CN104822847A - 用于制备具有高耐磨性的铸钢的方法和具有所述特性的钢 - Google Patents

Abstract

本发明涉及用于制备铸钢的方法，该铸钢具有高耐磨性，具有主要是贝氏体的显微组织和用于采矿操作例如磨碎和研磨中的大尺寸件的拉伸强度与硬度的合适平衡，其以重量百分数表示的化学组成包含：0.30-0.40％的C，0.50-1.30％的Si，0.60-1.40％的Mn，2.30-3.20％的Cr，0.0-1.00％的Ni，0.25-0.70％的Mo，0.0-0.50％的Cu，0.0-0.10％的A，0.0-0.10％的Ti，0.0-0.10％的Zr，小于0.050％的P，小于0.050％的S，小于0.030％的N，任选小于0.050％的Nb，任选0.0005-0.005％的B，任选0.015-0.080％的稀土金属，和小于0.020％的残余含量的W、V、Sn、Sb、Pb和Zn，并且余量为铁。用于制备铸钢的方法包括熔炼和热处理。可在感应电炉或具有碱性或酸性耐火材料的电弧炉中进行熔炼。作为正常操作的电弧炉中的熔炼包括熔化、吹氧、止碳、精炼和脱氧。感应电炉中的熔炼包括熔化、精炼、控制溶体中的氮以及脱氧。热处理包括正火和退火。本发明中描述的铸钢表现出化学组成、拉伸强度和淬透性的合适平衡以确保大尺寸的铸件(通常厚度至多17英寸)中的完全硬化，贯穿该件的截面布氏硬度优选处于385－495BHN范围内并且对由于磨蚀冲击的磨损具有优异的抵抗性。

Description

用于制备具有高耐磨性的铸钢的方法和具有所述特性的钢

申请领域

本发明涉及耐磨金属性材料、特别是用于采矿应用的抵抗由于磨蚀和冲击的磨损的铸钢的领域。更特别地，本发明涉及用于制备铸钢的方法，通过该方法获得耐磨钢，该耐磨钢具有主要是贝氏体的显微组织以及其用于采矿应用例如研磨、破碎和所有需要对由于磨蚀和冲击的磨损具有高抵抗性的大部件的那些应用中的韧性与硬度的合适平衡。甚至更特别地，本发明涉及主要是贝氏体组织的铸钢，其具有韧性与硬度的合适平衡并且抵抗用于上述应用中的磨损。

技术问题

在现有技术中已知制备用于采矿应用的钢的各种方法。然而，通过这些方法获得的部件的有用寿命不能满足制备需要。特别地，已知的方法不提供这样的钢：其淬透性足以在用这种钢制得的大厚度的部件的整个横截面上确保高硬度。

现有技术中的解决方案

没有确定用于制备铸钢的方法，该方法能够提供例如由本发明所提供的合金，该合金具有其用于需要对由于磨蚀和冲击的磨损具有高抵抗性的大部件的采矿应用(例如研磨和破碎)中必要的淬透性与硬度；并且对由于磨蚀和冲击的磨损具有提高的抵抗性。

一般地说，可将在前述采矿应用中通常采用的铸钢分类为：i)Hadfield型奥氏体钢；ii)具有主要是珠光体组织的低合金Cr-Mo钢；和iii)具有低到中等碳含量、具有主要是马氏体显微组织的低合金钢。如下文详细解释的，这些钢都没有有效地解决前述的问题。

通过用于固溶碳化物的热处理和水淬火来制备Hadfield型的奥氏体锰钢(例如标准ASTM A128中描述的那些)，获得在热处理状态条件下约200BHN的布氏硬度。此外，这些铸钢具有通过冷加工而硬化的高容量，并且可在加工表面上达到至多450BHN的硬度。此外，考虑到这些钢提高的韧性，它们主要用于矿石破碎设备中的涂层。

然而，当机械应力不足以通过冷加工产生高硬化时，奥氏体锰钢不可避免地展现出低磨蚀耐磨性，从而极大地降低了用所述钢制得的部件的有用寿命。

另一方面，通过正火和退火热处理制备具有主要是珠光体显微组织的低合金Cr-Mo钢，达到275－400BHN范围内的布氏硬度。这些钢在过去30年的过程中广泛用作SAG磨机的覆层，具有可接受的结果而没有经历大的改变。

尽管前述内容，归因于在采矿工业中使用较大尺寸的矿石处理设备添加使部件经受日益增加的机械应力的全球趋势，目前用Cr-Mo钢获得的“可接受的结果”是不充分的。考虑到此，限制具有主要是珠光体显微组织的低合金Cr-Mo钢的使用，因为不可能通过增加硬度来提高它们的耐磨性，而不对韧性具有不利影响。因此，在目前条件下使用这些合金不可避免地增加了失效的可能性。

最后，常用于采矿工业中的另一种类型的钢对应于具有低至中等碳含量、主要具有马氏体显微组织的低合金钢。通过硬化和退火的热处理制备这些钢，取决于该合金的具体碳含量和热处理中所采用的条件，达到321－551BHN范围内的布氏硬度。目前，这些钢广泛用于破碎机的腔体、运土机器的铲齿、出料槽和抗磨板，所有这些部件具有通常小于8英寸(20.3cm)的厚度。然而，由于这些钢不具有充分的淬透性，对于厚度高于6英寸(15.2cm)的部件，不可能保证穿过该部件的横截面从表面到中心的恒定高硬度。为了解决上述问题，尝试了增加碳的含量和合金化元素的含量。然而，发现这种路线引起韧性相当大的降低。此外，具有低至中等碳含量的低合金钢需要较大的冷却速率以获得马氏体组织，通常采用水、油或强制空气作为淬火介质。这不仅导致较高的制造成本，而且还妨碍制备大部件或具有大的截面变化的复杂几何形状的部件。

因此，尽管在现有技术中存在制备用于采矿应用的钢的方法，但是发明人没有发现能够制备本发明中指定的组成和显微组织的铸钢并且另外提供前述的优点的方法的任何公开。

作为一个实例，Tamura Akira等人的文献JP 2000 328180涉及主要是马氏体显微组织的耐磨铸钢，其用于水泥工业、陶瓷工业等使用的磨机的部件。这种钢的化学组成和显微组织两者基本上不同于通过本发明的方法获得的钢的化学组成和显微组织。JP 2000 328180中描述的钢具有优选在3.8－4.3％w/w范围内的铬含量。此外，所述文献教导低于3.0％w/w的铬含量不利地影响该钢的淬透性。相比之下，本发明描述了具有主要是贝氏体显微组织的钢，其具有在2.3－3.2％w/w范围内的铬浓度并且在大部件中具有充分的淬透性和硬度。

另外，文献JP 2000 328180中描述的钢没有公开如本发明所设想的钛和锆的微添加。这篇文献也没有公开铌、硼和/或稀土的任选添加。

此外，IIHARA Katsuyuki等人的文献JP 09 170017涉及高强度和韧性的轧制钢，其具有主要是贝氏体的显微组织。然而，这种钢的化学组成和用于制备这种钢的方法两者都不同于对于通过本发明的方法获得的钢所公开的那些。作为一个实例，JP 09 170017中描述的钢具有较高的碳含量和比本发明的钢低的硅和锰的含量。此外，添加钒用于控制晶粒尺寸。

尽管JP 09 170017中描述的高强度和韧性的贝氏体钢使用微合金化元素以获得细的贝氏体显微组织，但是它具有较低含量的硅和锰以确保高韧性，并且因此它不会开发用于在采矿作业中磨蚀和严重冲击的条件下充分的硬度、淬透性和耐磨性。

Hu Kaihua的美国专利7,662,247公开了具有主要是马氏体显微组织的耐磨铸钢及其制备方法，该马氏体显微组织包括用于改进韧性的奥氏体膜。另一方面，SATSUMABAYASHI Kazuyoshi等人的美国专利3,973,951公开了高耐磨性和韧性的铸钢，其用作钉、尖端、刀片或用于建造工业机器中挖掘的其它工具。

尽管两篇文献都公开了具有提高的韧性的钢，但是这些钢中的高硅浓度(1.40－2.05％w/w)对具有大厚度的部件的制造具有不利影响，因为它促进在部件的凝固期间热开裂现象的发生。

另外，KAGEYAMA Hideaki等人的专利US 5,382,307、KOBAYASHIKazutaka等人的US 5,676,772和UEDA Masaharu等人的US 6,254,696描述了用于制作铁路轨道的钢，该钢具有高强度和韧性、抵抗接触疲劳并且通过熔化、热轧和在强制空气中正火的方法制造。这些钢与本发明的钢的不同之处在于：尽管它们具有高韧性，但是它们不具有允许它们获得穿过具有大厚度的部件中的横截面实际为恒定的高硬度的化学组成平衡，尽管事实上是指定了高含量的锰、硅和/或镍。

最后，通过本发明的方法所获得的钢还不同于其它贝氏体钢，例如Gonzalo Gomez等人的US 2010/0294401和BHADESHIA Harshad等人的US 5,879,474中描述的不含碳化物的钢。与本发明的钢相比，这些文献的不含碳化物的贝氏体钢具有高于1.50％w/w的含量的锰、硅和/或铝，以促进贝氏体的存在和抑制渗碳体的析出，并且此外还具有高含量的残留奥氏体的显微组织。在具有严重冲击事件的作用下，这种残留奥氏体可任选转变成马氏体，从而引起表面疲劳现象，其具有通过称为剥落的加速磨损机理的大的材料损失。

本发明提供了克服上述的所有缺陷的贝氏体铸钢，因为它具有合适的耐磨性以及韧性与硬度的合适平衡，并且在需要对由于磨蚀和冲击的磨损具有高抵抗性的大部件的采矿应用(特别是与破碎和研磨相关的那些)中为有用的。

发明的简要描述

本发明的方法和钢提供了对上述限制的解决方案，上述限制通过目前使用并且不提供具有大厚度(通常至多17英寸(43.18cm))的部件中的高硬度、淬透性、韧性与耐磨性之间的合适平衡的常规耐磨钢所展现。

本发明采用制备提供主要是贝氏体组织的铸钢的方法克服了这些缺陷，该铸钢具有穿过具有大厚度的部件中的横截面为实际恒定的高硬度，该高硬度转化为对由于磨蚀和冲击的磨损的高抵抗性，从而维持其硬度与韧性之间的合适平衡。

本发明的目的之一是提供一种铸钢，其淬透性足以确保在用于需要对由于磨蚀和冲击的磨损具有高抵抗性的大部件的采矿应用(例如研磨和破碎)的具有大厚度的部件或具有大的截面变化的复杂几何形状的部件的整个横截面上的高硬度，从而增加部件的有用寿命。

附图的简要描述

出于更清楚地描述本发明的方法的目的，下面采用应用实例提供本发明的详细描述，所述应用实例在附图中得到说明，其中：

图1是本发明的一个实施方案的框图，其中实线表示本发明的主要步骤。

图2说明了通过本发明的方法获得的钢的典型贝氏体显微组织。试剂Nital 5％，在400倍下。

图3对应于对于本发明中描述的钢中的一种而确定的连续冷却图(CCT，连续冷却转变的缩写)。

图4是描述GS-35 CrMoV 10 4钢的第二相的颗粒的析出动力学的曲线。

图5是描述本发明所描述的一种钢的第二相的颗粒的析出动力学的曲线。

图6是从由常规珠光体CrMo钢和本发明所描述的钢制得的部件的表面到中心而评价的布氏硬度的曲线图。

图7是显示根据本发明的典型应用的正火和退火的热循环。

发明的详细描述

本发明的一个目的是提供用于制备贝氏体铸钢的方法，该贝氏体铸钢具有高的耐磨性并表现出比现有技术中已知的钢更大的淬透性。

本发明的另一个目的是提供用于制备钢的方法，该钢在由其制得的部件、特别是大尺寸的部件的整个横截面上具有高硬度。

本发明的另一个目的是提供具有高耐磨性的贝氏体铸钢，其具有韧性与硬度的合适平衡。

本发明的又一个目的是提供用于制备在化学组成、韧性和淬透性之间具有合适平衡的铸钢的方法；以及具有所述特性的钢。

本发明的另一个目的是提供用于采矿应用(例如破碎、研磨)和所有需要对由于磨蚀和冲击的磨损具有高抵抗性的大部件的那些应用的大的钢部件，其有用寿命大于现有技术的部件的有用寿命；以及用于制备所述钢的方法。

本发明的具有提高的韧性的贝氏体钢具有以下化学组成：

·0.30-0.40％w/w C

·0.50-1.30％w/w Si

·0.60-1.40％w/w Mn

·2.30-3.20％w/w Cr，更优选2.40-3.0％w/w Cr

·0.0-1.00％w/w Ni

·0.25-0.70％w/w Mo

·0.0-0.50％w/w Cu

·0.0-0.10％w/w Al

·0.0-0.10％w/w Ti

·0.0-0.10％w/w Zr

·小于0.050％w/w P

·小于0.050％w/w S

·小于0.030％w/w N

·任选小于0.050％w/w Nb

·任选0.0005-0.005％w/w B

·任选0.015-0.080％w/w稀土

·小于0.020％w/w的残余含量的W、V、Sn、Sb、Pb和Zn，并且余量为铁。

除非另有说明，概念“稀土”在本文中优选意指铈和镧的商业混合物。

对于限制本发明所描述的范围内的化学组成所考虑的一些基本标准如下：

●碳含量对于确定钢的硬度是重要的。0.30％w/w以下的碳含量不足以获得通过固溶体的硬化、通过在大部件中保证实际恒定的硬度的复合碳化物或碳氮化物的析出的硬化和高淬透性以及高耐磨性；然而高于0.40％w/w的碳含量对贝氏体-马氏体钢中的冲击韧性具有不利影响。

●硅通过贝氏体组织的铁素体基体的固溶体硬化来增加钢的强度并且延迟碳化物的析出，因而它防止在退火期间硬度的突然降低。然而，高于1.30％w/w的硅含量对具有大厚度的部件的制造具有不利影响，促进热开裂现象的发生。

●锰引起钢的淬透性的适度增加并且细化贝氏体组织。然而，在高于1.40％w/w的含量下，特别是在大部件中它展现出显著的枝晶间化学偏析。

●铬是通过M7C3和M23C6型的合金化碳化物的析出提供强度、淬透性和硬化的重要元素。发明人得出结论：对于铬先前限定的范围将产生硬度、淬透性和确保高耐磨性的富铬合金化碳化物的分布的合适平衡。

●钼是通过M6C型的碳化物和M(C,N)以及M2(C,N)型的碳氮化物的析出提供强度、高淬透性和硬化的重要元素。此外，它极大地减少可在晶界处偏析从而引起脆化的杂质的有害影响。出于这个原因，规定了0.25％w/w的最小钼含量。然而，考虑到其高成本，需要将其含量限制于0.70％w/w的最大值。

●镍增加晶界的内聚能，促进损害珠光体的贝氏体组织的存在，并且对锰和钼的添加具有协同效果。然而，它还具有高成本并且必须限制它的添加。

●除了具有脱氧效果以外，添加钛和锆还允许氮被固定于固溶体中，控制晶粒尺寸并且通过M(C,N)型的碳氮化物的析出提供硬化。另一方面，锆改变硫化物夹杂的形态。

●添加稀土、特别是铈和镧的混合物对铸造显微组织的细化和对钢中硫化物夹杂的形态的改变具有重要影响。此外，它们增加对表面疲劳的抵抗性。

●添加硼极大地增加了淬透性和细化了针状相(贝氏体和马氏体)。然而，当与氮组合时它们可具有脆化影响并且在晶界处形成不可溶的BN析出物。因此必须将待添加的量和顺序控制在上面限定的范围内。

●发现适当使用包含硼、钛、锆、稀土及其特别的混合物的多组分母合金连同这些元素的受控添加，明显地改进了本发明中描述的用于采矿应用的具有高耐磨性的铸钢的性质。

本发明的制备方法提供了具有上面详述的化学组成的贝氏体钢，该制备方法包括以下步骤：

1.熔化：可通过任何常规方法进行。例如，可在感应炉或具有碱性或酸性耐火材料的电弧炉中进行该操作。

作为正常操作，电弧炉中的熔化包括装料的完全熔化、接着在液体金属中吹氧以产生液体金属的氧化，将杂质转移到熔渣并且将金属脱碳以移除溶体中的氮和氢。随后进行液体金属的止碳操作以停止氧化，接着是将化学组成细化和调整至指定范围的操作。接下来，使用锆和/或钛的母合金和铝进行脱氧的操作。将以合适的量添加脱氧元素，使得铝、钛或锆的残余含量在对于该合金的指定范围内。如果需要添加硼和/或采用稀土处理，那么其在钢水罐中进行。

另一方面，作为正常操作在感应炉中的熔化包括金属装料至多不高于1700℃的温度的完全熔化，接着调节化学组成；接着添加为强氮化物形成剂的元素(优选钛)的母合金以形成具有氮的高容量的熔渣。随后将形成的熔渣移除并且接下来进行金属的脱氧和将金属排放到钢水罐中的操作。

2.热处理：向非关键部件施加的热处理的正常操作包括正火和退火。

取决于待制备的部件的特征厚度和几何形状，在950℃至1050℃范围内的温度下进行正火持续3至10小时的保持时间。随后使部件经受从正火温度到500℃至80℃、更优选500℃至150℃范围内的温度的冷却步骤。可在静止空气、或者直接或间接强制空气、或者两种冷却类型的组合中进行冷却，在任何时候该部件的中心和表面的冷却速率处于0.050－0.50℃/s范围内，从而确保优化的相分布。

取决于部件的几何形状和要达到的硬度范围，在正火后马上在450－630℃范围内的温度下进行退火热处理持续3至10小时的时间。退火热处理的目的是实现奥氏体最大可能的转变，将所形成的针状相退火并且通过主要富含钼的合金化碳化物的析出产生二次硬化。

如已经提及的，通过本发明的方法获得的主要是贝氏体组织(如图2所示)并且包含上面详述的化学组成的铸钢，相对于现有技术的其它钢具有多个优点。这些优点之一是所获的钢的高硬度，达到该高硬度尤其归因于如图5所示的在正常退火循环期间析出物的扩大和合并的现象的不存在。

相比之下，可从图4看出现有技术的钢例如CrMoV通常表现出硬度的突然降低，这可促进在退火期间脆化现象的发生。特别地，这幅图说明了根据标准DIN 17205(其指定了对于一般应用的硬化和退火的铸钢)的GS-35 CrMoV 104钢的第二相的颗粒的析出动力学。尽管这种钢具有的化学组成有一些类似于本发明的化学组成，但是它展现出渗碳体和M2(C,N)型的碳氮化物的快速扩大和合并，从而影响其硬度。

本发明的另一个优点是穿过大厚度的部件的横截面该提高的硬度是恒定的，如在图6中可见的，用现有技术的钢没有实现这一点。

根据前述内容，通过本发明的方法获得的铸钢表现出化学组成、韧性和淬透性的合适平衡以确保大尺寸(厚度通常至多17英寸(43.18cm))的铸件中的完全硬化，贯穿该部件的横截面布氏硬度优选处于385－495BHN范围内并且具有对由于磨蚀和冲击的磨损的优异抵抗性。

实施方案实施例

使用处于本文公开的范围内的化学组成进行本发明的方法的各种测试。

在下面，将广泛用于SAG磨机的涂层中的常规Cr-Mo珠光体钢与通过本发明的方法获得的钢的五个实施例进行对比。

在表1和2中呈现的操作条件下进行测试。表3显示了在每种情况下使用的化学组成(以％w/w表示)。最后，表4显示了在所施加的热处理条件中获得的相分布和硬度，其冷却速率对应于大厚度的部件中通常遇到的冷却速率。图7显示了该实施例中使用的热循环的图，其中(a)段描述了将部件加热至正火温度的步骤。(b)段显示了在正火温度下持续4小时的保持时间。另一方面，(c)段表示在空气中以表2中指出的平均冷却速率从正火冷却到200℃的温度的步骤。(e)段显示了在退火温度下5小时的保持时间。

表1：熔化和铸造步骤的操作数据

表2：所施加的热循环的操作数据

表3：钢的化学组成(以％w/w表示)

表4：通过本发明的方法开发的显微组织和布氏硬度

如可见的，在所有情况下本发明的方法提供了具有主要是贝氏体组织并且具有更高布氏硬度的铸钢。

如在图6中可见的，从部件的表面向其内部至13英寸(33.0cm)的深度而评价的布氏硬度的曲线图保持实际恒定的。相比之下，Cr-Mo珠光体钢显示穿过其横截面的硬度相当大的降低。

前面的描述论述了本发明的目的和优点。必须理解可以实施本发明的各种不同的实施方案并且必须将本文公开的所有主题解释为出于说明的目的而不是以任何方式进行限制。

Claims (23)

1.用于制备铸钢的方法，该铸钢具有高耐磨性，具有主要是贝氏体的显微组织和用于采矿应用例如研磨、破碎和所有需要对由于磨蚀和冲击的磨损具有高抵抗性的大部件的那些应用的韧性与硬度的合适平衡，其特征在于所使用的以重量百分数表示的化学组成包含至少：

·0.30-0.40％w/w C；

·0.50-1.30％w/w Si；

·0.60-1.40％w/w Mn；

·2.30-3.20％w/w Cr；

·0.00-1.00％w/w Ni；

·0.25-0.70％w/w Mo；

·0.00-0.50％w/w Cu；

·0.00-0.10％w/w Al；

·0.00-0.10％w/w Ti；

·0.00-0.10％w/w Zr；

·小于0.050％w/w P；

·小于0.050％w/w S；

·小于0.030％w/w N；

·余量为铁；

其中该方法包括：

(a)完全熔化前述组成的钢；

(b)在950℃至1050℃的温度下正火热处理持续3至10小时的时间；接着以0.05至0.5℃/s范围内的速率从正火温度冷却到500℃至80℃的温度；

(c)在450℃至630℃范围内的温度下退火热处理持续3至10小时的时间。

2.如权利要求1所述的方法，其特征在于该钢的化学组成中铬的重量百分数优选为2.40－3.00％w/w。

3.如权利要求1或2所述的方法，其特征在于该钢的化学组成还包含小于0.050％w/w的铌。

4.如前述权利要求中任一项所述的方法，其特征在于该钢的化学组成还包含0.0005－0.005％w/w范围内的硼。

5.如前述权利要求中任一项所述的方法，其特征在于该钢的化学组成还包含0.015－0.080％w/w范围内的稀土。

6.如权利要求5所述的方法，其特征在于该稀土对应于铈和镧的商业混合物。

7.如前述权利要求中任一项所述的方法，其特征在于该钢的化学组成还包含小于0.020％w/w的残余含量的钨、钒、锡、锑、铅和锌。

8.如前述权利要求中任一项所述的方法，其特征在于在电弧炉中进行熔化步骤(a)。

9.如权利要求8所述的方法，其特征在于该电弧炉具有碱性耐火材料或酸性耐火材料。

10.如权利要求1至7中任一项所述的方法，其特征在于在感应炉中进行熔化步骤。

11.如权利要求10所述的方法，其特征在于在1700℃的最大温度下进行熔化步骤(a)。

12.如前述权利要求中任一项所述的方法，其特征在于进行正火热处理步骤(b)中的冷却直到达到500℃至150℃的温度。

13.如前述权利要求中任一项所述的方法，其特征在于在静止空气中进行正火热处理步骤(b)中的冷却。

14.如权利要求1至12中任一项所述的方法，其特征在于在直接或间接强制空气中进行正火热处理步骤(b)中的冷却。

15.如权利要求1至12中任一项所述的方法，其特征在于通过在静空气中和在间接强制空气中的系列子步骤进行正火热处理步骤(b)中的冷却。

16.铸钢，其具有高耐磨性，具有主要是贝氏体的显微组织和用于采矿应用例如研磨、破碎和所有需要对由于磨蚀和冲击的磨损具有高抵抗性的大部件的那些应用的韧性与硬度的合适平衡，其特征在于其通过如权利要求1至15中任一项所述的方法制备。

17.铸钢，其具有高耐磨性，和用于采矿应用例如研磨、破碎和所有需要对由于磨蚀和冲击的磨损具有高抵抗性的大部件的那些应用的韧性与硬度的合适平衡，其特征在于其包含至少：

·0.30-0.40％w/w C；

·0.50-1.30％w/w Si；

·0.60-1.40％w/w Mn；

·2.30-3.20％w/w Cr；

·0.00-1.00％w/w Ni；

·0.25-0.70％w/w Mo；

·0.00-0.50％w/w Cu；

·0.00-0.10％w/w Al；

·0.00-0.10％w/w Ti；

·0.00-0.10％w/w Zr；

·小于0.050％w/w P；

·小于0.050％w/w S；

·小于0.030％w/w N；和

·余量为铁；

并且特征在于所述钢具有主要是贝氏体的组织。

18.如权利要求17所述的铸钢，其特征在于该钢的化学组成中铬的重量百分数优选为2.40－3.00％w/w。

19.如权利要求17或18所述的铸钢，其特征在于该钢的化学组成还包含小于0.050％w/w的铌。

20.如权利要求17至19中任一项所述的铸钢，其特征在于该钢的化学组成还包含0.0005－0.005％w/w范围内的硼。

21.如权利要求中17至20中任一项所述的铸钢，其特征在于该钢的化学组成还包含0.015－0.080％w/w范围内的稀土。

22.如权利要求21所述的铸钢，其特征在于该稀土对应于铈和镧的商业混合物。

23.如权利要求17至22中任一项所述的铸钢，其特征在于该钢的化学组成还包含小于0.020％w/w的残余含量的钨、钒、锡、锑、铅和锌。