CN108779531A - 钢合金和工具 - Google Patents

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Abstract

一种意图用于切削应用和热加工工具的钢合金,包含以重量百分比(wt.%)计,C:0.40wt.%‑1.2wt.%,Si:0.30wt.%‑2.0wt.%,Mn:最大1.0wt.%,Cr:3.0wt.%‑6.0wt.%,Mo:0wt.%‑4.0wt.%,W:0wt.%‑8.0wt.%,其中(Mo+W/2)≥3.5wt.%,Nb:0wt.%‑4.0wt.%,V:0wt.%‑4.0wt.%,其中1.0wt.%≤(Nb+V)≤4.0wt.%,Co:25wt.%‑40wt.%,S:最大0.30wt.%,N:最大0.30wt.%,余量为Fe和不可避免的杂质。

Description

钢合金和工具
发明技术领域
本发明涉及适用于切削应用的钢合金以及包括这种钢合金的工具。钢合金优选地使用粉末冶金制造。
该钢合金适用于需要高韧性与硬度和强度特别是热硬度和热稳定性相结合的应用。这样的应用包括用于碎屑清除加工(chip removing machining)的切削工具,例如端铣刀、用于工件的滚切而形成的齿轮切削工具或铣削工具(milling tool)、螺纹切削丝锥(thread-cutting tap)、镗刀、钻具、车刀等。钢合金还适用于热加工工具,例如挤出模、用于热轧的辊子、用于在金属中冲压图案的压辊等。这些工具可以设置有使用物理气相沉积(PVD)或化学气相沉积(CVD)施加的涂层。
背景和现有技术
由WO9302818已知适用于切削和热加工应用的钢合金。钢合金是使用粉末冶金制造的高速钢合金(high speed steel alloy)。其通常包含以重量百分比(wt.%)计,0.8wt.%C、4wt.%Cr、8wt.%Co、3wt.%Mo、3wt.%W、1wt.%Nb、1wt.%V、0.5wt.%Si、0.3wt.%Mn,余量为Fe和不可避免的杂质。这种钢合金具有高韧性和优良的可磨性。然而,热硬度,即在升高的温度的硬度,和热稳定性,即合金在升高的温度随时间过去保持其性能和微观结构的能力,显示出对于上述应用的改进的潜力。这应当优选地在高温保持良好的热导率的同时实现,因为良好的热导率对于切削工具来说是合意的,以便经由切削工具将热从切削刃传导出去。此外,期望的是钢合金在硬化之前具有足够的可加工性。
发明概述
本发明的主要目的是提供钢合金,该钢合金与上面论述的现有技术的钢合金相比具有改进的热稳定性和热硬度,以及改进的或至少相似的热导率。第二目的是提供具有优良热稳定性和热硬度以及良好热导率的工具。
根据本发明的第一方面,主要目的借助于根据权利要求1的钢合金来实现。该钢合金包含:
C:0.40wt.%-1.2wt.%,
Si:0.30wt.%-2.0wt.%,
Mn:最大1.0wt.%,
Cr:3.0wt.%-6.0wt.%,
Mo:0wt.%-4.0wt.%,
W:0wt.%-8.0wt.%,其中(Mo+W/2)≥3.5wt.%,
Nb:0wt.%-4.0wt.%,
V:0wt.%-4.0wt.%,其中1.0wt.%≤(Nb+V)≤4.0wt.%,
Co:25wt.%-40wt.%,
S:最大0.30wt.%,
N:最大0.30wt.%,
余量为Fe和不可避免的杂质。
采用根据本发明的钢合金,与具有较低钴量的相似的钢合金例如上述的钢合金相比,可以获得改进的热硬度和热稳定性。尽管根据本发明的钢合金包含有限量的昂贵合金元素,例如钼和钨,但是在硬化和回火之后,在热加工条件下仍可以获得钢合金的期望性能。因此,钢合金适用于切削加工和热加工应用,在这些应用中,例如良好的热稳定性是至关重要的。根据本发明的钢合金还被证明在软退火条件(soft annealed condition)下具有足够的可加工性,即其中钢合金经历加工用于形成工具的条件。钢合金还具有相对高的热导率,因此适用于其中期望将产生的热从切削刃传导出去的切削应用。
根据一个实施方案,钢合金包含27wt.%-33wt.%Co。这有助于获得良好的热硬度和热稳定性,而不具有关于硬化钢合金的问题。
根据另一个实施方案,钢合金包含28wt.%-30wt.%Co。在此区间内,热硬度和热稳定性被优化。
根据另一个实施方案,钢合金包含0.60wt.%-0.90wt.%C。在此范围内,可以获得细粒结构和良好的耐磨性,而不会导致脆性。
根据另一个实施方案,钢合金包含0.30wt.%-1.1wt.%Si。这降低了形成大的M6C碳化物和硬度受损的风险,同时在熔融冶金工艺(melt metallurgical process)期间仍然保持钢合金的流动性。
根据另一个实施方案,钢合金包含3.5wt.%-5.0wt.%Cr。在此范围内,Cr将在硬化和回火后贡献足够的硬度和韧性,而没有在钢基体中残余奥氏体的风险。
根据另一个实施方案,钢合金包含0.10wt.%-0.50wt.%Mn。在这些水平上,Mn可以通过锰硫化物的形成使含硫杂质失去作用,改善钢合金的可加工性。
根据另一个实施方案,钢合金包含2.0wt.%-4.0wt.%Mo和2.0wt.%-4.0wt.%W。在这些量中,在硬化和回火之后,Mo和W贡献钢基体的足够的硬度和韧性。
根据另一个实施方案,钢合金包含0.90wt.%-1.3wt.%Nb和0.90wt.%-1.3wt.%V。因此可以优化钢合金的可磨性。
根据另一个实施方案,钢合金包含最大0.080wt.%S。在该实施方案中,钢合金不是有意地与硫合金化,但是S可以作为杂质存在而不影响钢合金的机械性能。
根据另一个实施方案,钢合金包含小于1.0wt.%不可避免的杂质,优选地小于0.75wt.%不可避免的杂质,并且更优选地小于0.50wt.%不可避免的杂质。低于这些水平,杂质对钢合金的性能具有非常小的影响。
根据另一实施方案,钢合金是粉末冶金钢合金。优选地,钢合金呈通过气体雾化产生的粉末冶金钢合金的形式。使用气体雾化,可以获得具有高纯度、低含量夹杂物和非常细小分散的碳化物的粉末冶金钢合金。气体雾化粉末是球形的,并且可以使用例如热等静压(HIP)被致密化成均质材料。
根据本发明的另一方面,上述第二目的借助于包括所提出的钢合金的工具来实现。这样的工具具有良好的热稳定性、热硬度和热导率,并且因此适用于热加工和切削应用。
根据本发明的这个方面的一个实施方案,该工具是被配置用于碎屑清除加工的切削工具。
根据本发明的这一方面的一个实施方案,该工具设置有使用物理气相沉积或化学气相沉积施加的涂层。PVD涂层或CVD涂层形成耐磨的外层。
本发明的另外的优点和有利特征将从以下对本发明及其实施方案的描述中显现出来。
附图简述
现在将参考附图详细描述本发明的实施方案,在附图中:
图1示出了示例性合金的硬度作为老化时间的函数,
图2示出了示例性合金的硬度降低作为老化时间的函数,并且
图3示出了示例性合金的热导率作为温度的函数,
图4示出了示例性合金的热硬度作为温度的函数,
图5示出了许多具有不同Co含量的合金的硬度作为硬化温度的函数,
图6示出了根据本发明的实施方案的示例性合金在老化之前和老化之后的硬度,
图7示出了根据本发明的实施方案的示例性合金在老化之前和老化之后的硬度,
图8示出了根据本发明的实施方案的示例性合金的硬度作为硬化温度的函数,并且
图9示出了图8中的合金的硬度作为硬化温度的函数。
发明的实施方案详述
现在将更详细地解释各种合金元素的重要性。
碳(C)在钢合金中具有若干功能。最重要的是,基体中需要一定量的碳,以便通过经由从溶解温度的冷却而形成马氏体来提供合适的硬度。碳的量应当足以用于碳在一方面与钼/钨的结合并且在另一方面与钒/铌的结合,使得沉淀硬化可以通过碳化物的形成来实现。碳化物提供耐磨性并且还限制晶粒生长,从而有助于钢合金的细粒结构。因此,在钢中的碳含量应为至少0.40wt.%且优选地至少0.60wt.%,合适地至少0.70wt.%。然而,碳含量不能太高使得其将导致脆性。因此碳含量应当不超过1.2wt.%,并且优选地不超过0.90wt.%。
硅(Si)可以作为来自钢熔体(steel melt)的脱氧的残余物存在于钢中。硅改善了液态钢的流动性,这在熔融冶金工艺中是重要的。通过增加硅的添加,钢熔体将会更具流动性,这是重要的以便避免与颗粒化有关的堵塞。为此目的,硅含量应当是至少0.30wt.%并且甚至更优选地至少0.40wt.%。硅还有助于增加碳活性,并且在硅合金化的实施方案中,硅可以以高达2.0wt.%的量存在。在高于2.0wt.%的含量将出现关于脆性的问题并且可能在较低含量已经影响机械性能。因此,钢合金应当适当地包含不超过1.2wt.%Si,因为在硬化条件下形成大M6C碳化物和硬度受损的风险在硅含量高于此水平时将较大。甚至更优选地将硅含量限制为不超过1.1wt.%。
锰(Mn)也可以存在于钢合金中,主要作为来自冶金熔融工艺的残余产物。在这个工艺中,锰具有以下已知的效果:通过锰硫化物的形成使含硫杂质失去作用。为此目的,优选地,锰应以至少0.10wt.%的含量存在钢中。锰在钢中的最大含量为1.0wt.%,但优选地,锰的含量被限制为最大0.50wt.%。在一个优选的实施方案中,钢包含0.20wt.%至0.40wt.%Mn。
铬(Cr)将以至少3.0wt.%,优选地至少3.5wt.%的量存在钢合金中,以便在硬化和回火后贡献钢基体的足够的硬度和韧性。铬还可以通过包含在起初沉淀的碳化物(primarily precipitated carbide)中,主要是M6C碳化物中,来贡献钢合金的耐磨性。然而,过多的铬将导致残余奥氏体的风险,残余奥氏体可能难以转化。因此,铬含量被限制为最大6.0wt.%,优选地最大5.0wt.%。
在硬化和回火后,钼(Mo)和钨(W)贡献钢基体的足够的硬度和韧性。钼和钨还可以包含在起初沉淀的M6C碳化物中,并且因此将贡献钢的耐磨性。其他起初沉淀的碳化物也含有钼和钨,但程度不同。选择钼含量和钨含量的限制,以便通过适应其他合金元素获得合适的性能。原则上,钼和钨可以部分或完全地互相替换,这意指钨可以被一半量的钼替换,或者钼可以被两倍量的钨替换。然而,根据经验已知的是,约等量的钼和钨是优选的,因为这导致了生产技术中的某些优点,或更具体地,热处理技术中的某些优点。当使用废钢形式的原料时,约等量的钼和钨是优选的,因为这对所用废钢的类型的限制较少。以使得(Mo+W/2)等于至少3.5wt.%但不超过8.0wt.%的钼含量和钨含量与其他合金元素结合,将获得适合于该目的的性能。钼的含量应当在0wt.%至4.0wt.%的范围内并且钨的含量应当在0wt.%至8.0wt.%的范围内。优选地,钢合金包含分别在2.0wt.%至4.0wt.%的范围内的钼和钨的每一种。
钒(V)和铌(Nb)在某种程度上是可互换的,并且少量的钒和铌有助于控制碳化物的尺寸。通过适当平衡铌和钒的量,可以限制起初沉淀的MC碳化物的尺寸,从而提高钢合金的可磨性。铌和钒的总含量应当满足以下条件:1.0wt.%≤(Nb+V)≤4.0wt.%,优选地1.5wt.%≤(Nb+V)≤3.0wt.%。在优选的实施方案中,钢应当包含0.90wt.%至1.3wt.%Nb和0.90wt.%至1.3wt.%V。元素Nb和V中的每一种的含量应当在0wt.%-4.0wt.%的范围内,即,可以省略其中一个元素并用另一个元素替换它。
钴(Co)有助于切削应用所需的钢合金的热硬度和热稳定性。已知钴会降低钢合金的韧性,并且因此先前已经避免了钢合金中的大量钴。然而,根据本发明,已经发现钴的量可以相对于先前已知的钢合金例如WO9302818中公开的钢合金中存在的量被增加。钴在本发明的钢合金中以至少25wt.%,优选地至少27wt.%并且最优选地至少28wt.%的量存在。这提供了所需的热硬度和热稳定性。钴的量应当被限制为最大40wt.%,因为高于这个水平,由于残余奥氏体,钢合金变得非常难以硬化到期望的硬度。出于这个原因,钴的量优选地被限制为最大33wt.%,或更优选最大31wt.%,并且甚至更优选地最大30wt.%。
硫(S)可以存在于钢合金中,作为来自制造工艺的残余产物。以小于约800ppm,即0.080wt.%的量,钢合金的机械性能基本不受影响。还可以有意添加硫作为合金元素,以便改善钢合金的可加工性。然而,硫降低可焊性,并且还可能导致脆性。如果与硫合金化,硫的量应当被限制为最大0.30wt.%,优选地最大0.2wt.%。在硫合金化的实施方案中,钢中的锰含量应当优选地比钢合金的非硫化的实施方案中略高。在非硫化的实施方案中,应注意不超过0.080wt.%S。
氮(N)可以在某种程度上替代钢合金中的碳,并且可以以最大0.3wt.%的量存在,但优选地应当被限制为最大0.1wt.%。碳的量和氮的量应当被平衡以获得所需量的碳化物、氮化物和碳氮化物,这贡献了钢合金的耐磨性。
除了上述元素之外,钢合金还可以包含源自钢合金的熔融冶金处理的不可避免的杂质和其他正常量的残余产物。其他元素可以有意地少量提供给钢合金,条件是它们不会有害地改变钢合金的合金元素之间的预期相互作用,并且此外,它们不会损害钢合金的预期特征及钢合金对预期应用的适用性。杂质,例如污染元素,可以以最大1.0wt.%、优选地最大0.75wt.%并且更优选地最大0.5wt.%的量存在于钢合金中。可以存在的杂质的实例是钛(Ti)、磷(P)、铜(Cu)、锡(Sn)、铅(Pb)、镍(Ni)和氧(O)。氧的量应当优选地不超过200ppm,并且应当更优选地不超过100ppm。杂质可能天然存在于用于产生钢合金的原料中,或者可能由生产工艺造成。
根据本发明的钢合金可以通过粉末冶金工艺来产生,其中使用雾化,优选地气体雾化来产生高纯度的金属粉末,因为这导致具有少量氧的粉末。此后使用例如热等静压(HIP)使粉末致密化。典型地,低合金钢的囊(capsule)被填充有气体雾化粉末。在高压和高温,囊被密封并固结成具有全密度(full density)的钢坯。钢坯被锻造和轧制成钢条,并且此后通过锻造和加工产生最终形状的部件/工具。部件还可以使用近净成形技术(near netshape technique)由钢合金粉末来产生,其中钢合金粉末被罐装在金属囊中,并在高压和高温被固结成具有期望形状的部件。部件还可以使用增材制造技术(additivemanufacturing technique)来产生。
根据本发明的钢合金特别适用于形成带有集成切削元件的用于碎屑清除加工的切削工具。优选地,完成的工具设置有PVD涂层或CVD涂层,所述涂层具有面心立方结构以及20μm或更小,通常5μm-10μm的厚度。该领域中使用的常见涂层是氧化物和氮化物的不同组合,例如TiN、TiAlN、AlCrN、AlCrON等。
实施例1
产生并测试了许多钢合金测试样品,其中合金元素组成如表I中所列出的。所列出的组成的余量是总量小于0.5wt.%的Fe和不可避免的杂质。在这种情况下不可避免的杂质包括例如氧。合金A是根据本发明的实施方案的钢合金,而HSS1、HSS2和HSS3是落在本发明的范围外的比较合金。HSS1是如WO9302818中所公开的高速钢合金,而HSS2和HSS3,是更高合金化的钢合金,含有更大量的V、Mo和W以及更大量的C。HSS2和HSS3是用于切削应用的最高性能粉末冶金高速钢合金的实例。
合金 C Cr Co Mo W Nb V Si Mn S N
A 0.77 4.1 30 2.7 3.1 1.1 1.1 1.1 0.30 <0.06 0.006
HSS1 0.80 4.0 8.0 3.0 3.0 1.1 1.1 0.50 0.32 <0.025 -
HSS2 2.30 4.2 10.5 7.0 6.5 - 6.5 0.50 0.30 <0.025 -
HSS3 2.45 4.0 16.0 5.0 11.0 - 6.3 0.50 0.30 <0.025 -
表I
所列出的钢合金是通过粉末冶金产生的。首先,使用气体雾化产生钢合金粉末,并且此后将该粉末封装在囊中并借助于热等静压(HIP)致密化成固体样品。致密化的样品在910℃的炉中软退火,在该温度持续3小时的保留时间,随后以-10℃/h的冷却速率缓慢冷却至670℃。此后将样品缓慢冷却至室温。
合金A的软退火后的布氏硬度,即软退火硬度,使用每个样品两个凹痕(twoindents per sample)来测定。合金A的软退火硬度为450HB,即约47HRC。通过在软退火后样品冷却期间在真空炉中加入快速淬火,可以将软退火硬度降低到390HB。
对合金A和HSS2测试了软退火样品的可加工性。测试样品的软退火硬度对于合金A为425HB,且对于HSS2为355HB。通过用涂覆的烧结碳化物铣刀片(coated cementedcarbide milling insert)铣削来进行软加工。用安装在工具的铣刀头中的一个铣刀片形成2mm深的切口。进料以每转0.15mm保持恒定,并且切削速度在80rpm至120rpm之间变化。记录直到铣刀片断裂前的切削数,并且在表II中示出。
切削速度(rpm) 合金A(切削数) HSS2(切削数)
80 7 12
100 10 7
120 5.2 5.5
表II
如从表II中可以看出的,对于根据本发明的合金A和对于HSS2,在软退火条件下的可加工性是相当的,尽管合金A的软退火硬度较高,如上所论述。根据较高的软退火硬度,通常预期降低的可加工性。对于70HB的软退火硬度的增加,通常将预期可能的切削速度会降低50%。然而,对于根据本发明的合金A,可能的切削速度与HSS2的切削速度相当。
来自合金A、HSS1和HSS3的软退火样品还经历在不同温度的硬化和回火。将样品回火持续3×1小时。
对来自合金与热处理的每种组合的一个样品测量热处理样品的10kg载荷的维氏硬度(HV10)。每个样品被制作五个凹痕。对每个样品具有10个凹痕的一些热处理的样品另外测量了30kg载荷的维氏硬度(HV30)。在测量30kg载荷的维氏硬度时,忽略了明显受孔隙率影响的凹痕。维氏硬度测试的结果在表III中示出。所示的硬度值HV10和HV30是平均硬度值。
表III
对于合金A,在1150℃的硬化导致具有MC型和M6C型的碳化物的微观结构,其具有约0.5μm的平均尺寸,其中MC碳化物构成总结构的约2体积百分比(体积%),并且其中M6C碳化物构成总结构的约2体积%-3体积%,如使用扫描电子显微术(SEM)图像的图像分析测量的。对于HSS1,相应的值分别为0.25μm和1.9体积%(MC)和1.7体积%(M6C)。对于HSS3,相应的值分别为1.1μm和17体积%(MC)和5.4体积%(M6C)。
来自表I中列出的每种合金的样品在回火炉中经历600℃的高温持续不同的持续时间。在保持在该温度之前,使样品经历热处理,包括如上所述的回火,采用1180℃的硬化温度以及560℃(所有样品)和580℃(仅合金A样品)的回火温度。样品在600℃的温度分别保持持续1小时、3小时、5小时和22小时。此外,使合金与热处理的每种组合的一个样品不经历高温以便得到参考点。保持在600℃后,所有样品都被浇铸在塑料模具中并被研磨。在室温、采用30kg载荷,每个样品被制作了10个维氏硬度凹痕。明显受材料中孔隙率影响的凹痕被忽略。
试验的结果在图1中示出,其中对不同的样品绘制了硬度值HV30作为保持在600℃的时间的函数。图例中示出了不同样品的回火温度。如可以看出的,合金A具有比HSS1明显高的硬度。
图2示出了不同的样品的硬度HV30的降低作为保持在600℃的时间的函数,其中该降低是相对于未保持在600℃的相应样品的硬度。不同样品的回火温度在图例中示出。如从结果中可以看出的,对于两种回火温度,根据本发明的合金A的硬度降低明显小于比较合金HSS1、HSS2和HSS3的硬度降低。因此,相对于所有比较合金,根据本发明的该实施方案的合金示出改进的热稳定性。
还测量了经历硬化的样品的热硬度。对于合金、热处理和测试温度的每种组合,采用5kg载荷,制作了两个维氏硬度凹痕。在表IV中示出了热硬度测试的结果,其示出了在不同温度的维氏硬度(HV5)。所有样品都在1180℃硬化,但对合金A在580℃进行回火,并且对HSS1和HSS2在560℃进行回火。如可以看出的,合金A在所有温度相对于HSS1展示增加的热硬度,并且在650℃及以上的温度相对于HSS2展示热硬度的轻微的提高。热硬度还在图4中示出,其中对于所有三种合金,硬度被绘制为温度的函数。
合金 400℃ 500℃ 550℃ 600℃ 650℃ 700℃ 750℃
A 785 703 636 541 409 161 89
HSS1 714 626 589 521 303 143 68
HSS2 798 741 671 570 337 155 75
表IV
使用激光闪光技术(laser flash technique)测定了来自合金A和HSS2的样品的热导率。来自测量的结果在图3中示出,图3示出相对于合金HSS2,根据本发明的合金A的热导率得到改善。
用包含1.3wt.%C、4.2wt.%Cr、5.0wt.%Mo、6.4wt.%W、3.1wt.%V并且分别具有30wt.%、40wt.%和50wt.%的Co含量、余量为Fe的合金的实验已经表明40wt.%及以上的Co含量使得钢合金难以或不可能硬化到所需的硬度。来自这样的实验的结果在图5中示出,图5示出了三种不同合金以HRC计的硬度作为以摄氏度计的硬化温度的函数。预期的是,对于根据本发明的组合物,将产生淬透性的相应降低,但具有较高的Co含量。
实施例2
产生并测试了另外的一组钢合金测试样品,其中合金元素组成如表V中所列出的。所列出的组成的余量是总量小于0.5wt.%的Fe和不可避免的杂质。不可避免的杂质包括例如氧、铜和镍。如上文实施例1中所述的产生所列出的测试样品。
合金 C Cr Co Mo W Nb V Si Mn S N
MS1 0.7 4.17 24.8 2.84 2.82 1.11 0.96 0.52 0.32 0.004 0.02
MS2 0.53 4.21 29.9 2.81 2.85 1.07 0.98 0.52 0.32 0.0039 0.02
MS3 0.77 3.97 28.8 2.85 2.8 0.99 1.04 0.51 0.3 0.007 0.026
MS4 0.60 4.14 29.6 2.84 2.87 1.04 1.01 0.52 0.32 0.004 0.0015
MS5 0.75 3.98 28.7 2.83 2.77 1 1.01 0.5 0.3 0.007 0.0015
表V
根据表VI,呈不同合金MS1-MS5的条的形式的软退火样品在不同温度和时间经历硬化和回火。来自实施例1的合金HSS2也作为参考被包括。
表VI
研究了来自合金MS3的样品即样品MS3-2、MS3-4和MS3-6的冲击韧性,并与上文实施例1中描述的HSS2的冲击韧性进行比较。为此目的,沿条的纵向方向切出具有7x10mm的尺寸的样品。表VII示出结果。如可以看出的,对于类似的硬度值,已经发现合金MS3的冲击韧性与合金HSS2的冲击韧性相当。
表VII
所有三个样品MS3-2、MS3-4和MS3-6都具有相对高的冲击韧性,其中样品MS3-2在1050℃硬化,表现出16J的最高值。相对高的冲击韧性有利于切削应用,特别是对于其中切削刃移入和移出工件的断续切削。因此,切削刃周期性地加载和卸载,并因此需要刃的强度和韧性。低的强度或韧性可能限制可使用的进料速率,并且低的强度或韧性还可能导致切削刃突然和未预测的损坏。大型工具,例如齿轮切削工具,还可能对处理损坏特别敏感,并且良好的强度和冲击韧性还由于这个原因而是有利的。
还研究了来自合金MS3的样品即样品MS3-1、MS3-2、MS3-3、MS3-4和MS3-5的弯曲强度,并与HSS2的弯曲强度进行比较。为此目的,切出具有4.7mm的直径的圆柱形样品,并使用四点弯曲测试进行测试。表VII示出结果。发现弯曲强度与合金HSS2的弯曲强度相当。所有样品展示出相对高的弯曲强度,其中样品MS3-1在1000℃硬化,表现出最高值。高弯曲强度特别有利于切削应用。
表VI中列出的MS1-7、MS3-7、MS5-7、MS1-8、MS3-8和MS5-8类型的样品在回火炉中经历在600℃的高温的老化持续22小时,并且在老化之前和之后测量采用10kg载荷的维氏硬度(HV10)。图6和图7示出了钴含量对分别在560℃和580℃回火的样品在老化之前和之后的硬度HV10的影响。来自图1的HSS2的硬度HV30作为参考被包括。可以看出的是,具有24.8wt.%即约25wt.%的Co含量的合金MS1在老化之前和老化之后均都具有比合金MS3和MS5更低的硬度,合金MS3和MS5两者都具有约29wt.%的Co含量。所有合金MS1、MS3和MS5在老化之后都比HSS2具有更高的硬度。老化之后的高硬度表明良好的热稳定性和在高温长时间使用的能力。对于由该合金制成的切削刃,这意味着切削刃可以在高切削速度使用相对长的时间。
此外,对于两种不同的回火温度,研究了合金中碳含量对作为硬化温度的函数的硬度的影响。为此目的,合金MS2(0.53wt.%)、MS3(0.77wt.%C)、MS4(0.60wt.%C)和MS5(0.75wt.%C)的样品在1100℃、1150℃或1180℃硬化。此后,样品在560℃或580℃回火持续3x1小时。分别在图8和图9中示出所得硬度HV10。可以看出的是,碳含量影响合金的硬度,其中较高的碳含量通常导致的是,采用适当的硬化和回火可以获得较高的硬度,特别是对于在1180℃硬化随后在560℃回火。如果在580℃回火是合意的以便获得更好的热稳定性,则碳含量应当优选地设定为高于0.60wt.%。大于0.60wt.%的碳含量被认为有益于获得高硬度。对于切削应用,在老化之前至少900HV10的硬度通常是合意的。
本发明当然不限于所公开的实施方案,而是可以在以下权利要求的范围内进行改变和修改。

Claims (15)

1.一种钢合金,包含以重量百分比(wt.%)计,
C:0.40wt.%-1.2wt.%,
Si:0.30wt.%-2.0wt.%,
Mn:最大1.0wt.%,
Cr:3.0wt.%-6.0wt.%,
Mo:0wt.%-4.0wt.%,
W:0wt.%-8.0wt.%,其中(Mo+W/2)≥3.5wt.%,
Nb:0wt.%-4.0wt.%,
V:0wt.%-4.0wt.%,其中1.0wt.%≤(Nb+V)≤4.0wt.%,
Co:25wt.%-40wt.%,
S:最大0.30wt.%,
N:最大0.30wt.%,
余量为Fe和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的钢合金,包含27wt.%-33wt.%Co。
3.根据权利要求1所述的钢合金,包含28wt.%-30wt.%Co。
4.根据前述权利要求中任一项所述的钢合金,包含0.60wt.%-0.90wt.%C。
5.根据前述权利要求中任一项所述的钢合金,包含0.30wt.%-1.1wt.%Si。
6.根据前述权利要求中任一项所述的钢合金,包含3.5wt.%-5.0wt.%Cr。
7.根据前述权利要求中任一项所述的钢合金,包含0.10wt.%-0.50wt.%Mn。
8.根据前述权利要求中任一项所述的钢合金,包含2.0wt.%-4.0wt.%Mo和2.0wt.%-4.0wt.%W。
9.根据前述权利要求中任一项所述的钢合金,包含0.90wt.%-1.3wt.%Nb和0.90wt.%-1.3wt.%V。
10.根据前述权利要求中任一项所述的钢合金,包含最大0.080wt.%S。
11.根据前述权利要求中任一项所述的钢合金,包含小于1.0wt.%不可避免的杂质,优选地小于0.75wt.%不可避免的杂质,并且更优选地小于0.50wt.%不可避免的杂质。
12.根据前述权利要求中任一项所述的钢合金,其中所述钢合金是粉末冶金钢合金。
13.一种工具,包括根据前述权利要求中任一项所述的钢合金。
14.根据权利要求8所述的工具,其中所述工具是被配置用于碎屑清除加工的切削工具。
15.根据权利要求13或14所述的工具,其中所述工具设置有使用物理气相沉积或化学气相沉积施加的涂层。
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