CN101978088B - 钢、制造钢坯件的方法和制造钢组件的方法 - Google Patents
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Abstract
本发明涉及一种钢，其特征在于化学组成以重量％计含有：0.3-0.5％的C，痕量-最多1.5％的Si，0.2-1.5％的Mn，0.01-0.2％的S，1.5-4％的Cr，1.5-5％的Ni，0.5-2％的Mo、其至少部分可由多达两倍的W代替，0.2-1.5％的V，痕量-总计最多0.2％的稀土金属，余量基本上只有铁、正常量的杂质和副元素。本发明还涉及制造钢坯件的方法以及制造刀具主体或刀具夹的方法。
Description
技术领域
本发明涉及钢、制造钢坯件的方法和制造钢组件的方法。首先，所述钢拟用于需要良好热加工性能的应用中。所述钢首先拟用于刀具主体，而且还拟用于刀具夹。它也可适用于提高或适度提高工作温度的其它应用中，例如用于热加工工具和塑料成型工具。热加工工具的实例是用于锻压机和锻模的工具以及模铸工具、挤出模头和心轴，尤其是用于轻金属和铜。塑料成型工具的实例是用于注塑塑料的模子和用于制造型材(profile)的模具。此外，该材料适用于使用发生在等于或低于正常室温的应用中，例如用于受到高应力的工程部件如对材料的韧性要求高的传动轴和齿轮，和适用于具有与碎裂(chipping)有关的极端要求的应用中。
发明背景
术语“刀具主体”是指在切削操作时在其上或其中安装有有效(active)工具部分的主体。典型的刀具主体是铣体和钻体，其具有高速钢、硬质合金、立方氮化硼(CBN)或陶瓷有效切削元件。在称为夹具钢(holder steel)的领域中，这种刀具主体中的材料通常是钢。许多类型的刀具主体具有非常复杂的形状并且常常存在小的螺纹孔和长且小的钻孔，因此该材料必须具有良好的机械加工性。切削操作在不断增加的切削速度下进行，这意味着刀具主体可变得很热，因此重要的是该材料具有良好的热硬性和抗高温软化性。为承受某些类型刀具主体(如铣体)受到的高脉动负荷，该材料必须具有良好的机械性能，包括良好的韧性和疲劳强度。为改进疲劳强度，可将压应力引入刀具主体表面，并且该材料因此必须具有在高温下保持所述施加的压应力的良好能力，即该材料必须具有良好的抗松弛性。某些刀具主体是韧化淬火(toughharden)的，而对其施加切削元件的表面是感应淬火的，因此该材料应该可感应淬火。某些类型的刀具主体，如某些具有焊接硬质合金尖的钻体，涂有PVD或在淬火后进行氮化以增加在容屑槽里和在钻体上的抗碎屑磨损性。因此该材料应该可在表面上涂布PVD或进行氮化，而硬度没有任何明显降低。
除上述性能之外，钢还应优选具有任何下列性能：
-良好的回火抗力；
-良好的延展性；
-在经淬火和经回火状态下的良好的机械加工性；
-可空气淬火的良好的淬透性；
-良好的耐磨性，最重要的是抗碎屑磨损，所谓的磨料磨损；
-良好的抗碎裂性；
-在热处理期间和在提高的工作温度下使用时的良好的尺寸稳定性；
-良好的可焊接性；
-可进行氮化以提高硬度；和
-为钢和夹具的制造商以及为最终用户提供良好的生产经济性。
当今，低合金和中合金工程用钢主要用作刀具主体的材料。用于铣体的更高合金钢通过WO97/49838获知。许多已知的用于刀具的夹具钢的组成示于下表中。除表中提及的以wt％指示的各元素之外，该钢仅含有铁以及杂质和副元素(accessory element)。
表1
发明内容
本发明提供一种非常适于用作刀具主体材料的钢。该钢看来满足刀具制造商和刀具用户提出的日益提高的材料性能要求。例如，已证明该钢具有改进的机械加工性、耐磨性和淬透性。由于该钢具有很好的性能概况，还可将该钢用于热加工工具、塑料成型工具以及经受高应力的工程部件。初步试验还表明该钢可适用于其中良好的抗碎裂性在低温(即从室温以下到-40至-50℃)下至关重要的应用中，这首先是由于该钢在低温下也保持良好的韧性。本发明还涉及制造钢坯件的方法以及制造刀具主体或刀具夹的方法。
钢的组成显示在所附的权利要求书中。下面解释单独的各元素以及它们彼此相互作用的重要性。钢的化学组成的所有百分比是指重量％。
碳的最小含量为0.20％，优选至少0.25％，优选至少0.28％，以便使钢获得所需的硬度和抗性。碳还通过形成MC碳化物而有助于良好的耐磨性，其中M首先是钒。在钢还含有其它强碳化物形成元素如铌、钛和/或锆的情况下，MC碳化物也可含有这些元素。钼和铬也倾向于形成碳化物，但在本发明的钢中，对组成进行优化以避免存在除MC碳化物之外的其它碳化物或使除MC碳化物之外的其它碳化物的存在最小化。在高碳含量下，钢将变得太硬和太脆。碳含量因此应不超过0.5％。优选将碳含量限制在0.40％，和更优选将碳含量限制在0.32％。钢标称含有0.30％的C。
硅以溶解形式存在于钢中并且有助于提高碳活性和以此方式给予钢所需的硬度。因此硅的含量应是0.10％-最多1.5％。优选地，钢应该含有至少0.30％，和更优选至少0.40％的Si。在较高含量下，观察到二次硬化向较低温度的偏移。如果优先考虑良好的热加工性能，则钢因此应该含有最多1.0％，更优选最多0.80％和最优选最多0.60％的Si。钢标称含有0.50％的Si。
硅还可以硅钙氧化物形式的结合态存在于钢中，在此情形下钢与钙和氧成为合金，和进一步更好的是作为硅钙铝氧化物，在此情形下，钢还与铝成为合金，这是有助于改进材料的机械加工性，尤其是在高切削速度下的材料的机械加工性的积极方式。如果所述氧化物通过硫改性，还可进一步改进机械加工性，所述硫与锰一起形成硫化锰，硫化锰可包封氧化物并且在较低切削速度下的钢的切削操作中起润滑膜的作用。
锰有助于改进钢的淬透性，并且锰与硫一起通过形成硫化锰而有助于改进机械加工性。因此锰的最低含量应为0.20％，优选至少0.60％，和更优选至少1.0％。在较高的硫含量下，锰防止钢中的热脆性。钢应该含有最多2.0％，优选最多1.5％，和更优选最多1.3％的Mn。最佳的锰含量为1.2％。
硫有助于改进钢的机械加工性并因此其最小含量应为0.01％，更优选至少0.015％以使钢具有足够的机械加工性。在较高的硫含量下，存在热脆性的风险，其不能通过相应高的锰含量而完全补偿。此外，在较高含量下，硫对于钢的疲劳性能具有负面作用。因此钢应该含有最多0.2％，优选最多0.15％，并且更优选最多0.1％的S。合适的硫含量范围为0.025-0.035％的S。标称硫含量为0.030％。
在不需要良好机械加工性的应用中，例如暴露于高应力的热加工钢中，希望将硫含量保持尽可能低。那样的话，不必刻意添加硫，这意味着硫的含量不应超过痕量。另外，如果以非常大的尺寸制造钢，可进行电渣再熔(ESR)以进一步除去杂质，即硫。
铬在钢中的存在量为1.5-4.0％以使钢具有良好的淬透性。此外，铬可与碳一起形成碳化物，这改进了耐磨性。首先M7C3型的碳化物在钢高温回火时基本作为二次沉淀亚微观粒子沉淀并有助于钢获得良好的回火抗力。优选地，钢含有至少1.90％和更优选至少2.20％的Cr。在较高铬含量下，损害钢的回火抗力和机械加工性，这是缺点，尤其是当钢用于刀具主体及其它热加工应用时。为此，有利的是将铬含量限制到3.0％，并且更优选2.5％。标称铬含量是2.30％的Cr。
镍以溶解形式存在于钢中并改进钢的机械加工性和使钢具有良好的淬透性、韧性和热硬性。为达到刀具主体所必需的淬透性，钢应含有至少1.5％的Ni。当对淬透性有更高要求时，可增加镍的含量。某些改进达到2.0％的Ni，并且如果镍含量增加到3.0％，则获得很好的淬透性，其使得可通过在空气中冷却对相对大的尺寸进行淬火，这是有利的。在4.0％的镍含量下，试验证明钢获得非常好的淬透性，其在实际中意味着尽管尺寸最高达的工件非常缓慢地冷却，但钢获得完全马氏体基体，没有任何珠光体或贝氏体的风险。镍也是奥氏体稳定性元素，并且为了避免经淬火和经回火状态下的残留奥氏体或至少使经淬火和经回火状态下的残留奥氏体量最小化，将镍含量限制到最多5.0％，优选最多4.5％。由于费用，应尽可能限制钢的镍含量，然而以不损害目标性能。优选范围为3.80-4.10％的Ni。标称镍含量为4.00％。
钼近来成为一种非常昂贵的合金金属，并且许多出售的钢的制造因此而变得明显更加昂贵。由于费用，许多人近来试着限制使用钼，但其对于钢的淬透性的非常有利的作用和其对于回火抗力的影响以及由此对于热硬性的影响迄今妨碍了该限制。非常令人吃惊地，已证明尽管本发明的钢具有相对低的钼含量，但其获得有利于所关心应用的性能概况。最小钼含量可低到0.5％，但优选钢含有至少0.7％的Mo。
钼是碳化物形成元素。根据特定范围内的钢组成的变化，至多2体积％的富含钼的M6C型一次碳化物可沉淀在钢的基体中。这些碳化物在淬火方面比起例如MC碳化物有点更难溶解，并且对钢的性能概况没有相同的有利作用，而且，在优选的实施方案中，希望使这些M6C碳化物的出现最小化。不脱离对机械加工性的要求，可使钢的Mo含量为2.0％。在此含量下，获得很好的耐磨性和热硬性。然而，由于费用，钼含量不应超过1.0％，并且优选范围为0.75-0.85％的Mo。钢标称含有0.80％的Mo。原则上，钼至少在一定程度上可由多达两倍的钨替换。然而，钨是非常昂贵的合金金属并且它也使废金属的处理复杂化。
钴出于与钨同样的理由不应存在于钢中，但可容许其含量至多最大1.0％，优选最大0.20％。钴有助于增加马氏体的硬度并给予增加的热硬性，并且由于该原因，可损害在经淬火和经回火状态下的机械加工性。也许，钴的硬度增加作用可用于降低淬火时的奥氏体化温度，这可能是有利的。
钒有利于钢的回火抗力和耐磨性，因为它与碳一起在钢基体中形成至多约3.5体积％，优选最多2体积％的相对圆形的、均匀分布的一次沉淀MC-碳化物。因此钒的最低含量为0.20％，优选至少0.60％，和更优选至少0.70％。在淬火方面，所述碳化物发生溶解，并且取决于所选的奥氏体化温度，基本上所有一次沉淀MC碳化物均可溶解，其是优选的钢实施方案的目标。而在随后回火时，很小的富含钒的所谓MC型二次碳化物沉淀。在优选的实施方案中，由此钢的特征在于它具有包含回火马氏体的基体，其基本上没有MC型一次碳化物，但出现某些很小的、均匀分布的二次沉淀MC碳化物。然而，在本发明范围内，可允许钢在经淬火和经回火状态下具有一定含量的一次沉淀MC碳化物。为了不损害钢的机械加工性，钒含量不应超过1.50％，更优选不超过1.00％，和最优选不超过0.90％。钢标称含有0.80％的V。
铌形成难以溶解的一次碳化物，并且其含量应为最多0.5％。优选地，铌的存在量不应超过杂质含量，即最多0.030％。钛、锆、铝及其它强碳化物形成元素同样构成不希望的杂质并且因此含量不应超过杂质水平。
在希望良好的机械加工性的应用中，尤其是希望在高切削速度下的良好机械加工性的应用中，如果钢还含有有效量的氧和钙以与硅一起形成硅钙氧化物，则是有利的。因此钢应含有10-100ppm的O，优选30-50ppm的O，和5-75ppm的Ca，优选5-50ppm的Ca。优选地，它还与0.003-0.020％铝形成合金，以便形成硅钙铝氧化物，与纯的硅钙氧化物相比，其以更大程度改进机械加工性。这些硅钙铝氧化物可有利地通过硫改性，硫化锰形式的所述硫还有助于改进较低切削速度下的机械加工性。
稀土金属如铈、镧等可添加到钢中以使材料具有各向同性的性能、最佳的机械加工性、良好的机械性能以及良好的热加工性和可焊接性。稀土金属的总含量可总计最多0.4％，优选最多0.2％。
铜是有助于增加钢硬度的元素。然而，铜在少量时就已负面影响钢的热延性。此外，一旦添加铜，就不能将其从钢中提取出来。这显著降低了回收钢的可能性。要求废金属处理适合于挑选出含有铜的废金属，以避免铜含量在不容许有铜的钢类型中增加。为此，应优选铜仅仅作为来自废金属原料的不可避免的杂质而存在于钢中。
在本发明的范围内，根据本发明的钢(其组成还已适合于赋予钢良好的机械加工性)的可能组成可如下：0.30的C，0.50的Si，1.20的Mn，最多0.025的P，0.030的S，2.3的Cr，4.0的Ni，0.8的Mo，最多0.20的W，最多0.20的Co，0.8的V，最多0.005的Ti，最多0.030的Nb，最多0.25的Cu，0.010的Al，5-50ppm的Ca，30-50ppm的O，余量为铁。
附图说明
现在将参考附图详细描述本发明，其中：
图1显示钢的微观构造；
图2是显示硬度相对于回火温度的图；
图3是另一幅显示硬度相对于回火温度的图；
图4是显示在各种温度下冲击韧性试验结果的图；
图5是显示在各种温度下疲劳寿命的图；
图6a、b是显示热硬性的图；
图7是显示钢保持引入其中的残余压应力的能力的图；
图8a-c显示钻孔试验的结果；
图9a-c显示钻孔试验的结果；
图10a-c显示钻孔试验的结果；
图11a-c显示端铣削试验的结果；
图12a-c显示端铣削试验的结果；
图13a-c显示端铣削试验的结果；
图14a-c显示螺纹试验(thread test)的结果；
图15显示端铣削的结果；
图16显示温度对疲劳强度影响的比较；和
图17显示温度对施加的压应力影响的比较；
图18为连续冷却转变图；
图19为显示回火抗力的图；
图20为显示回火抗力的图；以及
图21a、b显示试验样品的位置。
具体实施方式
进行的试验
最初，由各制造商提供多种铣刀主体并分析钢的组成。此外，检验铣刀主体是否经过表面处理，例如它们是否经过表面涂布或喷丸硬化以及它们是否经过淬火与回火。检验表明所有铣刀主体具有先前已知的组成。铣刀主体是以铣刀主体的常规方式制造的并且由于该原因，推断铣刀主体不具有任何预料不到的性能并因此不满足近来出现的不断提高的性能要求。
为了开发更好地符合新的和更高的性能要求(即在提高的工作温度下的更好的机械加工性和强度性能)的钢，决定制备多种试验合金。以实验室规模和工业化规模生产检验用材料，其组成显示在表2中。所示组成含量是指在生产的坯料的各位置上的平均测量值。在表2中，还显示了多种参比材料的组成，其表示为No.1、3和5，并且其是市场上可买到的。参比材料的所示含量是标称含量。铝、氮、钙、和氧的含量没有登记。对于所有的材料，除了可以正常量存在的杂质以及表中所示的杂质和副元素之外，余量是铁。
最初，以实验室规模生产六种熔体，将其浇铸为50kg的实验室坯料(Q9277-Q9287)，其中熔体Q9280-Q9287是本发明的实例。将生产的Q坯料锻造成尺寸为60×40mm的试验样品，然后将其在850℃温度下软化退火(softanealing)10小时，然后在炉子中以10℃/h冷却到650℃，之后在空气中自由冷却到室温。之后，使它们淬火到所需的硬度。
由Q9287开始，以生产规模制造6吨熔体(钢No.6)，其组成显示在表2中。下面将详细描述制造方法，但简要地，该生产可描述如下：通过常规底铸由6吨熔体制造坯料。将坯料热轧成尺寸为和120×120mm的棒。将大多数棒软化退火，然后制造试验样品和铣刀主体，其经过淬火与回火。除非另有所述，涉及的是高温回火。
一些来自6吨熔体的棒没有经过软化退火。这些棒不经过任何常规淬火操作，因为热轧操作后的冷却使材料具有淬火结构。该材料在所进行试验的以下描述中表示为钢No.6a。试验棒由这些“直接淬火”的棒生产，使所述试验棒回火到所需的硬度。
试验样品由参比材料制成，根据制造商的说明使所述试验棒淬火与回火到所需硬度。此外，生产多种铣刀主体用于应用试验。
表2
| 钢No. | C | Si | Mn | P/S | Cr | Ni | Mo | V |
| Q9277 | 0.38 | 0.94 | 0.86 | 0.012/0.027 | 4.74 | 0.06 | 1.24 | 0.9 |
| Q9278 | 0.35 | 0.92 | 0.91 | 0.013/0.028 | 4.78 | 0.07 | 0.2 | 0.81 |
| Q9279 | 0.28 | 0.30 | 0.96 | 0.013/0.031 | 2.07 | 0.07 | 1.92 | 0.87 |
| Q9280 | 0.28 | 0.12 | 0.68 | 0.010/0.032 | 1.90 | 2.81 | 1.99 | 0.75 |
| Q9286 | 0.28 | 0.53 | 1.15 | 0.020/0.030 | 2.53 | 3.02 | 1.00 | 0.71 |
| Q9287 | 0.28 | 0.47 | 1.18 | 0.019/0.028 | 2.32 | 3.99 | 0.78 | 0.76 |
| 1 | 0.39 | 0.5 | 0.4 | 0.025/- | 5.3 | - | 1.3 | 0.9 |
| 3 | 0.34 | 0.3 | 0.7 | 0.025/- | 1.3 | 1.4 | 0.2 | - |
| 5 | 0.37 | 0.3 | 1.4 | 0.01/- | 2.0 | 1.0 | 0.2 | - |
| 6 | 0.31 | 0.5 | 1.2 | 0.013/0.028 | 2.2 | 4.07 | 0.76 | 0.75 |
现在将参考进行的试验解释本发明。
微观结构
经淬火和经回火状态下的本发明钢的优选实施方案(钢No.6)的微观结构显示在图1的照片中。将钢在30分钟期间在1020℃奥氏体化温度下淬火并在600℃温度下在两小时期间回火两次(600℃/2×2h)，中间冷却，并获得45HRC的硬度。在优选实施方案中，钢具有由回火马氏体(1)组成的基体，没有残留奥氏体、珠光体或贝氏体。当说钢不存在残留奥氏体时，应该理解该钢可含有至多2体积％的残留奥氏体，因为难以实现低于2体积％的含量。该基体具有相对均匀分布的含量至多约2体积％的碳化物，其中约1体积％的碳化物是一次沉淀MC和M6C碳化物(2)。约1体积％的碳化物具有圆形或基本圆形的形状并且其最长延伸(extension)下的尺寸为最大5μm，优选最大2μm和更优选最大1μm。所述基本圆形的碳化物主要是MC碳化物，其中M是钒和一些钼。还可注意到出现某些M6C碳化物，其中M基本上是钼。除一次碳化物之外，钢还含有约1体积％的二次沉淀MC、M2C和/或M3C碳化物(3)。所述二次碳化物的主要部分具有圆形或基本为圆形的形状，并且其最长延伸下的尺寸为最大20nm。还可注意到稍微伸长更多的碳化物，其最长延伸下的尺寸为最大100nm。所述碳化物含有铬、钒、钼以及铁。该钢的特征还在于未出现晶界碳化物。缺少晶界碳化物有助于改进的机械加工性和韧性。
希望消除材料中的残留奥氏体或至少使材料中的残留奥氏体的量最小化。如可从图1看出的，当使钢具有根据本发明优选实施方案的组成时，在高温回火后可消除存在的残留奥氏体。另一方面，如果钢是低温回火的，则可能存在某些残留奥氏体，通常为约3％。此外，在刚淬火后，残留奥氏体的含量有点高，为约4-6％。本领域技术人员可认识到，残留奥氏体的含量也可根据奥氏体稳定性元素(对于该钢，碳、锰和镍最重要)与铁素体稳定性元素(对于该钢，硅、铬和钼最重要)之间的平衡而变化。平衡所述元素以便在经淬火和经回火状态下的奥氏体含量总计最多10％，和优选最多5％，以便钢将尤其满足足够的尺寸稳定性的要求。
为了检验各种尺寸的微观结构，进行膨胀计试验，即以各种冷却速率将奥氏体化试验样品从800℃冷却到500℃。钢已在30分钟期间在950℃下奥氏体化。膨胀计试验表明本发明的钢能够获得已参考图1针对至多的尺寸描述的微观结构。给出连续冷却转变(CCT)图以支持该结论，参见图18。在该图中，显示出不同的冷却曲线。该曲线的数据如下：
回火响应
检验一些生产的试验合金的回火响应并且结果如图2-4所示。图2显示生产的实验室坯料Q9277-Q9287在960℃奥氏体化温度淬火30分钟，以及在各种回火温度下回火2×2小时后的硬度。该图表明本发明的材料Q9280-Q9287在约550℃的温度下具有二次硬化，而参比材料Q9277获得稍微较高的硬度，同时二次硬化在稍微较低的温度(约500℃)下发生。当以热状态使用时，在较高温度下发生二次硬化的材料的碳化物生长比在较低温度下发生二次硬化的材料慢。这在如下事实中反应出：本发明的材料Q9280-Q9287与Q9279在超过550℃的温度下也具有相对平坦的回火曲线，并由此具有比其它材料更好的回火响应。
检验钢No.6和钢No.6a在各种奥氏体化温度下的回火响应，并且钢在回火后的硬度如图3所示。在约500-550℃的回火温度下测量到明显的二次硬化。该图表明钢No.6a获得最高的硬度，而以常规方式淬火的钢No.6获得稍微较低的硬度。应当注意钢No.6在约550℃的温度下获得二次硬化，而钢No.6a在约500℃的温度下获得二次硬化。还应当注意，钢No.6a在约550℃直到650℃温度下大体获得与钢No.6相同的回火响应。
回火抗力
高温下时间对硬度的作用比较如图19和20所示。在550℃和650℃下分别回火之后，比较本发明的钢和参比钢。在图19中，可以看出本发明的钢在650℃下具有比参比钢明显更好的回火抗力。图20显示了相同结果，其中显示了在各种温度下保持50小时的时间后对硬度的影响。可以看出，与参比钢相比，本发明的钢在不断提高的温度下和更长时间内更好地保持其硬度。本发明的钢具有回火抗力，使分别在500℃和650℃下热处理50h后的硬度降低小于15HRC单位，其是很好的。50h与刀具主体的正常使用寿命相应。
冲击韧性
检验钢No.6在各种温度和在各种硬度下的冲击韧性并且通过Charpy V试验(试验方法：ASTM E399/DIN EN 10045)与钢No.1比较。试验样品取自各种尺寸的棒，其已产生各种程度的材料穿透加工(through working)。通常，较高程度的穿透加工导致较高的冲击强度。该结果显示在表3中，并且还显示了在淬火和回火后钢的硬度，对其取试验样品的棒的尺寸，试验样品在棒中的位置，试验样品的试验温度和热处理条件。还检验了钢No.6在根据以上针对非软化退火材料描述的热轧状态下和在热轧状态回火之后的冲击韧性。
试验表明钢No.6具有比参比材料No.1更好的冲击韧性。此外，发现钢在低温回火，即在至多最高450-475℃的温度下回火之后的韧性最好，此时钢的硬度稍微高于高温回火后的硬度。然而，在低温回火时不能达到同样良好的耐磨性。另外，其表明本发明的钢在低于室温的温度下，至少对于低到-40℃的温度，不具有韧性-脆性转变温度。这表明当需要在低温下的良好韧性时，该钢也可以是合适的。
表3
*试验样品的不同位置信息参见图21a、b。
等温疲劳强度
将在各种温度下2h保持时间的钢No.6的疲劳强度与参比材料No.1和3比较，如图5所示。在经淬火和经回火的状态下检验材料。将所有材料淬火与回火到45HRC的硬度。之后，使一些试验样品喷丸硬化。喷丸硬化是在材料的表面中引入压应力的方法。喷丸硬化数据：
钢球：
硬度：700HV，
压力：4巴
角度：90度
时间：36s
距离：75±5mm
旋转：37rpm
结果表明钢No.6具有比两种参比材料更好的疲劳强度。钢No.6在450℃下的喷丸硬化状态下具有优异的抗疲劳性，所述温度是某些刀具主体可在极端情况下达到的工作温度。
热硬性
将钢No.6的热硬性与参比材料比较。将钢淬火与回火到硬度为430HV。例外的是钢Q9287，其具有460HV的硬度。最初，将以试验室规模制造的试验合金与参比钢No.1和3比较。结果显示在图6a中。试验合金Q9280-Q9287具有最好的热硬性，这通过以下表现：与参比材料相比，其硬度降低相对缓慢和在较高温度下呈现更大的硬度降低。
还将以生产规模制造的钢No.6与参比材料进行了比较，如图6b所示。本发明的钢具有很好的热硬性在这里更明显。
抗应力消除性
为改进疲劳强度，可向材料的表面中引入压应力。在这方面，术语表面是指在表面中的和下至该表面之下没有残余应力的深度中的材料。所述深度取决于表面处理方法。在高温下使用时，重要的是材料具有良好的保持引入的压应力的能力。检验本发明的钢在加热后保持这些引入的压应力的能力(抗松弛性)并与参比材料比较，如图7所示。通过如上所述的喷丸硬化而引入材料中的压应力。图7表明本发明的钢(Q9287，钢No.6)具有很好的保持施加的压应力的能力。该钢在300-450℃的温度范围中特别好，在该温度范围其抗松弛性比参比钢高很多。在350℃下，本发明的钢中的残余应力为大约80％，在400℃下其为大约70％和在450℃下其为大约60％。这比两种参比材料都更好，其中在这些温度下的比较值对于钢Q9277为大约65％、55％和52％，和对于钢3为大约55％、40％和20％。残余应力相对均匀地降低也是有利的。还可看出与参比钢相反，本发明的钢在650℃-700℃之间的温度下保持其应力。例如，钢3在超过540℃时没有残余应力和钢Q9277在超过670℃时没有残余应力。
此外，检验施加的压应力能透入钢No.6和参比材料的表面多深，以及温度对于钢保持这些压应力的能力有何影响。结果显示在图17中。比较表明钢No.6可在表面中达到最高的压应力，并且压应力透入该钢的表面最深。钢No.6还显示出最好的抗松弛性。在650℃下热处理后，与钢1的大约-70MPa相比，钢6中的最大压应力为大约-400MPa。钢3在高温下保持压应力的能力最小。在550℃下热处理后，钢3中的最大残余压应力为大约-100MPa。从该图可看出，在650℃下在2小时期间热处理后，至少40％的引入压应力保留在表面中(在50μm深度测量)。
强度
通过拉伸试验，检验在经淬火和经回火状态下钢的屈服点和极限应力，并将其与参比材料比较。结果显示在表4中并且该表表明本发明的钢具有最好的延展性，其通过屈服点和极限应力之间的差异最大而领会到。
本发明的钢在相当的硬度下显示略低的屈服点，这意味着本发明的钢在拉伸负荷下比参比材料更容易塑化。因此，检验钢的抗压性，正好对于该应用而言，与拉伸试验下的屈服点相比，抗压性是钢强度的更好度量。压缩试验表明本发明的钢具有比参比材料好的抗压性(Rp0.2)，其显示在表4中。
表4
耐磨性
使用销盘式试验机(pin on disk test)检验在经淬火和经回火状态下钢的耐磨性，以SiO2作为研磨介质，120s，干燥状态，结果显示在表5中。在试验合金Q9277-Q9280之中，本发明的钢Q9280呈现第二好的耐磨性。测得以工业化规模制造的钢No.6的磨料损失比钢No.1稍差，这部分地可通过钢No.6具有较低硬度的事实来解释。此外，注意到硬度为44HRC的钢No.6呈现比硬度为45HRC的Q9280更好的耐磨性。
表5
| 钢 | 硬度(HRC) | 磨料损失(mg/min) |
| Q927 | 45 | 235 |
| Q927 | 45 | 260 |
| Q927 | 45 | 185 |
| Q928 | 45 | 200 |
| 钢 | 45 | 180 |
| SStee | 45 | 295 |
| 钢 | 44 | 220 |
机械加工性
进行与机械加工性有关的全面试验，即通过使用各种处理方法测量试验的钢对刀具的刀刃引起何种磨损，如下所述。除了车削试验之外，所有的试验以各种硬度在经淬火和经回火的状态下进行。先用试验合金Q9277-Q9287检验机械加工性，之后检验钢No.6的机械加工性并将其与参比材料No.1和6比较。
通过测量直到在两种切削速度下损坏为止的钻孔数目，检验钢(Q9277-Q9287)的机械加工性。表6表明钢Q9280和Q9287以及钢No.3和6在螺旋钻孔下呈现很好的机械加工性。具有基本上更高硬度的钢Q9286具有与参比材料Q9277同等水平的机械加工性。
表6
图15显示端铣削试验的结果。相对于已铣削掉的长度测量刀刃的侧面磨损。在端铣削(其在此情况下以非常小的铣刀进行)时，在容屑槽中材料的粘附也是明显的问题，其不久之后导致铣刀损坏。在以实验室规模制造的钢中，Q9280具有最好结果。该钢满足0.15mm侧面磨损而不损坏的要求。切削长度总计50,000mm。以生产规模制造的钢No.6也达到最大0.15mm侧面磨损而不损坏的要求，并且其114,000mm的铣削长度是明显最好的。其它钢在它们达到0.15mm侧面磨损之前就已损坏。试验数据：
刀具：固体硬质合金端铣刀，
切削速度：100m/min
进刀量：0.05mm/齿
切削深度：Ap＝4mm，Ae＝2mm
标准：Vbmax＝0.15mm
以300HB硬度下、经软化退火的状态下材料的车削试验检验机械加工性。对于钢No.6，测得V30值为188m/min，而钢No.5获得的值为164m/min。V30值是得到30min刀具寿命的车削的切削速度。根据本发明的优选实施方案，钢在经软化退火状态的V30值至少为150m/min，优选至少170m/min。
还在刀具主体的制造厂处通过钻孔试验、铣削试验和螺纹试验测试了钢的机械加工性。试验如图8a-c至14a-c所示。总的来说，试验表明本发明的钢满足制造商对于改进的机械加工性的需求。
图8a-c、9a-c和10a-c显示当检验钢No.1、3和6的机械加工性时，钻出一定数目的孔在钻头刀刃上产生的磨损量。试验表明钢No.3产生最小的侧面磨损，钢No.1最难以工作并由于在40和47HRC碎裂而导致相对快的损坏。钢No.6在47HRC下的一个钻孔试验中以及30和40HRC下满足至少1,000个钻孔和0.15mm最大刀刃侧面磨损的要求。试验数据：
刀具：33HRC时，固体硬质合金钻头，
40和47HRC时，固体硬质合金钻头，
切削速度：33HRC时为100m/min，40HRC和47HRC时为50m/min
进刀量：33HRC时为0.18mm/转，40HRC和47HRC时为0.1mm/转
切削深度：Ap＝13mm
标准：Vbmax＝0.15mm，ch≥0.1mm，钻头损坏，或1,000个钻孔
冷却：外侧乳液Castrol 7％
在图11a-c、12a-c和13a-c中显示了在50min操作期间由铣削产生的铣刀刃上的侧面磨损。在此同样地，钢No.3呈现最好的机械加工性，而钢No.6呈现与钢No.1大约相同的机械加工性，但不同的是，在47HRC下钢No.1由于在37min碎裂而发生损坏，而钢No.6由于在25min刀刃断裂而发生损坏。试验数据：
刀具：固体硬质合金端铣刀，
切削速度：33HRC时为150m/min，40HRC和47HRC时为100/min
进刀量：0.072mm/齿
切削深度：Ap＝6mm，Ae＝3mm
标准：Vbmax＝0.1mm，ch≥0.1mm，铣刀损坏或50min操作时间
以同向铣削和向切削区通入压缩空气来铣削最大长度为150mm的正方形坯件。
图14a-c显示了螺纹试验的结果。车螺纹性能是机械加工性能中绝对最重要的性能之一。并且在此，在1,000螺纹孔时停止试验，所有试验的钢达到33HRC的硬度。试验证明钢No.6在40HRC硬度下具有明显好的车螺纹性能。在47HRC下，钢No.3和6测得大约等同的性能，而基本不可能对47HRC下的钢No.1车螺纹。试验数据：
刀具：33HRC时，螺纹丝锥为M5×0.8蒸汽回火PWZ Paradur Inox 20513；
40HRC和47HRC时，螺纹丝锥为M5×0.5无未涂层PWZ Paradur Ni 1026-19310
切削速度：33HRC时为15m/min，40HRC和47HRC时为4m/min
旋转进刀：99％螺距
螺纹深度：Ap＝7mm全螺纹
标准：螺纹丝锥损坏或当丝锥已磨损以致达到6.5mm全螺纹时或如果丝锥已生产1,000有效的螺纹。
冷却：乳液Castrol 7％
已进行其中由本发明的钢制造刀具主体的应用试验。通过模拟在操作期间出现的负荷循环检验刀具主体的疲劳性能。向刀具主体上的插槽(即安装刀片(insert)的地方)垂直施加1780MPa的循环负荷。使用X射线衍射测量引发疲劳断裂的范围处的插槽前沿与其内部支撑侧壁之间的隅角中的残余应力。图16显示疲劳试验的结果。在经淬火和经回火状态下喷丸硬化的刀具主体上，以及在为了模拟使用而在2h期间在550℃下进行热处理的喷丸硬化过的刀具主体上进行检验。还对钢No.1和3在仅经淬火和经回火的状态下进行了检验。检验表明钢No.6具有比钢No.1和钢No.3更好的疲劳性能。
钢的生产
在生产具有根据本发明的化学组成的钢的方法中，通过常规熔体冶金制造技术生产钢熔体。通过铸锭(合适地为底铸)将熔体浇铸成坯料。粉末冶金制造、喷镀成形或电渣再熔似乎是不必要的并且仅仅是不必要地昂贵替代方案。将制造的坯料在800-1300℃，优选1150-1250℃的温度下通过锻造和/或热轧而热加工成所需的尺寸，和之后使其在空气中自由冷却到20-200℃，优选20-100℃的温度，其中获得了钢的硬化。之后，进行两次2小时的回火(2×2h)，中间冷却。所述回火以温度在180-400℃，优选180-250℃之间的低温回火形式，或者以温度在500-700℃之间的高温回火形式进行。在经淬火和经回火的状态下，钢的优选实施方案具有由回火马氏体组成的基体，其中基本上圆形的、均匀分布的碳化物的含量为至多约2体积％，所述基体基本上没有晶界碳化物。在低温回火下，获得具有通常约50HRC的高硬度和良好韧性的钢。因此当将钢用于对抗碎裂性具有极端要求的室温应用时，低温回火可能是有利的。高温回火使得可将钢的硬度控制在34-50HRC的范围内。高温回火还导致具有较低韧性、但热硬性和耐磨性改进的钢。因此，如果将钢用于具有提高的工作温度的应用中时，优选高温回火。
在替代的制造方法中，当钢在热加工后冷却时，对其进行软化退火。软化退火在10h期间在650℃的温度下进行。之后，使钢在炉子中以10℃/h的温度降低冷却至500℃，之后在空气中自由冷却到室温，其中钢获得约300HB的硬度。在经软化退火的状态下，钢的基体由过时效马氏体(overagedmartensite)组成，具有含量为至多约5体积％的基本上圆形的、均匀分布的碳化物，所述基体基本上没有晶界碳化物。在经软化退火的状态下，可将钢加工成刀具主体或刀具夹。或者，进行初始机械加工，而在淬火和回火后进行最后机械加工。如果希望高于300HB的硬度，则可将已加工工件淬火与回火，其可能是由于钢极好的淬透性，在奥氏体化后在空气中缓慢冷却，使变形风险最小化。钢从850-1050℃，优选900-1020℃的奥氏体化温度硬化。如果保持奥氏体化温度为低的则是有利的，因为它阻碍了晶粒生长和在材料中出现残留奥氏体。另外，在较低奥氏体化温度下获得更细的碳化物。在硬化后，获得45-50HRC的硬度。进行回火至上述所需硬度，其中基体由回火马氏体组成，所述基体基本上没有晶界碳化物并且具有含量为至多约2体积％的基本上圆形的、均匀分布的碳化物。
由于本发明，提供可以良好生产经济性制造的钢，即，其并不总是需要单独的淬火操作，因为钢可在热加工后随同冷却而硬化。对于制造钢组件的用户，钢的良好机械加工性和尺寸稳定性能够使钢在经淬火和经回火的状态下机械加工。这意味着制造钢组件的用户不必投资淬火和回火设备，或者不必购买那些的服务。另外，由于本发明可减少组件的生产时间。
本身想使他们的材料淬火和回火的用户可订购经软化退火状态下的材料。在机械加工至所需的形状后，可在对奥氏体化温度没有非常特别的要求下使产品奥氏体化，这意味着用户可将产品与由其它材料生产的产品一起硬化，并使奥氏体化温度适应其它材料的要求。之后，使该材料回火到所需硬度。如果需要，可通过喷丸硬化将压应力引入到已加工工件的表面。某些表面可感应淬火，进行氮化或PVD涂布。
首先，为用于刀具主体开发了所述钢。从生产观点看，可向这些刀具主体的最终用户提供重要的经济优点。由于很好的回火抗力，可在较高切削速度下使用刀具主体，但对于刀具主体的冷却要求降低。这也导致碳化物刀片的刀刃具有降低的热疲劳。这样，由于较长的刀具寿命和较高的生产率可达到降低的生产成本。
因为所述钢具有非常好的淬透性，在非常大尺寸的空气冷却下可获得完全淬透的产品，这已由膨胀试验证明。淬透性结合很好的机械加工性、良好的耐磨性、良好的热硬性和良好的抗压性使钢还适用于热加工工具以及塑料成型工具。如果将钢用于要求良好可抛光性的热加工工具或塑料成型工具，则可能合适的是使制造方法补加有电渣再熔，从而使材料中可能有的偏析最小化和获得基本没有夹渣的钢。
Claims (45)
1.一种钢，其特征在于化学组成以重量％计含有：
0.28-0.4％的C
0.3-1.5％的Si
1.15-2.0％的Mn
最多0.2％的S
1.5-4％的Cr
3.0-5％的Ni
0.7-0.85％的Mo
0.6-1.0％的V
≤0.4％的稀土金属
除了杂质之外余量为Fe，
其中残留奥氏体的量限制到3体积％。
2.根据权利要求1的钢，其特征在于它含有最多0.32％的C。
3.根据权利要求1的钢，其特征在于它含有至少0.4％的Si。
4.根据权利要求1的钢，其特征在于它含有最多1.0％的Si。
5.根据权利要求4的钢，其特征在于它含有最多0.8％的Si。
6.根据权利要求5的钢，其特征在于它含有最多0.6％的Si。
7.根据权利要求1的钢，其特征在于它含有最多1.5％的Mn。
8.根据权利要求7的钢，其特征在于它含有最多1.3％的Mn。
9.根据权利要求1的钢，其特征在于它含有至少1.9％的Cr。
10.根据权利要求9的钢，其特征在于它含有至少2.2％的Cr。
11.根据权利要求1的钢，其特征在于它含有最多3.0％的Cr。
12.根据权利要求11的钢，其特征在于它含有最多2.6％的Cr。
13.根据权利要求1的钢，其特征在于它含有至少3.8％的Ni。
14.根据权利要求1的钢，其特征在于它含有最多4.5％的Ni。
15.根据权利要求14的钢，其特征在于它含有最多4.1％的Ni。
16.根据权利要求1的钢，其特征在于它含有至少0.75％的Mo。
17.根据权利要求1的钢，其特征在于它含有至少0.7％的V。
18.根据权利要求1的钢，其特征在于它含有最多0.9％的V。
19.根据权利要求1的钢，其特征在于它含有至少0.010％的S。
20.根据权利要求19的钢，其特征在于它含有至少0.015％的S。
21.根据权利要求20的钢，其特征在于它含有至少0.025％的S。
22.根据权利要求1的钢，其特征在于它含有最多0.15％的S。
23.根据权利要求22的钢，其特征在于它含有最多0.10％的S。
24.根据权利要求23的钢，其特征在于它含有最多0.035％的S。
25.根据权利要求1的钢，其特征在于硫的含量为不必刻意添加硫。
26.根据权利要求1的钢，其特征在于它含有5-75ppm的Ca和10-100ppm的O，以及0.003-0.020％的Al。
27.根据权利要求26的钢，其特征在于它含有5-50ppm的Ca和30-50ppm的O，以及0.003-0.020％的A1。
28.根据权利要求1的钢，其特征在于在其经淬火和经回火的状态下，其具有由回火马氏体组成的基体，所述基体具有含量至多为2体积％的均匀分布的碳化物，其中至多1体积％的所述碳化物是一次沉淀的MC和M6C碳化物，和其中至多1体积％的所述碳化物是二次沉淀的MC、M2C和/或M3C碳化物，和所述基体基本上没有晶界碳化物。
29.根据权利要求1的钢，其特征在于在其经软化退火的状态下，其具有由过时效马氏体组成的基体，所述基体具有含量至多为5体积％的基本上圆形的、均匀分布的碳化物，所述基体基本上没有晶界碳化物。
30.根据权利要求1的钢，其特征在于它在超过-40℃的温度下没有韧性-脆性转变温度。
31.根据权利要求1的钢，其特征在于它在软化退火状态下的V30值至少为150m/min。
32.根据权利要求31的钢，其特征在于它在软化退火状态下的V30值至少为170m/min。
33.根据权利要求1的钢，其特征在于它具有回火抗力，使得分别在500℃和650℃下热处理50h后的硬度降低小于15个HRC单位。
34.根据权利要求1的钢，其特征在于在用硬度为700HV的钢球以4巴的压力喷丸硬化后，在表面中的最大振幅压应力为至少800MPa，和所述压应力被引入至少100μm的深度，以及在650℃下热处理2h后，残余振幅压应力为至少300MPa。
35.根据权利要求34的钢，其特征在于残余振幅压应力为至少350MPa。
36.根据权利要求34或35的钢，其特征在于在400℃下热处理2h后，至少70％的引入压应力保留在材料的表面中，和在650℃下热处理2h后，至少40％的引入应力保留在材料的表面中。
37.制造钢坯件的方法，其特征在于它包含下列工艺步骤：
制造钢熔体，该熔体的化学组成以重量计含有：
0.28-0.4％的C
0.3-1.5％的Si
1.15-2.0％的Mn
最多0.2％的S
1.5-4％的Cr
3.0-5％的Ni
0.7-0.85％的Mo
0.6-1.0％的V
≤0.4％的稀土金属
除了杂质之外余量为Fe，
其中残留奥氏体的量限制到3体积％；
-将所述熔体浇铸成坯料；
-在800-1300℃的温度下热加工该坯料，以获得尺寸为至多的坯件；
-将所述坯件冷却到20-200℃的温度，其中获得了钢的淬火；
-以180-400℃温度下的低温回火形式，或以500-700℃温度下的高温回火形式，在2h期间将坯件回火两次，其中进行中间冷却，
其中获得钢坯件，其具有包含回火马氏体的基体，所述基体具有含量为至多2体积％的基本上圆形的、均匀分布的碳化物，和所述基体基本上没有晶界碳化物。
38.根据权利要求37的方法，其特征在于在1150-1250℃的温度下热加工该坯料。
39.根据权利要求37或38的方法，其特征在于将所述坯件冷却到20-100℃的温度。
40.制造钢坯件的方法，其特征在于它包含下列工艺步骤：
-制造钢熔体，该熔体的化学组成以重量％计含有：
0.28-0.4％的C
0.3-1.5％的Si
1.15-2.0％的Mn
最多0.2％的S
1.5-4％的Cr
3.0-5％的Ni
0.7-0.85％的Mo
0.6-1.0％的V
≤0.4％的稀土金属
除了杂质之外余量为Fe，
其中残留奥氏体的量限制到3体积％；
-将所述熔体浇铸成坯料；
-通过在800-1300℃的温度下锻造或轧制来热加工所述坯料，以获得尺寸为至多的坯件；
-将所述坯件冷却到20-200℃的温度；
-使所述坯件在10h期间在650℃温度下软化退火；
-在炉子中以10℃/h的温度降低将所述坯件冷却到500℃，之后在空气中自由冷却到室温，
其中获得钢坯件，其具有包含过时效马氏体的基体，所述基体具有含量为至多5体积％的基本上圆形的、均匀分布的碳化物，和所述基体基本上没有晶界碳化物。
41.根据权利要求40的方法，其特征在于通过在1150-1250℃的温度下锻造或轧制来热加工所述坯料。
42.根据权利要求40或41的方法，其特征在于将所述坯件冷却到20-100℃的温度。
43.制造刀具主体或刀具夹的方法，包含机械加工钢坯件，
其特征在于所述钢坯件的化学组成以重量计含有：
0.28-0.4％的C
0.3-1.5％的Si
1.15-2.0％的Mn
最多0.2％的S
1.5-4％的Cr
3.0-5％的Ni
0.7-0.85％的Mo
0.6-1.0％的V
≤0.4％的稀土金属
除了杂质之外余量为Fe，其中残留奥氏体的量限制到3体积％；并且该钢坯件具有包含回火马氏体的基体，所述基体具有量为至多2体积％的基本上圆形的、均匀分布的碳化物，和所述基体基本上没有晶界碳化物。
44.制造刀具主体或刀具夹的方法，包含：
-对钢坯件进行切削机械加工，其特征在于所述钢坯件的化学组成以重量％计含有：
0.28-0.4％的C
0.3-1.5％的Si
1.15-2.0％的Mn
最多0.2％的S
1.5-4％的Cr
3.0-5％的Ni
0.7-0.85％的Mo
0.6-1.0％的V
≤0.4％的稀土金属
除了杂质之外余量为Fe，其中残留奥氏体的量限制到3体积％；并且所述钢坯件具有包含过时效马氏体的基体，所述基体具有含量为至多5体积％的基本上圆形的、均匀分布的碳化物，和所述基体基本上没有晶界碳化物；
-将经机械加工的所述钢坯件从850-1050℃的奥氏体化温度淬火；
-以180-400℃温度下的低温回火形式，或以500-700℃温度下的高温回火形式，在2h期间将所述坯件回火两次，其中进行中间冷却。
45.根据权利要求44的方法，其特征在于将经机械加工的所述钢坯件从900-1020℃的奥氏体化温度淬火。
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