RU2322531C2 - Сталь для холодной обработки и инструмент для холодной обработки - Google Patents

Сталь для холодной обработки и инструмент для холодной обработки Download PDF

Info

Publication number
RU2322531C2
RU2322531C2 RU2004134332/02A RU2004134332A RU2322531C2 RU 2322531 C2 RU2322531 C2 RU 2322531C2 RU 2004134332/02 A RU2004134332/02 A RU 2004134332/02A RU 2004134332 A RU2004134332 A RU 2004134332A RU 2322531 C2 RU2322531 C2 RU 2322531C2
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
steel
maximum
cold working
working according
hardness
Prior art date
Application number
RU2004134332/02A
Other languages
English (en)
Other versions
RU2004134332A (ru
Inventor
Одд САНДБЕРГ (SE)
Одд САНДБЕРГ
Берье ЙОХАНССОН (SE)
Берье ЙОХАНССОН
Original Assignee
Уддехольм Тулинг Актиеболаг
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority claimed from SE0201799A external-priority patent/SE522475C2/sv
Priority claimed from SE0300200A external-priority patent/SE0300200D0/xx
Application filed by Уддехольм Тулинг Актиеболаг filed Critical Уддехольм Тулинг Актиеболаг
Publication of RU2004134332A publication Critical patent/RU2004134332A/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2322531C2 publication Critical patent/RU2322531C2/ru

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/0068—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for particular articles not mentioned below

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Forging (AREA)

Abstract

Изобретение относится области металлургии, а именно к стали для холодной обработки материалов. Предложены сталь для холодной обработки и инструмент, выполненный из нее. Сталь содержит, мас.%: 0,60-0,85 С; от следовых количеств до 0,3 (Si+Al); 0,1-2,0 Mn; 4,5-5,5 Cr; 1,5-2,6 Мо, однако максимум 1,0 W; 0,42-0,65 V; максимум 0,1 каждого из таких элементов как Nb, Ti и Zr; максимум 2,0 Со; железо и неизбежные примеси - остальное. Сталь по существу не содержит первичных карбидов и обладает после закалки и высокотемпературного отпуска при 500-600°С твердостью от 57 до 63 по шкале С Роквелла. Сталь обладает высокими механическими свойствами. Инструмент, выполненный из заявленной стали, имеет постоянные размеры при тепловой обработке, высокую усталостную долговечность и хорошую обрабатываемость. 2 н. и 29 з.п. ф-лы, 7 ил., 7 табл.

Description

Область техники
Изобретение относится к стали для холодной обработки, т.е. к стали, предназначенной для применения в случае обработки материалов в их холодном состоянии. Пуансоны и штампы для холодной штамповки и прочие инструменты для холодного прессования, инструменты для холодной экструзии и резьбонакатные плашки, а также режущий инструмент, например ножи, такие как разделяющие ножи для резки полос, дисковые ножи и подобные им, представляют собой типичные примеры применения такой стали. Изобретение также относится к применению стали для производства инструментов, используемых при холодной обработке, а также к инструментам, изготовленным из этой стали.
Предпосылки изобретения
Целью изобретения является сталь для холодной обработки, которую можно среди прочего применять для указанных выше приложений и которая, таким образом, должна обладать следующими свойствами:
- хорошей пластичностью/ударной вязкостью;
- хорошей прокаливаемостью, позволяющей осуществлять сквозную закалку применительно к традиционной закалке в вакуумной печи изделий толщиной по меньшей мере 300 мм;
- соответствующей твердостью, по меньшей мере твердостью 60 по шкале С Роквелла, после закалки и высокотемпературного отпуска, что придает высокое сопротивление пластической деформации и, что касается по меньшей мере некоторых применений стали, также соответствующей стойкостью к износу в отсутствие азотирования или покрытия поверхности карбидом титана и/или нитридом титана, или подобными им средствами, например, посредством методик химического осаждения из газовой фазы или нанесения покрытия осаждением из паров;
- хорошим сопротивлением отпуску, чтобы позволить осуществить азотирование или покрытие поверхности карбидом титана и/или нитридом титана, или подобными им, посредством, например, любой из указанных методик без снижения твердости материала в случае применений, которые требуют особенно высокой стойкости инструмента к износу.
Другими важными свойствами продукта являются:
- хорошее постоянство размеров при тепловой обработке;
- высокая усталостная долговечность;
- хорошая шлифуемость, обрабатываемость, электроискровая обрабатываемость и полируемость.
Более точно целью изобретения является сталь для матриц, которую можно применять для указанных выше приложений, т.е. такая сталь, которая по существу не содержит первичных карбидов и которая в условиях службы имеет основу, состоящую из мартенсита отпуска.
Раскрытие изобретения
Указанные выше цели и особенности можно реализовать посредством стали, отличительные признаки которой изложены в прилагаемой формуле изобретения.
Что касается отдельных элементов этого стального сплава и их взаимного влияния, то действительно изложенное ниже.
Как указано выше, сталь по изобретению не должна содержать первичных карбидов, или содержать лишь чрезвычайно низкое их количество, т.е. сталь должна по существу быть свободной от первичных карбидов, но, тем не менее, обладать стойкостью к износу, приемлемой для большинства ее применений. Это может быть достигнуто при помощи адекватной твердости в интервале 57-63 по шкале С Роквелла, предпочтительно твердости от 60 до 62 по шкале С Роквелла, в условиях закалки и высокотемпературного отпуска стали, и при этом сталь должна иметь хорошую ударную вязкость. Для достижения этого сталь содержит углерод и ванадий в хорошо сбалансированных количествах. Так, сталь содержит по меньшей мере 0,60%, предпочтительно по меньшей мере 0,63% и более предпочтительно по меньшей мере 0,68% С. Дополнительно сталь должна содержать по меньшей мере 0,30%, предпочтительно по меньшей мере 0,35% и более предпочтительно по меньшей мере 0,42% V. Это позволяет стали в закаленном и отпущенном состоянии содержать в мартенситной основе достаточное количество углерода в твердом состоянии, чтобы придавать основе указанную твердость, а также позволяет образовываться в основе стали адекватному количеству вторично осажденных, очень мелких, повышающих твердость карбидов ванадия. Кроме того, очень мелкие первично осажденные карбиды ванадия присутствуют в стали, что вносит свой вклад в предотвращение роста зерен при тепловой обработке. Любые другие карбиды, кроме карбидов ванадия, не должны существовать. Чтобы реализовать указанные условия, сталь не должна содержать более 0,85%, предпочтительно содержать максимум 0,80%, более предпочтительно максимум 0,78% С, а количество ванадия может достигать максимум 0,65% предпочтительно максимум 0,60% и более предпочтительно максимум 0,55%. Номинально сталь содержит 0,72% С и 0,50% V. Содержание углерода в твердом растворе в закаленной и подвергнутой высокотемпературному отпуску стали номинально составляет приблизительно 0,67%.
Кремний присутствует, по меньшей мере, в измеримых количествах в виде элемента, остаточного от производства стали, при этом его количество составляет от следовых количеств до 1,5%. Кремний, однако, понижает у стали ударную вязкость и, следовательно, не должен присутствовать в количестве свыше 1,0%, предпочтительно максимум 0,5%. Обычно кремний присутствует в минимальном количестве, по меньшей мере 0,05%. Воздействие кремния заключается в повышении активности углерода в стали и таким образом вносит свой вклад в придание стали требуемой твердости. Другим положительным влиянием кремния является то, что он может улучшать обрабатываемость стали. Таким образом, преимуществом может являться содержание кремния в стали в количестве по меньшей мере 0,1%. Номинально сталь содержит 0,2% кремния.
Алюминий до некоторой степени может оказывать влияние такое же или подобное влиянию кремния по меньшей мере в случае стали данного типа. Оба элемента при производстве стали можно применять в качестве агентов окисления. Оба они являются ферритообразующими элементами и могут обеспечивать в основе стали эффект твердения растворением (dissolution hardening effect). Таким образом, кремний можно частично замещать алюминием вплоть до максимального количества 1,0%. Алюминий в стали, однако, приводит к необходимости очень хорошего раскисления стали и очень низкого содержания азота, так как в противном случае будут образовываться оксиды алюминия и нитриды алюминия, что значительно понизит пластичность/ударную вязкость стали. Таким образом, сталь не должна обычно содержать более чем максимум 1,0% Al, предпочтительно максимум 0,3%. В предпочтительном воплощении изобретения сталь содержит максимум 0,1% и наиболее предпочтительно максимум 0,03% Al.
Марганец, хром и молибден должны находиться в стали в количествах, достаточных для придания стали адекватной прокаливаемости. Марганец также обладает свойством связывания чрезвычайно низких количеств серы, которая может присутствовать в стали, с образованием сульфидов марганца. Таким образом, содержание марганца должно составлять 0,1-2,0%, предпочтительно, 0,2-1,5%. Более предпочтительно сталь содержит по меньшей мере 0,25%, но максимум 1,0% марганца. Номинальное количество марганца составляет 0,50%.
Для придания стали требуемой прокаливаемости хром должен присутствовать в количестве минимум 3,0%, предпочтительно по меньшей мере 4,0% и более предпочтительно по меньшей мере 4,5%, если сталь содержит марганец и хром в количествах, типичных для стали. Максимально сталь может содержать 7,0%, предпочтительно максимум 6,0% и более предпочтительно максимум 5,5% хрома.
Для придания стали требуемой прокаливаемости, также для придания стали требуемого вторичного твердения, вместе с хромом, находящимся на первом месте, также должен присутствовать в стали молибден в адекватном количестве. Молибден в слишком больших количествах, однако, способствует осаждению М6С карбидов, которые предпочтительно должны отсутствовать в стали. Из-за этого сталь предпочтительно должна содержать по меньшей мере 1,5%, но максимум 4,0% молибдена. Предпочтительно сталь содержит по меньшей мере 1,8%, но максимум 3,2% молибдена, более предпочтительно по меньшей мере 2,1%, но максимум 2,6% Мо, в противном случае сталь будет содержать нежелательные М6С-карбиды вместо и/или в дополнение к нужному количеству МС-карбидов. В принципе для достижения требуемой прокаливаемости молибден можно частично или полностью заменить вольфрамом, но его требуется вдвое больше, чем молибдена, что является существенным недостатком. Кроме того, переработка любого скрапа, который получается в связи с производством стали, является трудоемкой, если сталь содержит значительные количества вольфрама. Следовательно, вольфрам не должен присутствовать в стали в количестве более максимум 1,0%, предпочтительно максимум 0,3%, более предпочтительно максимум 0,1%. Лучше всего, чтобы сталь вовсе не содержала специально добавленного вольфрама, который, в соответствии с наиболее предпочтительным осуществлением настоящего изобретения, может находиться в стали только в качестве примеси, в виде остаточного элемента, попадающего вместе с сырьем, используемым для изготовления стали.
Помимо указанных элементов обычно не требуется, чтобы сталь содержала какие-либо дополнительные преднамеренно добавленные легирующие элементы. Например, кобальт является элементом, который обычно не требуется для достижения сталью требуемых свойств. Однако возможно присутствие кобальта в количестве максимум 2,0%, предпочтительно максимум 0,7%, чтобы дополнительно повысить сопротивление отпуску. Однако обычно сталь содержит кобальт в количестве, не превышающем примесный уровень. Другим элементом, присутствие которого в стали не является необходимым, но который возможно может в ней присутствовать для повышения пластичности стали, является никель. Однако при слишком большом количестве никеля возникает риск образования остаточного аустенита. Таким образом, содержание никеля не должно превышать максимум 2,0%, предпочтительно максимум 1,0%, более предпочтительно максимум 0,7%. Считается, что эффективным количеством требуемого в стали никеля является количество достигающее, например 0,30-0,70%, более предпочтительно приблизительно 0,5%. В предпочтительном воплощении изобретения, если считается, что сталь в отсутствие никеля обладает достаточной пластичностью/ударной вязкостью, из соображений стоимости сталь не должна содержать никель в количествах, превышающих то его содержание, которое неизбежно содержится в стали в виде примесей никеля к сырью, т.е. содержать менее 0,30%.
Далее, сама по себе сталь может возможно быть легирована небольшими количествами других элементов для улучшения разнообразных свойств стали, например прокаливаемости, или для содействия ее получению. Например, возможно легирование стали бором в количестве приблизительно до 30 млн ч. для повышения пластичности стали в горячем состоянии.
С другой стороны, прочие элементы явно не требуются. Так, сталь не содержит никаких иных, кроме ванадия, сильных карбидообразующих элементов. Ниобий, титан и цирконий, например, явно не требуются. Их карбиды являются более стабильными, чем карбид ванадия, и для их растворения при операции закалки требуется более высокая температура, чем в случае карбида ванадия. Так, карбиды ванадия начинают растворяться при 1000°С и фактически полностью растворяются при 1100°С, а карбиды ниобия не начинают растворяться вплоть до температуры приблизительно 1050°С. Карбиды титана и карбиды циркония являются еще более устойчивыми и не начинают растворяться до достижения температуры свыше 1200°С, при этом они не растворяются полностью вплоть до расплавленного состояния стали. Сильные карбидо- и нитридообразующие элементы, отличные от ванадия, в частности титан, цирконий и ниобий, таким образом не должны присутствовать в стали в количестве свыше 0,1%, предпочтительно максимум 0,03%, более предпочтительно максимум 0,010%. Наиболее предпочтительно, чтобы сталь содержала максимум 0,005% каждого из указанных элементов. Также содержание в стали фосфора, серы, азота и кислорода поддерживают на очень низком уровне, чтобы довести до максимума пластичность и ударную вязкость стали. Так, фосфор может присутствовать в виде неизбежной примеси в максимальном количестве 0,035%, предпочтительно максимум 0,015%, более предпочтительно максимум 0,010%. Кислород может присутствовать в максимальном количестве 0,0020% (20 млн ч.), предпочтительно максимум 0,0015% (15 млн ч.), более предпочтительно максимум 0,0010% (10 млн ч.). Азот может присутствовать в максимальном количестве 0,030%, предпочтительно максимум 0,015%, более предпочтительно максимум 0,010%.
Если сталь не сульфурировали для повышения ее обрабатываемости, то сталь содержит максимум 0,03% серы, предпочтительно максимум 0,010% S, более предпочтительно максимум 0,003% (30 млн ч.) серы. Однако можно улучшить обрабатываемость стали путем намеренного добавления серы в количестве свыше 0,03%, предпочтительно свыше 0,10%, но максимум 0,30% серы. Если сталь сульфурировали, она может сама по себе, как это известно, содержать также 5-75 млн ч. Са и 50-100 млн ч. кислорода, предпочтительно 5-50 млн ч. Са и 60-90 млн ч. кислорода.
При производстве стали получают слитки или заготовки массой свыше 100 кг, предпочтительно до 10 т, и толщиной свыше приблизительно 200 мм, предпочтительно по меньшей мере до 300 или 350 мм. Предпочтительно при традиционном металлургическом производстве через расплав получают слитки путем литья, более предпочтительно сифонной разливкой. Непрерывную разливку также можно проводить при условии, что за ней следует переплавка на требуемый размер, указанный выше, например посредством электрошлакового переплава (ЭШП). Порошковая металлургия и распылительная штамповка представляют собой чрезмерно дорогостоящие способы и не дают никаких преимуществ в отношении стоимости. Полученные слитки обрабатывают в горячем состоянии в требуемый размер, при этом литая структура также разрушается.
Структура материала, обработанного в горячем состоянии, может быть нормализована различным образом путем тепловой обработки, чтобы оптимизировать однородность материала, например гомогенизацией при высокой температуре, предпочтительно при 1200-1300°С. Производитель обычно поставляет сталь потребителю в состоянии после смягчающего отжига с твердостью приблизительно 200-230 по Бринеллю, обычно твердостью 210-220 по Бринеллю. Инструменты обычно изготавливают путем механической обработки стали, подвергнутой смягчающему отжигу, но также можно в числе прочего изготавливать инструменты традиционной механической обработкой или электроискровой обработкой закаленной и отпущенной стали.
Тепловую обработку изготовленных инструментов обычно проводит потребитель, предпочтительно в вакуумной печи, закалкой от температуры между 950-110°С, более предпочтительно при 1020-1050°С, для полного растворения присутствующих карбидов в течение от 15 минут до 2 часов, предпочтительно в течение 15-60 минут, с последующим охлаждением до 20-70°С и высокотемпературным отпуском при 500-600°С, более предпочтительно при 520-560°С.
В состоянии после смягчающего отжига сталь имеет ферритную основу, состоящую из равномерно распределенных мелких карбидов, тип которых может быть различным. В закаленном и отпущенном состоянии сталь имеет основу из мартенсита отпуска. Известными теоретическими расчетными методами рассчитано, что сталь в равновесном состоянии содержит приблизительно 0,6% МС-карбидов. При высокотемпературном отпуске достигается дополнительное осаждение МС-карбидов, что придает стали требуемую твердость. Эти карбиды имеют размер менее микрона. Поэтому количество этих карбидов нельзя установить стандартной микроскопией. При излишнем возрастании температуры МС-карбиды становятся более крупными и нестабильными, что способствует образованию быстро растущих карбидов хрома, что является нежелательным. По этой причине в случае состава стали, отвечающего составу по изобретению, важно осуществлять отпуск при указанной выше температуре и выдерживать требуемое время.
Дополнительные признаки и аспекты изобретения станут очевидными из прилагаемой формулы изобретения и последующего описания проведенных экспериментов, а также из прилагаемых чертежей.
Краткое описание чертежей
При описании проведенных экспериментов производили ссылки на прилагаемые чертежи, на которых:
Фиг.1-Фиг.5 относятся к исследованиям сталей, полученных в лабораторном масштабе.
На Фиг.1 приведены зависимости, иллюстрирующие влияние температуры отпуска на исследуемые стали.
На Фиг.2 иллюстрирована прокаливаемость исследуемых сталей.
На Фиг.3 проиллюстрирована пластичность, исчисленная в единицах ударной вязкости исследуемых материалов в зависимости от твердости образцов, закаленных в вакуумной печи при различном времени охлаждения.
На Фиг.4 приведена гистограмма, показывающая пластичность и твердость исследуемых сталей после специфической тепловой обработки.
На Фиг.5 приведена гистограмма, показывающая пластичность в горячем состоянии исследуемых сталей, соответственно в литом и кованом состоянии стали.
Фиг.6 и Фиг.7 относятся к исследованиям сталей, произведенных в промышленном масштабе, причем на Фиг.6 проиллюстрирована пластичность образцов исследуемых сталей, отобранных в различных местах изготовленных прутков, а на Фиг.7 показана микроструктура стали по изобретению после тепловой обработки.
Описание проведенных испытаний
Испытания в лабораторном масштабе
Материалы
Было изготовлено четыре стальных сплава в форме лабораторных слитков массой 50 кг. Химический состав приведен в таблице 1. Из-за ограничений, накладываемых при производстве, содержание серы не удалось поддерживать на требуемом уровне. Содержание кислорода и примесей, помимо указанных в таблице, не определяли. Применяли следующую последовательность операций способа: гомогенизация в течение 10 часов в воздушной среде при 1270°С, ковка до размера 60×60 мм, регенерационная обработка в условиях 1050°С/2 ч/ воздух, смягчающий отжиг при 850°С/2ч, охлаждение при 10°С/ч до 600°С и затем естественное охлаждение на воздухе.
Таблица 1
Химический состав материалов, изготовленных в лабораторном масштабе, в мас.%
Сталь С Si Mn Р S Cr Мо V Ti (млн ч) Nb (млн ч) O N (млн ч) Остаток
1 0,68 0,87 0,65 0,005 0,006 2,82 2,34 0,52 33 <10 Н.а. 14 Fe + примеси
2 0,68 0,19 0,39 0,004 0,006 4,93 2,37 0,37 29 <10 Н.а. 28 Fe + примеси
3 0,71 0,90 0,49 0,004 0,006 5,09 2,36 0,56 39 <10 Н.а. 19 Fe + примеси
4 0,63 1,38 0,35 0,007 0,006 4,25 2,87 1,81 42 <10 Н.а. 18 Fe + примеси
Н.а. - не анализировали
Таблица 8
Химический состав материалов, изготовленных в промышленном масштабе, в мас.% (S, В и О в млн ч.), остаток составляют Fe и примеси
Сталь С Si Mn Р S Cr Ni Мо W Со V Ti Mb Cu Al N В O
10 0,71 0,19 0,49 0,009 6 4,96 0,07 2,28 0,003 0,010 0,50 0,0016 0,001 0,062 0,017 0,011 10 7
11 0,71 0,19 0,49 0,009 8 4,98 0,07 2,30 0,003 0,011 0,50 0,0015 0,001 0,032 0,015 0,011 10 5
12 0,74 0,99 0,76 0,007 10 2,55 0,06 2,09 0,01 0,01 0,50 0,003 0,01 0,07 0,037 0,007 30 8
Указанные выше материалы исследовали с целью сравнения их твердости после смягчающего отжига, микроструктуры после различного вида тепловой обработки, твердости после закалки и отпуска, прокаливаемости, ударной вязкости, стойкости к износу и пластичности в горячем состоянии. Описание этих исследований приведено далее. Кроме того, были проведены теоретические равновесные расчеты согласно методике термодинамического расчета (Thermo-Calc) для оценки содержания растворенного углерода и карбидной фракции при указанной температуре для сталей, целевой состав которых приведен в таблице 2.
Таблица 2
Химический состав термодинамически изученных сплавов, в мас.%
Сталь С Si Mn Р S Cr Мо V
5 0,72 1,00 0,75 0,02 0,005 2,60 2,25 0,50
6 0,71 0,20 0,50 0,02 0,005 5,00 2,30 0,55
7 0,74 1.00 0,50 0,02 0,005 5,00 2,30 0,55
8 0,65 1,50 0,40 0,02 0,005 4,20 2,80 1,80
Содержание растворенного углерода при температуре аутенизации, ТА, и объемное содержание (об.%) МС при ТА приведены ниже в таблице 3.
Таблица 3
  ТА (°С) % С при ТА об.% МС при ТА
5 1050/30 мин 0,63 1,01
6 1050/30 мин 0,65 0,72
7 1050/30 мин 0,64 1,04
8 1150/10 мин 0,38 2,87
Твердость после смягчающего отжига
Твердость после смягчающего отжига, твердость по Бринеллю (ТБ), исследуемых сплавов 1-4 приведена в таблице 4.
Таблица 4
Твердость после смягчающего отжига
Сталь Твердость (ТБ)
1 218
2 208
3 217
4 222
Микроструктура
Микроструктуру исследовали в состоянии смягчающего отжига после тепловой обработки до твердости 60-61 по шкале С Роквелла. Эти исследования свидетельствуют, что микроструктура в закаленном и отпущенном состоянии состоит из мартенсита отпуска. Первичные карбиды обнаружены только в стали 4. Эти карбиды относятся к МС-типу. Ни в одном из сплавов не было обнаружено карбидов, нитридов и/или карбонитридов титана.
Закалка и отпуск
Стали 1-3 подвергали аустенизации при 1050°С/30 мин, а сталь 4 аустенировали при 1150°С/10 мин, охлаждали на воздухе до температуры окружающей среды и отжигали дважды по 2 часа при различных температурах отпуска. Влияние температуры отпуска на твердость показано на Фиг.1. Откуда видно, что сталям 2 и 3 в принципе можно придать требуемую твердость после высокотемпературного отпуска при 500-600°С, предпочтительно при 520-560°С, более предпочтительно при 520-540°С. В случае сталей 2 и 3 оптимальных значений с точки зрения максимальной твердости достигают посредством отпуска при температуре приблизительно 525°С. Это особенно важно для сталей, предназначенных для матриц, поскольку для получения нужной стойкости к износу применительно к определенным инструментам требуется азотирование или покрытие поверхности при температуре порядка 500°С или выше. При этих температурах, таким образом, достигают значительного вторичного твердения благодаря осаждению МС-карбидов. Из графика, приведенного на Фиг.1, следует, что твердость свыше 60 по шкале С Роквелла обеспечивается отпуском даже приблизительно при 580°С, что является преимуществом, поскольку позволяет осуществлять нанесение поверхностного покрытия в достаточно широком интервале температур и при этом не происходит существенного снижения твердости инструмента. Если требуется более высокая твердость, в сплав следует добавлять больше углерода и карбидообразующего элемента. Это, однако, может привести к риску образования первичных карбидов, которые нельзя растворить при отжиге. Указанное проиллюстрировано на примере стали 4, для которой требуется очень высокая температура аустенизации, что имеет ряд недостатков - осуществление требования нестандартной технологии закалки производителем инструмента, напряжения при закалке, изменение размеров и возможность растрескивания.
Прокаливаемость
Сравнение прокаливаемости исследуемых сплавов 1-4 приведено на Фиг.2 путем нанесения на график данных из термокинетических диаграмм (CCT-diagrams). Из этого графика очевидно, что самой хорошей прокаливаемостью обладает сталь №2, однако по сравнению со сталью №1 и особенно по сравнению со сталью №4 сталь №3 имеет также более хорошие условия образования мартенсита при медленном охлаждении стали от температуры аустенизации.
Пластичность
На Фиг.3 показана пластичность в исчислении поглощенной энергии удара в случае ненадрезанных исследуемых прутков при 20°С, закаленных в вакуумной печи при различном времени охлаждения и отпущенных до различной твердости. Самая высокая ударная вязкость при твердости свыше 60 по шкале С Роквелла получена у стали №2, однако этот эффект еще более заметен в том случае, когда твердость превышает 61 по шкале С Роквелла. Для дальнейшего анализа состояния ударной вязкости при указанной твердости стали 1-4 также сравнены на гистограмме, приведенной на Фиг.4. В этом случае стали 1-4 охлаждали от указанной выше температуры аустенизации в течение 706 секунд от 800 до 500°С и после продолжения охлаждения до комнатной температуры, стали подвергали отпуску при 525-540°С/2×2 ч. Из Фиг.4 следует, что самая высокая ударная вязкость (при условии сравнимой твердости) реализована у стали 2.
Пластичность в горячем состоянии
Среди прочих характеристик параметр пластичности в горячем состоянии является важным при производстве стали с экономической точки зрения. Исследования пластичности в горячем состоянии проводят после гомогенизации в течение 10 часов в условиях 1270°С/воздух сталей в литом и кованном виде соответственно. В кованном состоянии также применяли регенерационную обработку в условиях 1050°С/2 часа и смягчающий отжиг. Время выдержки при температуре исследований составляло 4 минуты, за исключением сталей 1 и 3 в литом состоянии, и при температуре, равной или превышающей 1200°С для кованых материалов. Причиной этому служило то, что эти две стали были значительно окислены, что не позволяло осуществлять правильное измерение области сжатия. Сталь 2 с низким содержанием кремния, с другой стороны, значительно не окислялась. Эта сталь также имела более высокую пластичность в горячем состоянии, чем стали 1 и 3 в литом состоянии, а также в кованом состоянии. Для стали 2 допустима примерно на 50°С более высокая температура испытаний. Полученные результаты приведены на Фиг.5.
Абразивный износ
Стойкость по отношению к износу была исследована в форме штифтодискового испытания (pin-against-disc test) с использованием SiO2 в качестве абразивного агента. Самое высокое сопротивление износу показала сталь 4. Прочие стальные сплавы были в равной степени хорошими.
Обсуждение результатов
Указанные выше результаты использовали для сравнительного изучения исследуемых сталей. В таблице 5 приведено содержание растворенного углерода (мас.%) и содержание МС-карбидов (об.%) при 1050°С в предположении достижения в этих условиях равновесного состояния в случае сталей 1-3 и 5-7, и при 1150°С в случае сталей 4 и 8. Данные для целевых составов сталей 5-8 приведены в таблице для сравнения. Видно, что сталь 2 имеет значительно более низкое содержание МС, чем запланированное их количество, поскольку содержание ванадия ниже, чем в номинальном составе стали, т.е. стали 6, содержащей 0,65 об.% МС при ТА.
Таблица 5
Содержание растворенного углерода (мас.%) и углеродной фракции (об.%) при указанной температуре аустенизации в случае исследуемых сплавов 1-4 в сравнении с целевыми составами 5-8 этих сплавов
Сталь Оптимальная ТА (°С) % С при ТА % МС при ТА
5 1050/30 мин 0,64 0,89
1 1050/30 мин 0,60 0,87
6 1050/30 мин 0,65 0,65
2 1050/30 мин 0,66 0,32
7 1050/30 мин 0,65 0,97
3 1050/30 мин 0,63 0,95
8 1150/30 мин 0,37 2,83
4 1150/30 мин 0,30 2,71
Сравнение свойств исследуемых сплавов 1-4 приведено в таблице 6. В этой таблице сплавам присвоены оценки, изменяющиеся от 1 до 4, где 1 - это самая низкая оценка, а 4 - самая высокая оценка.
Таблица 6
Сравнение свойств исследуемых сплавов
Сталь № 1 2 3 4
Прокаливаемость 2 4 3 1
Стабильность размеров при тепловой обработке 2 4 3 1
Твердость после высокотемпературной закалки 4 4 4 4*
Пластичность/ударная вязкость 2 4 3 1
Стойкость к износу 2 2 2 4
Усталостный ресурс 4 4 4 2
Прочность при сжатии 4 4 4 4
Шлифуемость 4 4 4 2
Обрабатываемость 4 3 4 2
Обрабатываемость электроискровым воздействием 4 4 4 4
Полируемость 4 4 4 3
Экономия при производстве 3 4 4  
* - однако только после закалки от высокой температуры
Из таблицы 6 следует, что сталь №2 имеет лучшее сочетание свойств по сравнению с прочими исследованными и оцененными материалами. В частности, эта сталь является более хорошей с точки зрения важнейших свойств изделия. Возможно, более низкое содержание МС-карбидов неблагоприятно для стали 2, поскольку это может снижать сопротивление росту зерна. Таким образом, опыт проведения испытаний показал, что содержание ванадия следует увеличивать от номинальных 0,40 до 0,50%, чтобы повысить способность противостояния росту зерен при тепловой обработке. Эксперименты также показывают, что в отношении ударной вязкости стали для содержания ванадия существует узкий диапазон, при котором обеспечивается требуемое сопротивление росту зерен, не приводя при этом к слишком высокому содержанию карбидов, а также что для обеспечения твердости 60-62 по шкале С Роквелла после тепловой обработки содержание углерода следует повышать номинально до 0,72% и поддерживать при этом значении в пределах достаточно узкого интервала. Содержание Р, S, N и О следует поддерживать на очень низком уровне, чтобы оптимизировать пластичность и ударную вязкость. Прочие карбидо- и нитридообразующие элементы, такие как Ti, Zr и Mb, следует предпочтительно ограничивать максимум 0,005%. В соответствии с этим условием сталь для холодной обработки согласно изобретению должна иметь номинальный состав, приведенный в таблице 7.
Таблица 7
Номинальный состав (% масс.) стали по изобретению, т.е. стали №9, и количество растворенного углерода и количество карбидов (% об.) при 1050°С.
С Si Mn Р S Cr Мо V N О С * МС *
0,72 0,20 0,50 ≤0,010 0,0010 5,0 2,30 0,50 0,010 0,0010 0,67 0,6
Остаток составляют железо и неизбежные примеси.
* Рассчитано теоретически при равновесии согласно методике термодинамических расчетов (Thermo-Calc method).
Эксперименты в промышленном масштабе
65-тонную промышленную плавку проводили в электрической дуговой печи, при этом целевой состав плавки соответствовал стали №9 согласно таблице 7. Из расплавленного металла изготовили ряд слитков, и эти слитки ковали в пруток разного размера, включая пруток диаметром 330 мм и 254 мм соответственно из сталей №10 и №11 по таблице 8. В той же таблице приведен химический состав материала сравнения - стали №12. Этот материал имел форму кованого прутка диаметром 330 мм. В таблице 8 примесями являются не только сера и фосфор. В качестве примесей имеются некоторые количества вольфрама, кобальта, титана, ниобия, меди, алюминия, азота и кислорода. Прочие примеси не указаны, так как их количество находится ниже допустимого уровня. Остаток составляет железо.
Испытуемые стержни были отобраны из изготовленных прутков. На Фиг.7 показана микроструктура стали, где образец отобран из центральной части прутка, изготовленного из стали №11. Образец подвергли закалке аустенизацией при условиях 1025°С/30 мин, охладили на воздухе и затем подвергли отжигу при 525°С/2×2 ч. Из чертежа следует, что сталь имела равномерную микроструктуру, состоящую из мартенсита отпуска без первичных карбидов.
Пластичность исследовали посредством ударного испытания, осуществляемого на ненадрезанных образцах, отобранных соответственно из наиболее критических мест прутков и в наиболее критических направлениях. Испытуемые стержни из стали №10 и №11 закаливали до твердости соответственно 61,0 и 60,5 по шкале С Роквелла (твердость по Роквеллу) посредством аустенизации при 1025°С/30 мин, охлаждения на воздухе и последующего отжига при 525°С/2×2 ч. Образцы из стали №12 закаливали до твердости 60,2 по шкале С Роквелла посредством аустенизации при 1050°С/30 мин, охлаждения на воздухе и последующего отжига при 550°С/2×2 ч. Поглощенные энергии удара приведены на гистограмме Фиг.6. Используемые на диаграмме обозначения ИС1 и ИС2 означают:
ИС1 - это обозначение исследуемого стержня, полученного из круглого прутка путем отбора с поверхности прутка в продольном его направлении, и при направлении ударного воздействия в торцевом направлении (square direction) прутка (условия, следующие за наиболее неблагоприятными);
ИС2 - это обозначение исследуемого стержня, полученного из круглого прутка и взятого из центра прутка, при этом прочие условия соответствуют ИС1 (самые неблагоприятные условия).
Из Фиг.6 следует, что сталь по изобретению обладает значительно более высокой пластичностью по сравнению с материалом сравнения в случае равенства или даже незначительного превосходства значений твердости у сталей по изобретению и у материала сравнения; при этом результаты были получены посредством сравнения ударных испытаний, произведенных на ненадрезанных образцах, закаленных и подвергнутых отпуску, и изготовленных из сталей, произведенных в промышленном масштабе.

Claims (33)

1. Сталь для холодной обработки, по существу, не содержащая первичных карбидов и обладающая после закалки и высокотемпературного отпуска при 500-600°С твердостью от 57 до 63 по шкале С Роквелла следующего химического состава, мас.%:
0,60-0,85 С
от следовых количеств до 0,3 (Si+Al)
0,1-2,0 Mn
4,5-5,5 Cr
1,5-2,6 Мо, максимум 1,0 W
0,42-0,65 V
максимум 0,1 каждого из Nb, Ti и Zr
максимум 2,0 Со
железо и неизбежные примеси - остальное.
2. Сталь для холодной обработки по п.1, отличающаяся тем, что она содержит по меньшей мере 0,63 мас.%, предпочтительно по меньшей мере 0,68 мас.% С.
3. Сталь для холодной обработки по п.2, отличающаяся тем, что она содержит максимум 0,8 мас.%, предпочтительно максимум 0,78 мас.% С.
4. Сталь для холодной обработки по п.1, отличающаяся тем, что она содержит максимум 0,6 мас.%, предпочтительно максимум 0,55 мас.% V.
5. Сталь для холодной обработки по п.1, отличающаяся тем, что она содержит приблизительно 0,72 мас.% С и приблизительно 0,50 мас.% V.
6. Сталь для холодной обработки по п.1, отличающаяся тем, что она содержит по меньшей мере 0,05 мас.% Si.
7. Сталь для холодной обработки по п.6, отличающаяся тем, что она содержит по меньшей мере 0,1 мас.%, предпочтительно по меньшей мере 0,2 мас.% Si.
8. Сталь для холодной обработки по п.1, отличающаяся тем, что она содержит максимум 0,1 мас.% и предпочтительно максимум 0,03 мас.% Al.
9. Сталь для холодной обработки по п.1, отличающаяся тем, что она содержит по меньшей мере 1,8 мас.% Мо.
10. Сталь для холодной обработки по п.9, отличающаяся тем, что она содержит по меньшей мере 2,1 мас.% Мо.
11. Сталь для холодной обработки по п.9, отличающаяся тем, что она содержит максимум 0,3 мас.%, предпочтительно максимум 0,1 мас.% W.
12. Сталь для холодной обработки по п.11, отличающаяся тем, что содержащееся в ней количество вольфрама не превышает примесный уровень.
13. Сталь для холодной обработки по п.1, отличающаяся тем, что она содержит максимум 0,7 мас.% Со.
14. Сталь для холодной обработки по п.13, отличающаяся тем, что содержащееся в ней количество кобальта не превышает примесный уровень.
15. Сталь для холодной обработки по п.1, отличающаяся тем, что содержание в ней каждого из таких элементов как титан, цирконий и ниобий не превышает 0,1 мас.%.
16. Сталь для холодной обработки по п.1, отличающаяся тем, что она дополнительно содержит максимум 2,0 мас.% Ni.
17. Сталь для холодной обработки по п.1, отличающаяся тем, что она дополнительно содержит максимум 1,0 мас.% Ni.
18. Сталь для холодной обработки по п.17, отличающаяся тем, что она дополнительно содержит максимум 0,7 мас.% Ni.
19. Сталь для холодной обработки по п.18, отличающаяся тем, что содержащееся в ней количество никеля не превышает примесный уровень.
20. Сталь для холодной обработки по п.15, отличающаяся тем, что содержание в ней каждого из таких элементов как титан, цирконий и ниобий не превышает 0,03 мас.%.
21. Сталь для холодной обработки по п.20, отличающаяся тем, что содержание в ней каждого из таких элементов как титан, цирконий и ниобий не превышает 0,01 мас.%, предпочтительно не превышает 0,005 мас.%.
22. Сталь для холодной обработки по п.1, отличающаяся тем, что она содержит максимум 0,035 мас.%, предпочтительно максимум 0,015 мас.%, и более предпочтительно максимум 0,010 мас.% Р.
23. Сталь для холодной обработки по п.1, отличающаяся тем, что она содержит максимум 20, предпочтительно максимум 10 млн.ч. О.
24. Сталь для холодной обработки по п.1, отличающаяся тем, что она содержит максимум 0,03 мас.%, предпочтительно максимум 0,015 мас.% и более предпочтительно максимум 0,010 мас.% N.
25. Сталь для холодной обработки по п.1, отличающаяся тем, что она содержит максимум 0,03 мас.%, предпочтительно максимум 0,01 мас.% и более предпочтительно максимум 30 млн.ч. S.
26. Сталь для холодной обработки по п.1, отличающаяся тем, что она содержит от 0,10 до 0,3 мас.% S.
27. Сталь для холодной обработки по п.26, отличающаяся тем, что она содержит от 5 до 75 млн.ч. Са и от 50 до 100 млн.ч. О, предпочтительно от 5 до 50 млн.ч. Са и предпочтительно от 60 до 90 млн.ч. О.
28. Сталь для холодной обработки по любому из пп.1-27, отличающаяся тем, что после закалки и высокотемпературного отпуска при 500-600°С, предпочтительно при 520-560°С, ее твердость составляет от 57 до 63 по шкале С Роквелла, предпочтительно от 60 до 62 по шкале С Роквелла.
29. Сталь для холодной обработки по п.28, отличающаяся тем, что после закалки и высокотемпературного отпуска при 500-600°С, ее твердость составляет от 57 до 63 по шкале С Роквелла, предпочтительно от 60 до 62 по шкале С Роквелла.
30. Инструмент для холодной обработки, изготовленный из стали для холодной обработки по любому из пп.1-29.
31. Инструмент для холодной обработки по п.30, отличающийся тем, что после закалки и высокотемпературного отпуска при 500-600°С, предпочтительно при 520-560°С, его твердость составляет от 57 до 63 по шкале С Роквелла, предпочтительно от 60 до 62 по шкале С Роквелла.
Приоритет по пунктам:
13.06.2002 по пп.1-15, 20-29;
29.01.2003 по пп.16-19, 30-31.
RU2004134332/02A 2002-06-13 2003-06-06 Сталь для холодной обработки и инструмент для холодной обработки RU2322531C2 (ru)

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
SE0201799-4 2002-06-13
SE0201799A SE522475C2 (sv) 2002-06-13 2002-06-13 Kallarbetsstål och kallarbetsverktyg
SE0300200A SE0300200D0 (sv) 2002-06-05 2003-01-29 Kallarbetsstål och kallarbetsverktyg
SE0300200-3 2003-01-29

Publications (2)

Publication Number Publication Date
RU2004134332A RU2004134332A (ru) 2005-07-27
RU2322531C2 true RU2322531C2 (ru) 2008-04-20

Family

ID=29738559

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2004134332/02A RU2322531C2 (ru) 2002-06-13 2003-06-06 Сталь для холодной обработки и инструмент для холодной обработки

Country Status (14)

Country Link
US (2) US8900382B2 (ru)
EP (1) EP1511873B1 (ru)
JP (1) JP4805574B2 (ru)
KR (3) KR20110042131A (ru)
CN (1) CN100343409C (ru)
AT (1) ATE518969T1 (ru)
AU (1) AU2003241253C1 (ru)
BR (1) BR0311757B1 (ru)
CA (1) CA2488793C (ru)
PL (1) PL200146B1 (ru)
RU (1) RU2322531C2 (ru)
SI (1) SI1511873T1 (ru)
TW (1) TWI315348B (ru)
WO (1) WO2003106728A1 (ru)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2536574C2 (ru) * 2009-10-12 2014-12-27 Снекма Гомогенизация мартенситной нержавеющей стали после переплавки под слоем шлака

Families Citing this family (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2003106728A1 (en) * 2002-06-13 2003-12-24 Uddeholm Tooling Aktiebolag Cold work steel and cold work tool
CN100357477C (zh) * 2005-07-06 2007-12-26 燕山大学 超细贝氏体耐磨钢及其制造工艺
SE528991C2 (sv) 2005-08-24 2007-04-03 Uddeholm Tooling Ab Ställegering och verktyg eller komponenter tillverkat av stållegeringen
SE0600841L (sv) * 2006-04-13 2007-10-14 Uddeholm Tooling Ab Kallarbetsstål
AT504331B8 (de) * 2006-10-27 2008-09-15 Boehler Edelstahl Stahllegierung für spanabhebende werkzeuge
JP5317552B2 (ja) * 2008-06-26 2013-10-16 オーエスジー株式会社 転造ダイス
IT1401998B1 (it) * 2010-09-30 2013-08-28 Danieli Off Mecc Cesoia di taglio di prodotti laminati e relativo processo di produzione
CN103403206B (zh) * 2011-02-21 2015-11-25 日立金属株式会社 切削性优异的冷作工具钢
JP6083014B2 (ja) * 2012-04-02 2017-02-22 山陽特殊製鋼株式会社 高強度マトリックスハイス
JP6474348B2 (ja) 2013-09-27 2019-02-27 日立金属株式会社 高速度工具鋼およびその製造方法
CN103741061B (zh) * 2013-12-19 2016-01-27 马鞍山市方圆材料工程有限公司 一种轧辊用高断裂韧性合金钢材料及其制备方法
JP6654328B2 (ja) * 2015-05-14 2020-02-26 山陽特殊製鋼株式会社 高硬度で高靱性な冷間工具鋼
CN104894483B (zh) * 2015-05-15 2018-07-31 安泰科技股份有限公司 粉末冶金耐磨工具钢
CN104878301B (zh) * 2015-05-15 2017-05-03 河冶科技股份有限公司 喷射成形高速钢
CN106566983B (zh) * 2016-10-28 2017-11-07 吉林省维尔特隧道装备有限公司 高性能盘型滚刀刀圈材料及其生产工艺
CN107326296A (zh) * 2017-07-10 2017-11-07 合肥雄川机械销售有限公司 一种播种机开沟器的制备方法
KR101986187B1 (ko) * 2017-11-08 2019-06-05 한국기계연구원 주조강
KR102072606B1 (ko) * 2018-10-02 2020-02-03 한국생산기술연구원 충격인성이 우수한 초고강도 공구강 및 이의 제조 방법
CN109468535A (zh) * 2018-12-25 2019-03-15 金湖蒂斯特五金制品有限公司 一种冷作模具钢及其制备工艺
JP2020111766A (ja) * 2019-01-08 2020-07-27 山陽特殊製鋼株式会社 冷間工具鋼
CN110373605B (zh) * 2019-06-20 2021-05-14 浙江精瑞工模具有限公司 一种高韧性合金钢及其熔炼方法
CN113737106B (zh) * 2020-05-29 2022-11-15 宝山钢铁股份有限公司 1500MPa热冲压零件冷切边冲孔刀具用模具钢及其制备方法
CN114974916B (zh) * 2022-07-04 2024-01-30 桂林电子科技大学 一种纤维状MXene负载NiCoS复合材料及其制备方法和应用

Family Cites Families (28)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CS162846B1 (ru) 1973-03-14 1975-07-15
JPS5422770B2 (ru) 1974-01-30 1979-08-09
JPS5235117A (en) 1975-08-25 1977-03-17 Daido Steel Co Ltd High tensile tool steel of high hardness
JPS5585658A (en) * 1978-12-25 1980-06-27 Daido Steel Co Ltd Free cutting steel
US4294613A (en) * 1979-07-03 1981-10-13 Henrik Giflo Acid resistant, high-strength steel suitable for polishing
JPS57161051A (en) 1981-03-31 1982-10-04 Daido Steel Co Ltd Steel for plastic mold
JPS58117863A (ja) * 1981-12-02 1983-07-13 Hitachi Metals Ltd 高耐摩高靭性高速度工具鋼
JPS59179762A (ja) 1983-03-30 1984-10-12 Daido Steel Co Ltd 冷間ダイス鋼
JPH0765141B2 (ja) * 1985-09-18 1995-07-12 日立金属株式会社 熱間加工用工具鋼
JPS6411945A (en) 1987-07-03 1989-01-17 Daido Steel Co Ltd Cold tool steel
SE459421B (sv) 1987-10-28 1989-07-03 Uddeholm Tooling Ab Anvaendning av ett verktygsstaal foer karosseriplaatpressningsverktyg
JPH02277745A (ja) 1989-01-20 1990-11-14 Hitachi Metals Ltd 高硬度、高靭性冷間工具鋼
US5458703A (en) * 1991-06-22 1995-10-17 Nippon Koshuha Steel Co., Ltd. Tool steel production method
JP2683861B2 (ja) 1993-08-24 1997-12-03 住友金属工業株式会社 熱間製管用工具及びその製造方法
SE502969C2 (sv) 1994-02-17 1996-03-04 Uddeholm Steel Strip Användning av en stållegering som material till bestrykningsschabrar i form av kallvalsade band
JPH07316739A (ja) 1994-05-20 1995-12-05 Daido Steel Co Ltd 冷間工具鋼
JP3027927B2 (ja) 1995-04-25 2000-04-04 住友金属工業株式会社 耐摩耗性強靱鋼
JP3603427B2 (ja) * 1995-10-31 2004-12-22 愛知製鋼株式会社 熱処理後の寸法変化が著しく少ない冷間工具鋼の製造方法
JPH10273756A (ja) 1997-03-31 1998-10-13 Daido Steel Co Ltd 鋳物製冷間工具およびその製造方法
JP3833379B2 (ja) * 1997-12-17 2006-10-11 山陽特殊製鋼株式会社 被削性に優れた冷間工具鋼
EP0930374B1 (en) 1998-01-06 2001-10-04 Sanyo Special Steel Co., Ltd. Production of cold working tool steel
JP3455407B2 (ja) 1998-01-06 2003-10-14 山陽特殊製鋼株式会社 冷間工具鋼
JP3499425B2 (ja) * 1998-02-02 2004-02-23 山陽特殊製鋼株式会社 冷間工具鋼の製造方法
JP3846008B2 (ja) * 1998-01-30 2006-11-15 大同特殊鋼株式会社 靭性，耐摩耗性に優れた冷間工具鋼及びその製造方法
CN1092243C (zh) * 1999-01-26 2002-10-09 尹道乐 经济高速钢
SE518023C2 (sv) * 2000-12-11 2002-08-20 Uddeholm Tooling Ab Stål för plastformningsverktyg och detaljer av stålet för plastformningsverktyg
JP3558600B2 (ja) * 2001-02-09 2004-08-25 日本高周波鋼業株式会社 調質後の被削性が優れた低合金工具鋼
WO2003106728A1 (en) * 2002-06-13 2003-12-24 Uddeholm Tooling Aktiebolag Cold work steel and cold work tool

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2536574C2 (ru) * 2009-10-12 2014-12-27 Снекма Гомогенизация мартенситной нержавеющей стали после переплавки под слоем шлака

Also Published As

Publication number Publication date
KR20120104444A (ko) 2012-09-20
ATE518969T1 (de) 2011-08-15
PL200146B1 (pl) 2008-12-31
KR20050007597A (ko) 2005-01-19
TW200413547A (en) 2004-08-01
CN100343409C (zh) 2007-10-17
BR0311757A (pt) 2005-03-15
CA2488793A1 (en) 2003-12-24
EP1511873A1 (en) 2005-03-09
KR20110042131A (ko) 2011-04-22
JP2005530041A (ja) 2005-10-06
RU2004134332A (ru) 2005-07-27
WO2003106728A1 (en) 2003-12-24
EP1511873B1 (en) 2011-08-03
SI1511873T1 (sl) 2011-12-30
US20150068647A1 (en) 2015-03-12
US20050155674A1 (en) 2005-07-21
CN1659299A (zh) 2005-08-24
KR101360922B1 (ko) 2014-02-11
AU2003241253C1 (en) 2009-05-14
TWI315348B (en) 2009-10-01
AU2003241253B2 (en) 2008-10-09
AU2003241253A1 (en) 2003-12-31
BR0311757B1 (pt) 2011-12-27
CA2488793C (en) 2016-01-26
US8900382B2 (en) 2014-12-02
JP4805574B2 (ja) 2011-11-02
PL372555A1 (en) 2005-07-25

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2322531C2 (ru) Сталь для холодной обработки и инструмент для холодной обработки
JP4337268B2 (ja) 耐食性に優れた高硬度マルテンサイト系ステンレス鋼
KR100373169B1 (ko) 고충격인성및내마모성을갖는분말야금냉간공구강및그제조방법
JP6366326B2 (ja) 高靱性熱間工具鋼およびその製造方法
RU2324760C2 (ru) Сталь и изготовленный из нее формовочный инструмент для пластмассы
JP2794641B2 (ja) 高い圧縮強度を持つ冷間加工鋼
CA2405278C (en) Hot-working steel article
JP2004503677A (ja) スチール合金、プラスチック成形工具及びプラスチック成形工具用の強靭焼入れブランク
KR20020080262A (ko) 내열성이 높은 ｐｍ-고속도 강
CA2686071C (en) Hot-forming steel alloy
US5207843A (en) Chromium hot work steel
JP4299744B2 (ja) 冷間鍛造用熱間圧延線材及びその製造方法
JPH09324219A (ja) 耐水素脆性に優れた高強度ばねの製造方法
JP4030872B2 (ja) プラスチック成型工具用のスチール合金、ホルダー及びホルダー部品、及びホルダー及びホルダー部品用にタフ焼入れしたブランク
KR20020001933A (ko) 인성 및 강도가 우수한 열간·온간 겸용 저합금고속도공구강 및 그의 제조방법
JPH1192881A (ja) ラスマルテンサイト組織のフェライト系耐熱鋼と その製造方法
JP2005187900A (ja) 表面処理性に優れた冷間工具鋼、金型用部品、および金型
JP3721723B2 (ja) 被削性、冷間鍛造性および焼入れ性に優れた機械構造用鋼材
JP5976581B2 (ja) 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材、および軸受部品
JPH07116550B2 (ja) 低合金高速度工具鋼およびその製造方法
JP3552286B2 (ja) 被削性、冷間鍛造性および焼き入れ・焼き戻し後の疲労強度特性に優れた機械構造用鋼とその部材の製造方法
JP3713805B2 (ja) 冷鍛性に優れた高周波焼入用鋼とその製造法
JPH05163551A (ja) 粉末高速度工具鋼
JPH11335773A (ja) 冷間加工性に優れた軸受用鋼
JPH0892633A (ja) 高強度高靭性鋼の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
PD4A Correction of name of patent owner