CN102884215A - 具有高的耐回火性的钢 - Google Patents
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Abstract
具有高耐回火性的钢，该钢基本上由下列合金化元素组成，按质量百分比计：0.20至0.50的C、低于1.0的Si、低于0.030的P、3.0至4.0的Cr、1.5至4.0的Mo、0.1至2.0的V、低于1.5的Co，其余基本上由Fe和不可避免的杂质组成。该钢可用涉及坯锭铸造和热或冷成形的工艺产生，或者甚至原始熔融结构；或者用涉及液态金属的雾化或分散的工艺产生，例如粉末冶金、粉末注射或喷雾模制。
Description
本发明涉及被设计为用于热金属成形工具的钢，典型是在其中待成形金属耐受600℃以上温度的情况下，甚至能够使用所述钢的较低温度或者甚至室温下的工艺。所讨论中的钢具有允许将其归类为热加工工具钢的组成，其主要特性是增加的对高温下的硬度损失的抵抗性（称为耐回火性），同时保持高韧性及适当的导热性和淬硬性。通过仔细设计合金并设置元素P、Si、Mo和Cr的最佳范围，可实现此类效果。
术语热加工工具被应用于许多热成形操作，其用于工业中并且关注于生产机械应用的零件，尤其是汽车零件。最普遍的热成形工艺是非铁合金的锻造、挤压或铸造。在典型高于500/600℃的高温下执行的其它应用也可以被分类为热加工。在这些应用中，以通用术语热加工工具来对模具、压模、冲头、嵌体及其它成形装置进行分类。这些工具通常由钢制成，所述钢要求特殊性质以耐受其中采用该工具的工艺的高温和机械特性。
在热加工钢的其关键性质之中，以下是引人关注的：耐热性，更具体为耐回火性，韧性，淬硬性和诸如导热性、比热（这两者都与热扩散率相关）以及热膨胀系数的物理性质。
对于锻造应用而言，钢的热锻造是引人关注的，尤其是用于汽车零件的机械构造的钢。在此类操作中，锻造的坯料耐受1100℃以上的温度。在成形过程期间，其加热工具的表面，如果接触时段越长，则温度越高。因此，所产生的热量要求来自所使用的钢的高耐热性。用于热压模成形的钢硬化机制主要是由细碳化物的析出引发的。值得注意的是Mo或W的碳化物，M2C型，或者V碳化物，MC型。对于高Cr钢而言，富Cr的M7C3碳化物也是引人关注的，而且还具有处于固溶体中的Mo和V。尽管这些碳化物具有高稳定性，但是它们趋于在高温下的长时间段之后聚结，所述高温典型高于550℃—在工具操作范围内容易达到的条件。结果，该区域的硬度下降，引起磨损和热塑性变形，导致工具失效。
因此，改善材料对耐回火性和硬度损失的抵抗性对于改善在高温条件下操作的工具性能是关键的。此类应用的实例是在用于如下的工具：钢零件或其它金属合金的热锻、非铁合金的挤压和用于铸造非铁合金的压模（后两种应用对于Al合金而言更加重要）。对于其它应用而言也是如此，诸如非铁合金的挤压或铸造。例如，在锻钢应用中，要锻造的预成型件的温度为约1200℃。即使考虑与工具的短接触时间（秒），它们的表面也显著地加热，造成因这些表面的回火而致的硬度损失。考虑铝合金或其它非铁合金的挤压，坯料温度较低，在400至600℃范围内。然而，在这些应用中，接触时间显著更长（几十分钟至几小时的操作）。此外，由工具/铝接触产生的局部摩擦增强了加热，增加了工具钢的硬度损失并因此导致钢磨损。在压力铸造压模中，在高压力和温度（约700℃）下注入熔融金属，并且还加热压模的表面。在这种情况下，失效主要是由于因压模的工作表面的相继加热和冷却而引起的热疲劳开裂。但是，熔融铝与压模表面之间的高热量交换有利于表面区域的加热，如在其它应用中那样产生硬度损失并因此引发疲劳开裂过程。
加热后硬度损失的这种机制因此对于热加工工具钢而言至关重要；因此，非常希望增加材料强度以抵抗这种现象。关于所采用的钢，通常通过使用形成二次碳化物的较高水平的那些元素（诸如Mo、W和V）或通过固溶体硬化来获得改善的耐热性。虽然在增加耐热性方面是有效的，但这些元素水平的过度增加意味着降低的韧性、不良的热扩散率和传导率或显著的制造成本增加。这后一项经济因素在当今实际上是重要的，因为用作合金元素Mo、W和V的来源的原材料具有高成本。
为了提供本发明的更好理解，我们下面描述当前使用的某些现有技术钢（在表1中概括了化学组成）。H11和H13钢是引人关注的，因为它们是主要用于热加工的工具钢。这些材料含有5%的Cr，提供适当的淬硬性，并且为了辅助耐热性，含有0.9%的V和1.2%的Mo以改善耐热性，并且通常含有低水平的P和S以促进适当的韧性。然而，为了改善耐回火性，将需要较高的Mo水平。DIN 1.2365和DIN 1.2367是用于此类目的的钢。它们具有高Mo水平以改善耐热性。然而，如果在DIN 1.2367钢的结构内增加该元素的含量，则韧性及热传导率和扩散率趋向于下降。在1.2365钢中，通过增加Mo含量并减少Cr含量来抵销这种热传导率降低。然而，Cr含量越低，淬硬性越低，从而限制在大型工具中的应用。
需要着重强调的是应注意热传导率和韧性性质。在加工期间，热传导率的增加是重要的，使得工具钢能够使所形成的材料与工具芯之间的温度差异快速地均匀化，因此减少应力和热开裂。并且，在发生开裂的情况下，材料的韧性也是关键的，因为其延迟了扩展并因此延迟了热疲劳损坏。因此明显可见，如钢DIN 1.2367和DI N 1.2365所例示的，仅增加Mo含量不足以全面改善热加工钢的性质。
表1：现有技术钢的典型化学组成。示出总数Mo+V+Co，因为这些元素具有最高成本，并且与工具钢的最终成本密切相关。按重量百分比的含量和Fe余量。示出总数Mo+W+V+Co，因为这些元素最影响合金成本。
| 命名 | C | Si | Cr | Mo | W | V | Co | Mo+W+V+Co |
| H11 | 0.36 | 1.0 | 5.0 | 1.2 | - | 0.5 | - | 1.7 |
| H13 | 0.38 | 1.0 | 5.0 | 1.2 | - | 1.0 | - | 2.2 |
| DIN 1.2365 | 0.36 | 0.3 | 2.8 | 2.8 | - | 0.5 | - | 3.3 |
| DIN 1.2367 | 0.38 | 0.3 | 5.0 | 3.0 | - | 0.5 | - | 3.5 |
| PI 9909160-7 | 0.36 | 0.2 | 5.0 | 2.3 | - | 0.5 | - | 2.8 |
最近已经开发出一种新的钢类型并在PI 9909160-7中进行了描述。与DIN 1.2367类似，该材料具有较高的Mo含量但是较低的Si和P含量以改善韧性。在这种情况下，通过不使用高Mo含量来避免成本增加，但是与钢H13相比，耐热性增益并不显著。
由于这种情形，显然需要耐热性高于现有技术钢H13的耐热性、但不使用可能影响热传导率和材料成本的过多合金化元素的工具钢。此外，所使用的材料应特有高的淬硬性，这允许其被用于大型工具。
因此，本发明的钢将满足所有这些需要。
本发明的首要目的是研究Cr和Mo含量对热加工工具钢的影响，其允许识别这两种元素与耐热性之间的某些综效（synergy）。更具体地，当在增加Mo含量之后减少Cr含量时，能够观察到对热强度的更显著影响。另外，减少的Cr含量改善了热传导率，从而抵销较高Mo含量的负面作用。另一方面，必须仔细平衡Cr含量，因为如前所述，极低的值也会损害淬硬性并且限制应用到具有大于100mm的平均截面尺寸的工具。因此，本发明的材料显示出这样的化学组成：其具有Cr和Mo含量的理想安排，能够克服现有技术钢的耐回火性质，没有显著的成本增加并且具有适当的热传导率、韧性和淬硬性。
为了满足上述条件，本发明的钢具有由下列组成的合金化元素组成，按质量百分比计：
·0.20至0.50的C，优选0.3至0.45的C，典型0.36的C
·3.0至4.0的Cr，优选3.5至3.9的Cr，典型3.8的Cr
·1.5至4.0的Mo，优选2.0至3.0的Mo，典型2.5的Mo。由于其与W化学相似，可以按质量计2W:1Mo的比例用W来替代Mo。
·0.1至2.0的V，优选0.3至1.0的V，典型0.5的V；可以用Nb部分或完全替代V，按照1.0%Nb:0.5%V的比例。
·至多1.0的Si，优选至多0.5的Si，典型0.3的Si。
·最多0.030的P，优选最多0.015的P，典型最多0.010的P。
余量是Fe以及炼钢过程中不可避免的金属或非金属杂质，其中所述非金属杂质包括但不限于以下元素，按质量百分比计：
·最多0.10的S，优选最多0.020的S，典型最多0.008的S。
·最多1.5的Al、Mn或Co，优选至多1.0的Al、Mn或Co，典型低于0.5的Mn、Al和Co。
接下来，我们描述该新材料的组成规格的比率。所列的百分比指的是质量计百分比。
C：碳主要负责在低温条件下的马氏体硬化。与合金化元素一起，碳在二次硬化中起作用，对于高温下的硬化而言是重要的。对于此类效果，推荐至少0.20%的碳含量，优选高于0.30%。另一方面，极高的C含量在淬火时（尤其是当Mo和V含量高时）引起粒状碳化物的过量析出，并导致二次碳化物的硬度和体积增加。因此，韧性通常受到损害。C含量应被限于0.50%的最大值，优选低于0.40%。该限制还在减少残余奥氏体的量方面起作用，防止与尺寸不稳定性和脆化相关联的问题。
Cr：铬含量应高于3.0%，优选地大于3.5%，因为该元素有利于淬硬性，淬硬性对于在大型工具中的应用而言是重要的。然而，Cr含量应是有限的。本发明已结合了减少Cr含量以改善耐回火性的概念。这是重要的效果，因为最终的耐回火性高于现有技术的钢。引起这种效果的机制被认为与二次Cr碳化物（M7C3型）的形成有关，其溶解Mo和V并且是首先要形成的碳化物。因此，Cr含量越低，M7C3碳化物的体积越低，且因此可用于二次硬化的Mo和V的量越大。当合金Cr含量低于现有技术合金的Cr含量时，最终结果是显著更高的耐回火性。即使对于PI 9909160-7合金，也存在显著的耐火性增益。这是显著的，因为合金具有Mo等效水平（Mo是昂贵的合金化元素），这表明本发明能够在不过度增加Mo含量的情况下达到高耐热性值。为了实现所有此类效果，Cr含量应低于常规钢的5.0%含量，优选的Cr含量低于4.0%。最后，使在本发明中认定的耐回火性最大化的理想Cr含量应被设置在3.0%和4.0%之间。除耐热性质之外，较低的Cr含量改善热传导率，还随着Mo含量的上升保持该性质。因此，该较短的Cr范围旨在精细调整以便实现最大耐回火性和适当的热传导率。
Mo和W：在本发明的合金中使用高Mo含量来改善耐回火性质。这可通过如下方式实现：形成化学稳定的、富含Mo的回火碳化物，尤其是M2C碳化物。因此，本发明的合金必须包含至少1.5%，优选高于2.0%。另一方面，过高的Mo水平可能因淬火时的先共晶碳化物的析出而损害韧性，并且可显著地增加合金的成本，使得其在许多工具中的应用不可行。因此，Mo含量应被限于4.0%，优选低于3.0%。钨和钼在本发明的工具钢中产生类似效果，形成M2C或M6C二次碳化物。因此，它们可以通过由总数W+2Mo给定的钨等效量关系（Weq）来联合规定，该关系使两种元素之间的原子量差异正规化。
V：钒主要对MC二次碳化物的形成是重要的。由于这些碳化物非常薄，因此它们会阻碍错位线的移动，从而增加机械强度。V还改善晶粒生长，允许有高的奥氏体化温度（高于1000℃）。为了实现此类效果，V必须高于0.1%，优选高于0.3%。然而，过高的V水平可能产生难以溶解的一次碳化物，因此降低韧性。因此，V含量应低于2.0%，优选低于1.0%。
Si：硅对二次硬化和韧性产生强烈影响。在高水平下，在高达600℃的淬火温度下Si增加二次硬度。然而，本发明的研究显示较低的Si含量对减少高温条件下的硬度损失而言是重要的，从而增加耐回火性。较低的Si含量还导致韧性的显著增加，使此效果应用于本发明。因此，本发明材料的Si含量必须低于1.0%，典型低于0.5%。
P：降低P含量也导致韧性的显著增加，因为该元素可在颗粒晶粒表面上偏析，并从而减少这些表面中的聚结。因此，P含量应低于0.030%，典型低于0.015%。
残余元素：其它元素（诸如Mn和Al）应被视为与炼钢脱氧过程相关或者为制造过程所固有的杂质。因此，Mn和Al含量应被限于1.5%，优选低于1.0%。由于Co对耐热性的有益作用和对合金成本的强烈影响，Co含量也应被限于相同的值。在夹杂物的形成方面，应控制硫含量，因为此类夹杂物可以在操作期间导致开裂；因此，S含量应保持低于0.050%，优选低于0.020%。
如上所述，可以通过诸如粉末冶金、喷雾成形或连续铸造的常规或特殊工艺以轧制或锻造产品形式生产该合金，诸如线材（wire rod）、棒材、金属丝、片材和带材。
在所执行实验的说明中参考了本文的附图，并且下面列出其内容：
—图1示出P和Si对合金1-8的影响，就回火后韧性和硬度而言。
—图2比较了合金1至8，但示出P对韧性的影响，取决于淬火温度。
—图3示出高和低Si含量的合金中的碳化物分布，证实了低Si含量合金中的更好分布，这解释了它们的优异韧性。
—图4比较了在600℃下硬度随时间的降低，显示了耐回火性。向右的位移越大，合金的耐回火性越高。
—图5示出所研究的某些合金的热传导率值的比较。
—图6示出合金9至12和合金PI 1和PI 2的韧性的比较；由无缺口冲击测试（7×10mm2试件）和夏比V型切口试样产生数据
—图7示出使用工业生产的PI 2钢并与现有技术H13钢比较的热锻冲头。请注意：a）磨损失效和开裂；b）硬度分布，显示出加工区域中的下降（距表面的距离＝零）。
实施例1：硅和磷的效果：
初始产生八个实验坯锭以评价Si和P对现有技术H11钢的影响。在表2中示出了组成。硬度和冲击结果在图1中示出。对于低于500℃的淬火温度，注意到Si对硬度的强烈影响，然而对高于600℃的淬火温度未观察到相同的效果；具有高和低的Si含量的两种合金的硬度大致是相同的。在图2中关于不同的回火温度比较了P影响。在这种情况下，可以观察到降低的P含量显著地改善富Si合金的韧性，但是这种效果对于具有低Si含量的合金而言较不明显。
因此，这些结果显示就韧性而言最好的组合将是具有低P和Si含量的合金。高Si含量的合金仅仅对于采用高于52 HRC的硬度值且为此还采用在600℃以下的回火温度时的情况是可行的。在这些情况下，P含量的降低更加关键。
这些显著的Si和P影响的原因尚未被完全确定，但是本专利的发明人进行的早期科学成果显示了与二次碳化物形成的关系。由于由Si对渗碳体形成过程所造成的困难，因此在具有高Si含量的合金中，二次碳化物趋于集中在高扩散的区域中（板条或晶粒表面）。另一方面，在具有低Si含量的合金中，快速地形成渗碳体，导致在较高温度下形成的二次碳化物的更好分布。图3示出的透射电子显微图像图示了这些观察结果。
表2：针对现有技术H11合金分析的各种Si和P含量的化学组成。
| 合金： | 1 | 2 | 3 | 4 | 5 | 6 | 7 | 8 |
| C | 0.36 | 0.34 | 0.36 | 0.36 | 0.36 | 0.35 | 0.36 | 0.35 |
| Si | 0.05 | 0.32 | 0.98 | 1.92 | 0.05 | 0.33 | 1.01 | 1.90 |
| Mn | 0.35 | 0.35 | 0.35 | 0.35 | 0.34 | 0.35 | 0.35 | 0.35 |
| P | 0.023 | 0.028 | 0.024 | 0.012 | 0.012 | 0.012 | 0.011 | 0.008 |
| S | 0.004 | 0.004 | 0.004 | 0.003 | 0.004 | 0.004 | 0.005 | 0.003 |
| Co | 0.06 | 0.05 | 0.05 | 0.05 | 0.05 | 0.05 | 0.05 | 0.06 |
| Cr | 5.09 | 5.13 | 5.06 | 5.08 | 5.08 | 5.03 | 5.10 | 5.05 |
| Mo | 1.28 | 1.31 | 1.33 | 1.24 | 1.32 | 1.32 | 1.33 | 1.23 |
| Ni | 0.20 | 0.19 | 0.19 | 0.20 | 0.19 | 0.20 | 0.19 | 0.20 |
| V | 0.44 | 0.44 | 0.42 | 0.41 | 0.44 | 0.44 | 0.45 | 0.43 |
| W | 0.10 | 0.11 | 0.11 | 0.10 | 0.11 | 0.10 | 0.11 | 0.10 |
| Nb | <0.01 | <0.01 | <0.01 | <0.01 | <0.01 | <0.01 | <0.01 | <0.01 |
| Al | 0.029 | 0.020 | 0.023 | 0.036 | 0.024 | 0.022 | 0.036 | 0.043 |
| Weq(=W+2Mo) | 1.48 | 1.53 | 1.55 | 1.44 | 1.54 | 1.52 | 1.55 | 1.43 |
实施例2：Cr和Mo的效果：
为了帮助确定Cr和Mo的效果，生产出七个另外的实验坯锭，包括四种现有技术钢：H11、H13和在PI 9909160-7中描述的钢以及本发明所推荐的两种合金（参见表3）。这两种组成导致实施例1中所述的S i和P含量的减少以及Cr和Mo的不同平衡。
正如所述，PI 1和PI 2合金的目的是获得对硬度损失的较大抵抗性，即耐回火性。因此，评价600℃下的不同暴露时段之后的硬度降低并在表4中示出结果。如图4b的图表中所描绘的，时间增量按照对数刻度。这些结果显示：当比较合金PI 1和H11时，耐热性仅仅通过改变Si和P含量而提高（但该效果很可能仅与Si有关，因为P在碳化物形成过程中不起作用）。
然而，通过减少Si含量实现的这种耐热性增益不足以产生显著高于H13的结果。因此，在PI 2合金中使用较高Mo含量连同较低的Cr含量。对于该情形，可以证实耐热性的显著变化，其在相同的暴露时段之后提供增加的硬度。并且，如图4a所示，在合金PI 2的情况下，对于H13钢获得相同的硬度下降则发生在长得多的时段之后。例如，在600℃的温度下，硬度在25小时的暴露时段之后从45HRC降至35HRC，然而在合金PI 2中，相同的现象仅在60小时之后才发生。
这种显著的耐回火性改善不仅与Mo含量的增加有关，而且与Cr含量的降低有关。在比较合金PI 2和合金12（专利PI 9909160-7）之间的差异之后，这种效果是清楚的。其还解释了对于合金11获得的高耐火性结果。
表3：现有技术钢和本发明提出钢的化学组成。
表4：在600℃下暴露持续不同暴露时段之后的硬度损失，初始硬度约45HRC
尽管对耐回火性具有令人感兴趣的影响，但Cr含量不应下降至过低水平以防止损害淬硬性并因此限制其在大型工具中的应用。这可以被视为现有技术DIN 1.2365钢（合金11）的主要挫折，即优良的耐回火性但低的淬硬性。表5举例说明了基于膨胀计测试结果的这些Cr的淬硬性问题。在这方面可以认为PI 2组成是理想的，其Cr含量低于钢H13（合金10）的Cr含量，以提供增加的耐回火性，但不如钢DIN 1.2365（合金11）的那样低。合金PI 2的较高Mo含量还帮助实现适当的淬硬性水平，这补偿了由Cr含量减少而导致的影响并保证其在大型工具中的应用。
使用比合金12及其它现有技术合金更低的Cr含量的另一优点是能够保持适当的热传导率。如图5所示，该性质趋向于随着Mo含量增加而下降（比较合金12和10），并随着Cr含量下降而上升（合金11和PI 2）。因此，除被认为在耐热性方面理想之外，合金PI 2的Cr和Mo含量的组合允许将热传导率保持在甚至比传统H13钢（合金10）更高的水平。
表5：在淬硬性评价中使用的针对所研究的钢产生的TRC曲线的结果。临界速率越低并且以0.1℃淬火之后的硬度越高，淬硬性将越高。
优越的韧度是合金PI 1和PI 2相对于现有技术的H11、H13和DIN 1.2365合金（合金9至11）的另一增益。可以在图6中比较这些结果。注意到合金PI 2相对于合金11的增益，该合金11同样地具有高的耐回火性。也就是说，除了优越的淬硬性之外，PI 2化学组成的平衡使得该合金的韧性显著高于合金11。在这种情况下，该效果主要与较低的Si和P含量相关，如在实施例1中所讨论的。
实施例3：现场测试
接下来详述现场研究，在锻造工具中比较合金PI 2与钢H13。基于失效模式和材料性质来分析结果。
所讨论的工艺涉及高速温锻（参见图7a）。尽管锻造的坯料被暴露于比常见热锻温度更低的温度，但高的处理速度使得被加热的坯料与基质之间的接触延长，因此加热其表面。
该过程还在高的冷却条件下进行，从而促进表面区域上的热冲击。
工艺数据
产品：轴端
工具：温锻精密冲头
锻造材料：改性的SAE 1045钢和1050钢
坯料温度：约900℃
冷却：剧烈，水冷
喷吹施加速度：高
先前所使用的工具钢：AISI H13（硬度：53 HRC）。
所测试的钢：PI 2，处于相同硬度
图7a示出在其寿命结束之后分析的冲头。由于此类锻造产生具有高尺寸准确度的零件，所以几十mm的偏差损害所产生的零件的品质。其寿命的结束由以下引起：突出和圆形表面上的磨损和热开裂的发生（参见图7a）。在其寿命结束之后，基质被破坏并进行分析。图7b示出硬度相对于距接触表面的距离的数据；注意到在亚表面区域附近的硬度下降。磨损实际上与加工期间的这种硬度损失有关，而与芯部硬度无关。热开裂的发生也与硬度损失相关，因为较低硬度的表面变得对热开裂的发生更加敏感。因此，增加的耐回火性对于进一步增加工具寿命而言是关键的。
然后测试本发明的钢PI 2并批准应用，将工具寿命时间增加56%。在数值中，直至工具寿命的结束，可以锻造5000个由H13钢制成的零件，而此数字增加至7500个由钢PI 2制成的零件；为钢H13（合金10）和PI 2所获得的回火曲线以及硬度相对于时间的比较分析（即图4和图6）提供了该现象的更好理解。对于这两种情况而言，在经受高温时钢硬度降低，时间越长且采用的温度越高，则下降越大。然而，在高温下，合金PI 2具有更大稳定性。因此，在锻造过程期间，在更高的冲程次数之后发生失效，从而导致观察到的产率增益。
Claims (10)
1.具有高耐回火性的钢，其特征在于基本上由下列构成的合金化元素的组成，按质量百分比计：0.20和0.50之间的C、低于1.0的Si、低于0.030的P、3.0和4.0之间的Cr、1.5和4.0之间的Mo、0.1和2.0之间的V、低于1.5的Co，其余由Fe和不可避免的杂质组成。
2.根据权利要求1的具有高耐回火性的钢，其特征在于基本上由下列构成的合金化元素的组成，按质量百分比计：0.30和0.50之间的C、低于0.8的Si、低于0.020的P、3.0和4.0之间的Cr、2.0和3.0之间的Mo、0.1和1.0之间的V、低于1.0的Co，其余由Fe和不可避免的杂质组成。
3.根据权利要求2的具有高耐回火性的钢，其特征在于基本上由下列构成的合金化元素的组成，按质量百分比计：0.30和0.45之间的C、低于0.5的Si、低于0.015的P、3.2和3.9之间的Cr、2.0和3.0之间的Mo、0.3和1.0之间的V、低于1.0的Co，其余由Fe和不可避免的杂质组成。
4.根据权利要求3的具有高耐回火性的钢，其特征在于基本上由下列构成的合金化元素的组成，按质量百分比计：0.30和0.40之间的C、低于0.4的Si、低于0.010的P、3.5和3.9之间的Cr、2.2和2.8之间的Mo、0.3和0.8之间的V、低于0.5的Co，其余由Fe和不可避免的杂质组成。
5.根据权利要求1至4中任一项所述的具有高耐回火性的钢，其特征在于Mo:W替代比例对应于1Mo:2W。
6.根据权利要求1至4中任一项所述的具有高耐回火性的钢，其特征在于钒：铌/钛替代比例对应于1V:2Nb/1Ti。
7.根据权利要求1至4中任一项所述的具有高耐回火性的钢，被应用于模具、压模和多用途工具，在室温下或在至多1300℃的温度下，用于固体或液体材料的成形。
8.根据权利要求1至4中任一项所述的具有高耐回火性的钢，其应用于经受300至1300℃温度的金属成形工具中，以及用于其它应用例如锻造、挤压或铸造铁合金或非铁合金。
9.具有高耐回火性的钢，其由涉及坯锭铸造和热/冷成形的工艺产生或者甚至与铸造结构一起使用。
10.具有高耐回火性的钢，其由通过涉及熔融金属的雾化或分散的工艺产生，例如粉末冶金、粉末注射或喷雾成形工艺。
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| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| C06 | Publication | ||
| PB01 | Publication | ||
| C10 | Entry into substantive examination | ||
| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
| C02 | Deemed withdrawal of patent application after publication (patent law 2001) | ||
| WD01 | Invention patent application deemed withdrawn after publication |
Application publication date: 20130116 |