に寄与する。一方、Ni含有量が過剰になると、焼鈍しに長時間を要する。従って、Ni含有量は、0.50mass以下が好ましい。10Co≦2.00mass。Coは、固溶強化による高温強度の向上に寄与する。一方、Co含有量が過剰になると、Coは高価な元素であるため、製造コストの増加を引き起こす。従って、Co含有量は、2.00mass以下が好ましい。Co含有量は、さらに好ましくは、1.00mass以下である。[1.3.窒素保有量]本発明に係るダイカスト金型用鋼は、各成分元素が上述の範囲にあることに加えて、a式で表される窒素保有量が所定の範囲にある必要がある。窒素保有量=SiCrMo/2VWAla但し、は、各元素の含有量mass。窒素保有量は、鋼に侵入した窒素が非鉄系の窒化物として蓄えられる量の指標となる。窒素保有量が少ないほど、Fe-N系化合物を主相とする化合物層が形成されやすいことを表す。現実的な窒化処理時間内において厚さ10μm以上の化合物層の形成を可能とするためには、窒素保有量は、6.00mass以下である必要がある。窒素保有量は、さらに好ましくは、5.00mass以下、さらに好ましくは、4.00mass以下である。[1.4.特性]成分元素及び窒素保有量を最適化すると、相対的に厚い化合物層の形成が容易となるだけでなく、熱伝導性及び焼入れ性が向上する。具体的には、成分元素及び窒素保有量を最適化すると、室温における熱伝導率が30W/m/K以上であるダイカスト金型用鋼が得られる。また、成分元素及び窒素保有量を最適化すると、焼入れ性緩冷材衝撃値が15J/cm2以上であるダイカスト金型用鋼が得られる。[1.5.用途]本発明に係る鋼は、ダイカスト用金型の材料として特に好適である。本発明に係る鋼をダイカスト用金型に用いる場合、少なくとも溶湯と接する面にFe-N系化合物を主相とする厚さ10μm以上の化合物層を形成した状態で用いられる。ここで、化合物層とは、鋼の表面に形成されたFe-N系化合物を主相とする層をいう。Fe-N系化合物とは、FeとNからなる化合物例えば、γ-Fe4N、ε-Fe23Nなどをいう。Fe-N系化合物を主相とするとは、化合物層中に含まれるFe-N系化合物の割合が50vol以上であることを言う。通常、化合物層中には、Fe-N系化合物だけでなく、Si、Cr等の窒化により生成する非鉄系の窒化物が含まれる。[2.ダイカスト用金型]本発明に係るダイカスト用金型は、少なくとも溶湯と接する面に本発明に係るダイカスト金型用鋼が用いられ、少なくとも前記溶湯と接する面にFe-N系化合物を主相とする厚さ10μm以上の化合物層が形成されていることを特徴とする。本発明において、ダイカスト用金型というときは、例えば、鋳抜きピン、押出ピン、中子、入子、スプルコアなども含まれる。これらの中でも、湯口付近に設置される入れ子、中子、鋳抜きピンなどは、溶湯と直に、かつ、強く接触し、焼付きを起こしやすいので、本発明に係る鋼の用途として特に好適である。本発明に係るダイカスト用金型は、構成部品のすべてに本発明に係る鋼を用いても良いが、少なくとも溶湯と接する面に本発明に係る鋼が用いられていれば良い。本発明に係る鋼は、特に溶湯の流速が大きい部位例えば、入れ子ピンに用いるのが好ましい。また、化合物層は、本発明に係る鋼を用いた構成部品の全面に形成されていても良いが、少なくとも溶湯と接する面に化合物層が形成されていれば良い。[3.ダイカスト金型用鋼の製造方法]本発明に係るダイカスト金型用鋼は、所定の組成となるように配合された原料を溶解鋳造することにより製造することができる。溶解鋳造方法は、特に限定されるものではなく、目的に応じて種々の方法を用いることができる。通常、溶解鋳造後に、晶出した粗大な炭化物を固溶させるために、均質化熱処理が行われる。[4.ダイカスト用金型の製造方法]本発明に係るダイカスト用金型は、1均質化熱処理が行われた鋼を所定の形状に加工し、2加工された素材の焼入れ、焼戻しを行い、3素材表面を仕上げ加工し、4素材表面を窒化処理する、ことにより製造することができる。窒化処理は、表面に化合物層を形成するために行われる。現実的な処理時間内に相対的に厚い化合物層を形成するためには、窒化方法は、鋼中への窒素の導入速度が速い方法が好ましい。このような窒化方法としては、例えば、塩浴軟窒化、ガス軟窒化、ガス浸硫窒化などがある。プラズマ窒化やイオン窒化は、鋼中への窒素の導入速度が遅いため、本発明に係る鋼の窒化処理方法には適さない。窒化温度は、特に限定されるものではなく、窒化方法に応じて最適な温度を選択する。一般に、窒化温度が高くなるほど、窒素の導入速度が速くなるので、化合物層が生成しやすくなる。窒化温度は、具体的には、520°C以上が好ましい。一方、窒化温度が高くなりすぎると、母材の軟化や変形のおそれがある。従って、窒化温度は、600°C以下が好ましい。窒化温度は、さらに好ましくは580°C以下である。[5.ダイカスト金型用鋼及びダイカスト用金型の作用]焼入れ焼戻しが行われた鋼を窒化処理すると、表面から内部に向かって窒素が拡散し、窒素が固溶した拡散層が形成される。窒素の拡散がさらに進行し、窒素の固溶量が限界を超えると、鋼の表面に、γ-Fe4N、ε-Fe23N等のFe-N系化合物を主相とする化合物層が形成される。この時、鋼中にSi、Cr、Mo、V、W、Al等の窒化物を形成しやすい元素が相対的に多量に含まれている場合例えば、JISSKD61の場合、鋼中に拡散した窒素がこれらの非鉄系の窒化物の生成に優先的に消費される。その結果、鋼の表面にFe-N系化合物からなる化合物層を厚く形成するのが困難となる。これに対し、鋼中のSi等の窒化物形成元素を所定量以下に制限すると、非鉄系の窒化物の形成に消費される窒素量が減少する。その結果、窒化処理によって鋼の表面に相対的に厚い化合物層を形成することができる。さらに、Fe-N系化合物を主相とする化合物層は、溶湯特に、Al又はAl合金からなる溶湯との反応性が低い。そのため、所定の成分を含み、かつ、表面に相対的に厚い化合物層が形成された鋼をダイカスト用金型に適用すると、溶湯の焼付きを抑制することができる。また、化合物層が厚く形成されているため、溶湯の流速が大きい部位であっても、焼付き回避の効果を長期間に渡って持続させることができる。さらに、成分元素を最適化すると、焼入れ性及び熱伝導性が向上する。実施例1~22、比較例1~8[1.試料の作製]表1に示す組成の合金を高周波誘導炉で溶解し、50kgのインゴットを得た。溶製したインゴットに対し、熱間鍛造後、1280°Cで24時間の均質化熱処理、1020°Cの焼ならし、870°Cの球状化焼鈍しを実施した後、入れ子ピン形状に切削加工した。切削加工した材料に対し、さらに焼入れ焼戻しを行った。焼入れ条件は、1030°Cとした。また、焼戻し条件は、590~630°Cで2回以上とした。次に、焼入れ焼戻し後の材料に対し、仕上げ切削加工を実施後、窒化処理化合物形成処理を施した。窒化処理は、塩浴軟窒化550°C×3hr、又は、ガス軟窒化550°C×3~4hrにより行った。[2.試験方法][2.1.熱伝導率]鍛造加工後の材料からφ10×2mmの試料を切り出した。この試料を用いて、レーザーフラッシュ法により熱伝導率を測定した。[2.2.化合物層厚さ]窒化処理後の材料の断面を顕微鏡で観察し、無作為に選んだ5箇所において、化合物層の厚さを測定し、その平均値を算出した。[2.3.離型抵抗]入れ子ピンが挿入された金型を用いて、Al系合金ADC12のダイカストを500ショット行った。溶湯温度は、700°Cとした。また、1ショットのサイクルタイムは30~60秒とし、ショット毎に離型剤を金型意匠面に2秒間スプレーした。鋳造品を離型させる際すなわち、鋳造品に埋没している入れ子ピンの先端を抜き取る際に、離型用の押し出しピンにかかる荷重をロードセルで測定した。500ショットの最後の5ショットの離型荷重の平均値を算出し、これを離型抵抗とした。[2.4.焼入れ性緩冷材衝撃値]上記球状化焼鈍後の材料からJISシャルピー衝撃試験片3号試験片2mmUノッチを切り出した。この試験片を大型材料中心部の焼入れを模擬するため、1030°Cで1時間加熱保持後、550°Cまでを20°C/min、550°C~150°Cまでを0.3°C/minで冷却した。その後、仕上げ加工を施し、シャルピー衝撃試験により衝撃値を測定した。[3.結果]表1に、結果を示す。なお、表1には、合金組成及び化合物形成方法も併せて示した。表1より、以下のことがわかる。1比較例1~8の場合、化合物層厚さは、いずれも10μm以下であった。これは、窒素保有量が6.0massを超えているためと考えられる。これに対し、実施例1~22の場合、化合物層厚さは、いずれも10μm以上であった。2比較例1、2の場合、室温における熱伝導率は、いずれも20W/m/K以下であった。これは、過剰のSi、Crを含むためと考えられる。これに対し、実施例1~22の場合、室温における熱伝導率は、いずれも30W/m/K以上であった。3比較例1~8の場合、500ショット後の離型抵抗は、いずれも200Nを超えている。これは、化合物層厚さが薄すぎるためと考えられる。これに対し、実施例1~22の場合、500ショット後の離型抵抗は、いずれも100N以下であった。図1に、化合物層厚さと500ショット後の離型抵抗との関係を示す。また、図2に、窒素保有量と化合物層厚さとの関係を示す。なお、図1及び図2は、表1の結果をプロットしたものである。図1及び図2より、1化合物層厚さが10μm未満になると、500ショット後の離型抵抗が急激に増加する、2所定の窒化処理条件下において10μm以上の化合物層を形成するためには、窒素保有量を6mass以下にする必要がある、ことがわかる。図3に、Cr量と化合物層厚さの関係、及び、Cr量と焼入れ性緩冷材衝撃値との関係を示す。図3より、Cr量を1.5~3.0massとすると、化合物層厚さが10μm以上となり、かつ、焼入れ性が向上する緩冷材衝撃値が15J/cm2以上になることがわかる。なお、本関係は、C:0.4mass、Si:0.1mass、Mn:0.45mass、Mo:1.2mass、V:0.5mass、W:0.01mass、Al:0.001massで合金組成を固定し、Cr量を変化させた試験結果から求めた。図4a及び図4bに、それぞれ、実施例1及び比較例1で作製した入れ子ピンの500ショット後の外観写真を示す。図4c及び図4dに、それぞれ、実施例1及び比較例1で作製した入れ子ピンの窒化処理直後の断面写真を示す。図4より、1実施例1の入れ子ピンは、比較例1に比べて化合物層厚さが厚い、2実施例1の入れ子ピンは、比較例1に比べてAl溶湯の焼付きが少ない、ことがわかる。以上、本発明の実施の形態について詳細に説明したが、本発明は、上記実施の形態に何ら限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲内で種々の改変が可能である。