SE522475C2 - Kallarbetsstål och kallarbetsverktyg - Google Patents

Description

:»>sn 522 475 'i 2 P1612 REDOGÖRELSE FÖR UPPFINNINGEN Ovanstående sylten och egenskaper kan uppnås med ett stål som kännetecknas av vad som anges i de efterföljande patentkraven.

Beträffande de enskilda elementen i stållegeringen och dessas inbördes samverkan gäller för övrigt följande.

Stålet enligt uppfinningen skall, som ovan nämnts, inte innehålla några primärkarbider eller åtminstone endast en synnerligen låg halt av primärkarbider, dvs vara väsentligen fritt från primärkarbider, men ändå ha en för de flesta applikationer adekvat slitstyrka, som tillförsäkras genom en adekvat hårdhet inom intervallet 57-63 HRC, lämpligen 60- 62 HRC, i stålets härdade och högtemperaturanlöpta tillstånd, samtidigt som stålet skall ha en mycket god seghet. För att åstadkomma detta innehåller stålet kol och vanadin i väl avvägda halter. Sålunda bör stålet innehålla minst 0.60 %, företrädesvis minst 0.63 % och lämpligen minst 0.68 % C. Vidare bör stålet innehålla minst 0.30 %, företrädesvis minst 0.35 % och lämpligen minst 0.42 % V. Detta gör det möjligt att stålets martensitiska grundmassa i härdat och anlöpt tillstånd kommer att innehålla tillräcklig mängd kol i fast lösning för att ge grundmassan nämnda hårdhet och att en adekvat mängd sekundärt utskiljda, mycket små, hårdhetsförhöjande vanadinkarbider bildas i stålets grundmassa. Däljämte finns i stålet mycket små, primärt utskiljda vanadinkarbider, vilka bidrar till att motverka komtillväxt vid värmebehandlingen.

Några andra karbider än vanadinkarbider bör icke existera. För att uppnå nämnda villkor får stålet inte innehålla mer än 0.85 %, företrädesvis max 0.80 % och lämpligen max 0.78 % C och beträffande vanadinhalten får denna uppgå till max 0.65 %, företrädesvis max 0.60 % och lämpligen max 0.55 %. Norninellt innehåller stålet 0.72 % C och 0.50 % V. Mängden kol i fast lösning i stålets härdade och högtemperaturanlöpta tillstånd uppgår nominellt till ca 0.67 %.

Kisel finns åtminstone i mätbar mängd som restelement från stålets tillverkning och ingår normalt i en halt från spår upp till max 1.5 %. Kisel försämrar emellertid stålets seghet och bör därför inte finnas i en halt över 1.0 %, företrädesvis max 0.5 %. Normalt finns kisel i en minsta halt av åtminstone 0.05 %. En effekt med kisel är att det ökar kolaktiviteten i stålet och därmed bidrar till att stålet får en ökad hårdhet. En positiv effekt med kisel är att kisel kan förbättra stålets skärbarhet. Därför kan det vara lämpligt att stålet innehåller kisel i en minsta halt av 0.1 %. Nominellt innehåller stålet 0.2 % kisel. sanna 522 475 3 P16l2 Aluminium kan ha delvis samma eller liknande effekter som kisel åtminstone i ett stål av föreliggande typ. Båda kan användas som oxidationsmedel vid stålets tillverkning.

De är båda ferritbildare och ger ett lösningshårdnande i stålets matrix. Kisel kan därför delvis utbytas mot aluminium upp till en halt av max 1.0 % Al. Aluminium i stålet ställer dock stora krav på att stålet är mycket väl avoxiderat och har en mycket låg halt av kväve, eftersom eljest aluminiumoxider och aluminiumnitrider bildas, vilka kraftigt kan nedsätta stålets duktilitet/seghet. Därför bör stålet normalt inte innehålla mer än max 1.0 % Al, företrädesvis max 0.3 %. I ett föredraget utförande innehåller stålet max 0.1 och allra helst max 0.03 % Al.

Mangan, krom och molybden skall finnas i stålet i tillräcklig mängd för att ge stålet en adekvat härdbarhet. Mangan har även funktionen att binda de ytterst små mängder svavel som kan finnas i stålet till att bilda mangansulfider. Mangan skall därför finnas i en halt av 0.1-2.0 %, företrädesvis i en halt av 0.2-1.5 %. Lämpligen innehåller stålet minst 0.25 och max 1.0 % mangan. En nominell manganhalt är 0.50 %.

Krom skall finnas i en minsta halt av 3.0 %, företrädesvis minst 4.0 % och lämpligen minst 4.5 % för att ge stålet önskad härdbarhet vid de halter av mangan och krom som kännetecknar stålet. Maximalt får stålet innehålla 7.0 %, företrädesvis max 6.0 % och lämpligen max 5.5 % krom. Även molybden skall finnas i en adekvat mängd i stålet för att tillsammans med främst krom ge stålet önskad härdbarhet och även ge ett önskat sekundärhårdnande. Molybden i allt för höga halter medför dock utskiljning av M6C-karbider, vilka företrädesvis icke skall förekomma i stålet. Stålet skall mot denna bakgrund innehålla minst 1.5 % och max 4.0 % Mo. Företrädesvis innehåller stålet minst 1.8 % och max 3.2 % Mo, lämpligen minst 2.1 % och max 2.6 % Mo för att stålet inte skall komma att innehålla oönskade M6C-karbider på bekostnad av och/eller utöver den önskade mängden MC- karbider. Molybden kan i princip helt eller delvis ersättas av volfram för att åstad- komma önskad härdbarhet, men härför krävs dubbelt så stor mängd volfram som molybden, vilket är en nackdel. Även återanvändning av skrot som uppstår vid stålets tillverkning försvåras, om stålet innehåller väsentliga halter volfram, Därför bör volfram inte förekomma i en halt av mer än max 1.0 %, företrädesvis max 0.3 %, lämpligen max 0.1 %. Allra helst bör stålet inte innehålla någon avsiktligt tillsatt mängd volfram, som i stålets mest föredragna utföringsform inte bör tolereras mer än som en förorening i fonn av restelement härrörande från ingående råvaror för stålets tillverkning. :annu 522 475 4 P16l2 Förutom de nämnda elementen behöver stålet enligt uppfinningen normalt icke innehålla några ytterligare, avsiktligt tillsatta legeringselement. Kobolt är t.ex. ett element som normalt icke krävs i stålet för att de eftersträvade egenskaperna skall uppnås. Emellertid kan eventuellt (optionally) kobolt ingå i en halt max 2.0 %, företrädesvis max 0.7 %, för att förbättra anlöpningsbeständigheten ytterligare. Nonnalt innehåller stålet dock inte kobolt över föroreningshalt. Vidare kan stålet på i och för sig känt sätt eventuellt (optionally) legeras med mycket små halter av olika element för att befiämja stålets egenskaper i olika avseenden, t.ex. dess härdbarhet, eller underlätta stålets tillverkning. T.ex. kan stålet eventuellt (optionally) legeras med bor i halter upp till cirka 30 ppm för att förbättra stålets varmduktilitet.

Andra element är å andra sidan uttalat oönskade. Sålunda innehåller stålet icke några andra starka karbidbildare än vanadin. T ex är niob, titan och zirkonium uttalat oönskade. Dessa karbider är stabilare än vanadinkarbid och kräver högre temperatur än vanadin för att upplösas vid härdningen. Medan vanadinkarbider börjar upplösas vid ca 1000 °C och är praktiskt taget helt upplösta vid 1100 °C börjar niobkarbider upplösas först vid ca 1050 °C. Titankarbider och zirkoniumkarbider är ännu mer stabila och börjar upplösas först vid temperaturer över 1200°C och är fiallständigt upplösta först i stålets smälta tillstånd. Andra starka karbid- och nitridbildare än vanadin, i synnerhet titan, zirkonium och niob, får därför inte förekommai halter över 0.1 %, företrädesvis max 0.03 %, lämpligen max 0.010 %. Allra helst innehåller inte stålet mer än max 0.005 % av vart och ett av dessa element. Även haltema av fosfor, svavel, kväve och syre hålls på en mycket låg nivå i stålet för att maximera stålets duktilitet och seghet.

Sålunda får fosfor förekomma som en oundviklig förorening i en maximal halt av 0.035 %, företrädesvis max 0.015 % , lämpligen max 0.010 %. Syre får förekomma i maximal halt av 0.0020 % (20 ppm), företrädesvis max 0.0015 % (15 ppm), lämpligen max 0.0010 % (10 ppm). Kväve får finnas i en halt av max 0.030 %, företrädesvis max 0.015 %, lämpligen max 0.010 %.

Om stålet ej är svavellegerat för att förbättra stålets skärbarhet innehåller stålet max 0.03 % svavel, forträdesvis max 0.010 % S, lämpligen max 0.003 % (30 ppm) svavel.

Dock kan man även tänka sig att stålets skärbarhet förbättras genom avsiktlig tillsättning av svavel i en halt över 0.03 %, företrädesvis över 0.10 % upp till max 0.30 % svavel. I det fall stålet är svavlat, kan det på i och for sig känt sätt även innehålla 5-75 ppm Ca och 50-100 ppm syre, företrädesvis 5-50 ppm Ca och 60-90 ppm syre. :arsa 522 475 Pl612 Vid stålets tillverkning framställs göt eller ämnen med en massa överstigande 100 kg, företrädesvis upp till 10 ton och med tjocklekar överstigande ca 200 mm, företrädesvis upp till åtminstone 300 á 350 mm. Företrädesvis utnyttjas konventionell smält- metallurgisk tillverkning via götgjutning, lämpligen stiggjutning. Även kontinuerlig gjutning kan tillämpas, förutsatt att denna efierföljs av omgjutning till önskade dimensioner enligt ovan, t ex genom ESR-omsmältning. Pulvermetallurgisk tillverkning eller sprutgjutning är onödigt dyrbara processer och ger icke några sådana fördelar som motiverar kostnaden. De framställda göten varmbearbetas till önskade dimensioner, varvid även gjutstrukturen bryts ned.

Strukturen hos det varmbearbetade materialet kan genom värmebehandling normaliseras på olika sätt för att optimera homogeniteten i materialet, t ex genom homogeniserings- behandling vid hög temperatur, lämpligen vid 1200-l300°C. Stålet levereras av ståltillverkaren normalt i mjukglödgat tillstånd till kund; hårdhet ca 200-230, normalt 210-220 HB. Verktygen tillverkas normalt genom skärande bearbetning i stålets mjukglödgade tillstånd, men i och för sig är det även tänkbart att framställa verktygen genom konventionell skärande bearbetning eller genom sänkgnistning i stålets härdade och anlöpta tillstånd.

Värmebehandlingen av de framställda verktygen utförs normalt hos kund, företrädesvis i vakuumugn, genom härdning från en temperatur mellan 950-1100°C, lämpligen vid lO20-1050°C, för fiillständig upplösning av förekommande karbider under en tid av min till 2h, företrädesvis under 15-60 min, följt av avkylning till 20-70°C samt högtemperaturanlöpning vid 500-600 °C, lämpligen vid 520-560 °C.

I mjukglödgat tillstånd har stålet en ferritisk grundmassa med jämnt fördelade små karbider, som kan vara av skilda slag. I härdat och icke anlöpt tillstånd har stålet en grundmassa bestående av oanlöpt martensit. Beräkningsmässigt, genom kända teoretiska kalkyler, har stålet i jämvikt ca 0.6 vol-% MC-karbider. Vid högtemperatur- anlöpning får man ytterligare utskiljning av MC-karbider som ger stålet dess avsedda hårdhet. Dessa karbider har en submikroskopisk storlek. Mängden undandrar sig därför beräkning genom konventionella mikroskopiska studier. Om temperaturen ökas i allt för hög grad, förgrovas MC-karbidema och blir instabila, varvid man i stället får snabbt tillväxande krornkarbider, vilket icke är önskvärt. Av dessa skäl är det viktigt att anlöpningen utförs vid ovan nämnda temperaturer och hålltider vid den för stålet enligt uppfinningen gällande legeringssammansättningen. .nin- 522 475 b Pl612 Ytterligare kännetecken och aspekter på uppfinningen framgår av patentkraven och av följande beskrivning av utförda försök samt efterföljande diskussion.

KORT FIGURBESKRIVNING I följande beskrivning av utförda försök kommer att hänvisas till bifogade ritningsfigurer, av vilka Fig. 1 är ett diagram som illustrerar inverkan av anlöpningstemperaturen på undersökta stål, Fig. 2 är ett diagram som illustrerar härdbarheten hos de undersökta stålen, Fig. 3 är ett diagram som illustrerar slagsegheten hos undersökta material som funktion av hårdheten hos prov härdade i vakuumugn med olika svalningstider, Fig. 4 är ett stapeldiagram som visar duktilitet och hårdhet hos undersökta stål efter viss värrnebehandling, och Fig. 5 är ett diagram som illustrerar varmduktiliteten hos undersökta stål i gjutet respektive smitt tillstånd.

BESKRIVNING AV UTFÖRDA FÖRSÖK Material Fyra stållegeringar tillverkades som 50-kilos laboratoriegöt. De kemiska samman- sättningarna framgår av tabell 1. Svavelhalten kunde på grund av tillverkningsteknikens begränsningar inte hållas på önskvärt låg nivå. Halten av syre och andra föroreningar än de i tabellen angivna har ej analyserats. Följande processgång tillämpades: homogeniseringsbehandling 10 h vid 1270 °C/lufi, smidning till ø 60x60 mm, regenereringsbehandling 1050 °C/2 h/lufi samt mjukglödgning 850 °C/2 h, svalning 10 °C/h till 600 °C, därefter fritt i lufi. wuwšfiš 3: u .md 7 J.- 3 ud o_V av S: ßwd muf oooo ßooo mmo mm; mwo v 522 475 J.- 2 nd ofiv mm omo omm mom oooo vooo avd ooo Éo m -..1 æN .md oflv au ßmo ßmd mQv oooo wood mmo mfio med N äwciohohoo ~wt~6+om .i m... ofiv mm Nmd vmfi mmm wood mooo mod 5.0 mod H Emm :En Eau »mom Z O nZ E. > oå Ö m m 52 mm O Row Pielz .xfiååï :wšwmcmëëwm VÉEQM w :aaah »enas 522 475 8 P16l2 Ovanstående material undersöktes med avseende på hårdhet efter mjukglödgning, mikrostruktur efter olika vârmebehandlingar, hårdhet efter hârdning och anlöpning, härdbarhet, slagseghet, nötningsmotstånd och varmduktilitet. Dessa undersökningar redovisas i det följande. Dessutom utfördes teoretiska jämviktsberäkningar genom Thermo-Calc-metoden med avseende på halten löst kol och karbidandel vid angiven austenitiseringstemperatur for stål med riktanalyser enligt tabell 2.

Tabell 2 Kemisk sammansättning, vikts-%, hos Thermo-Calc-studerade legeringar Stål C Si Mn P S Cr Mo V 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 Halten löst kol vid austenitiseringstemperaturer, TA, och volym-% MC vid T A anges i nedanstående tabell 3.

Tabell 3 T A (°C) % Q vid T Å vol-% MC vid T A 1050/30 min 0.63 1.01 6 1050/30 min 0.65 0.72 7 1050/30 min 0.64 1.04 8 1150/10 min 0.38 2.87 Mjukglödgad hårdhet Den mjukglödgade hårdheten, Brinell-hårdhet (HB), för de undersökta legeringarna 1-4 visas itabell 4.

Tabell 4 Mjukglödgad hårdhet Stål Hårdhet (HB) 1 218 2 208 3 217 4 222 »anna 522 475 “l Pl6l2 Mikrostruktur Mikrostrukturen i mjukglödgat tillstånd samt efter värmebehandling till 60-61 HRC undersöktes. Dessa studier visade att mikrostrukturen i härdat och anlöpt tillstånd utgjordes av anlöpt martensit. Primärkarbider förekom endast i stål 4. Dessa karbider var av typ MC. Några titankarbider, nitrider och/eller karbonitrider påträffades icke i någon legering.

Härdning och anlöpning Stålen 1-3 austenitiserades vid 1050 °C/30 min och stål 4 vid 1150 °C/ 10 min, luftkyldes till omgivningstemperatur samt anlöptes två gånger vid varierande anlöpnings- temperaturer, varje gång under 2 timmar. Anlöpningstemperaturens inverkan på hård- heten visas i Fig. 1. Av denna figur framgår att stålen 2 och 3 har potential att nå önskad hårdhet efter högtemperaturanlöpning vid 500-600°C, företrädesvis vid 520-560°C, lämpligen 520-540°C. Optimum för maximal hårdhet uppnås genom anlöpning vid en temperatur av ca 525 °C för stålen 2 och 3. Detta är särskilt viktigt för matrix-stål, som kräver nitrering eller ytbeläggning vid en temperatur i storleksordningen 500°C eller högre för att uppnå nödvändig slitstyrka för vissa verktygsapplikationer. Man får sålunda vid dessa temperaturer ett markant sekundärhårdnande genom utskiljning av MC-karbider. Som framgår av diagrammet i Fig. 1 garanteras en hårdhet över 60 HRC vid anlöpning ända upp till omkring 580 °C, vilket är fördelaktigt med hänsyn till möjligheten att utföra ytbelåggningen inom ett relativt brett temperaturintervall utan att hårdheten hos verktyget blir för låg. Om högre hårdhet eftersträvas, måste mer kol och karbidbildande element tillsättas legeringen. Detta medför emellertid risk för bildandet av primärkarbider, som inte går att upplösa genom glödgrring. Detta exemplifieras av stål 4, som kräver en mycket hög austenitiseringstemperatur, vilket ger flera nackdelar; nödvändighet av okonventionell härdningsteknik hos verktygstillverkaren, härdspänningar, dimensionsförändringar och risk för sprickor.

Híirdbarhet En härdbarhetsjämförelse med plottade data från CCT-diagram visas i Fig. 2 för de undersökta legeringarna 1-4. Som framgår av diagrammet har stål nr 2 bästa härdbarhet men även stål nr 3 har bättre förutsättningar att bilda martensit vid långsam svalning från austenitiseringstemperaturen jämfört med stål nr 1 och framförallt jämfört med stål nr 4. 522 475 [O Pl612 Duktilitet Duktiliteten i termer av upptagen slagenergi för oanvisade provstavar vid 20 °C, härdade i vakuumugn med olika svalningstider och anlöpta till olika hårdheter visas i Fig. 3.

Bäst seghet vid hårdheter överstigande 60 HRC, och i än högre grad vid hårdhet över- stigande 61 HRC, uppnåddes för stål nr 2. För att analysera seghetsförhållandena vid nämnda hårdheter ytterligare jämfördes stålen 1-4 även i ett stapeldiagram, Fig. 4.

Stålen 1-4 hade i detta fall kylts från tidigare nämnda austenitiseringstemperatur på 706 s från 800 till 500 °C och efter fortsatt avkylning till rumstemperatur anlöpts vid 525- 540 °C/2x2 h. Av Fig. 4 framgår att bästa seghet vid jämförbara hårdheter uppnåddes med stål 2.

Varmduktilitet Varmduktiliteten är en viktig parameter för bland annat ståls produktionsekonomi.

Varmduktilitetsprovning utfördes efter homogeniseringsbehandling 10 h vid 1270 °C/luft för stål i gjutet, respektive smitt tillstånd. I smitt tillstånd tillkommer även regenereringsbehandling 1050 °C/2 h samt mjukglödgning. Hålltiden vid provnings- temperaturen var 4 min, frånsett stål 1 och 3 i gjutet tillstånd och för temperaturer lika eller högre än 1200 °C för smitt material. Orsaken härtill är att dessa två stål uppvisade en kraftig oxidation som omöjliggj orde en korrekt uppmätning av areakontraktionen.

Stål 2 med låg kiselhalt gav däremot icke upphov till någon nämnvärd oxidation. Detta stål hade även en bättre varmduktilitet än stål nr 1 och 3 i såväl gjutet som smitt tillstånd. Ca 50 °C högre provningstemperatur kunde tillåtas för stål 2. Resultaten illustreras i Fig. 5.

Abrasiv nötníng Nötningsbeständigheten undersöktes via pinne-mot-skiva test med SiO2 som abrasivt medel. Bäst nötningsmotstånd hade stål 4. Övriga stållegeringar var likvärdiga.

DISKUSSION För utvärdering av ovan redovisade resultat gjordes jämförande studier av de undersökta stålen. Tabell 5 visar halten löst kol, vikts-%, och MC-karbidmängden, vol-%, vid 1050 °C då jämvikt antas råda för stålen I-3 och 5-7 samt vid 1150 °C för stålen 4 och 8. Som referens är värdena för riktanalysema för stålen 5-8 givna i tabellen. Noterbart är att stål 2 har en väsentligt lägre MC-halt än avsett på grund av att vanadinhalten är lägre än enligt den nominella sammansättningen för detta stål, stål 6, som innehöll 0.65 vol-% MC vid T A. »vinn P16l2 Tabell 5 522 475 ll Halten löst kol, vikts-%, och karbidandel, vol-%, vid angiven austenitiseringstemperatur för de undersökta legeringarna 1-4 jämfört med dessa legeringars riktanalyser 5-8. stål optimal TA cc) % g vid TA % Mc vid TA 1050/30 min 0.64 0.89 1 1050/30 min 0.60 0.37 6 1050/30 min 0.65 0.65 2 1050/30 min 0.66 0.32 7 1050/30 min 0.65 0.97 3 1050/30 min 0.63 - 0.95 s 1150/30 min 0.37 2.33 4 1150/30 min 0.30 2.71 En jämförelse av egenskaperna av de undersökta legeringarna 1-4 ges i tabell 6. I denna tabell har legeringarna tilldelats betyg varierande mellan 1-4, där 1 = sämst och 4 = bäst.

Tabell 6 Jämförelse av egenska er hos undersökta stå] Stål No: 1 2 3 4 Härdbarhet 2 4 3 Dimensionsstabilitet vid värmebehandling 2 4 3 1 Hårdhet efier hög- 4 4 4 (dock endast efter härdning från hög tempaturanlöpning temperatur) Duktilitet/Slagseghet 2 4 3 1 Nötningsbeständighet 2 2 2 4 Utmattningslivslängd 4 4 4 2 Tryckhållfasthet 4 4 4 4 Slipbarhet 4 4 4 2 Skärbarhet 4 3 4 2 Gnistbearbetbarhet 4 4 4 4 Polerbarhet 4 4 4 3 Produktionsekonomi 3 4 4 2 |h>;| 522 475 ll P1612 Som framgår av tabell 6 har stål nr 2 en bättre egenskapsprofil, och är i synnerhet bättre beträlïande de viktigaste produktegenskaperna, än övriga undersökta och bedömda material. En eventuellt negativ aspekt på stål 2 är att den lägre halten av MC-karbider kan reducera motståndet mot komtillväxt. En erfarenhet av försöken är sålunda dels att vanadinhalten bör höjas från nominellt 0.40 % till 0.50 % för att ge en större marginal mot komtillväxt vid värmebehandling, dels att det existerar ett smalt område för vanadinhalten för att ge önskat motstånd mot korntillvåxt utan att karbidhalten blir allt för hög med hänsyn till önskad seghet hos stålet, dels att kolhalten bör höjas till nominellt 0.72 % och hållas inom ett relativt smalt intervall omkring denna halt för att ge 60-62 HRC eñer värmebehandling. Halten av P, S, N och O bör hållas på en mycket låg nivå för att maximera duktilitet och seghet. Övriga karbid- och nitridbildare som Ti, Zr och Nb bör helst begränsas till max 0.005 %. Nominellt skulle ett kallaxbetsstål enligt uppfinningen mot denna bakgrund ha den nominella sammansättning som anges i tabell 7.

Tabell 7 Nominell legeringssammansättning, vikts-%, för ett stål enligt uppfinningen samt löst mängd C och karbidmängd, vol-%, vid 1050 °C C Si Mn P S Cr Mo V N O C* MC* vol-% 0.72 0.20 0.50 <0.010 0.0010 5.0 2.30 0.50 <0.010 <0.0010 0.67 0.6 * Teoretiskt beräknat vid jämvikt enligt Thermo-Calc-metoden.

Claims (27)

ilsa: 10 15 20 25 30 35 522 475 /3 Pl6l2 PATENTKRAV

1. Kallarbetsstål, k ä n n et e c k n a t av att det har följande kemiska sammansättning i vikts-%: 060-085 C från spår till 1.5 (Si+Al) 0.1-2.0 Mn 3.0-7.0 Cr l.5-4.0 (Mo+K:-), dock max 1.0 W 030-065 V max 0.1 av vart och ett av Nb, Ti och Zr max 2.0 Co rest väsentligen endast järn och oundvikliga föroreningar.

2. Kallarbetsstål enligt krav 1, k ä n n e t e c k n a t av att det innehåller minst 0.63, lämpligen minst 0.68 C.

3. Kallarbetsstål enligt krav 2, k ä n n e t e c k n a t av att det innehåller max 0.80, lämpligen max 0.78 C.

4. Kallarbetsstål enligt något av kraven 1.3, k ä n n e t e c k n a t av att det innehåller minst 0.35, lämpligen minst 0.42 V.

5. Kallarbetsstål enligt krav 4, k ä n n e t e c k n a t av att det innehåller max 0.60, lämpligen max 0.55 V.

6. Kallarbetsstål enligt något av kraven 1-5, k ä n n e t e c k n at av att det innehåller ca 0.72 C och ca 0.50 V.

7. Kallarbetsstål enligt något av kraven 1-6, k ä n n e t e c k n a t av att det innehåller minst 0.05 och max 1.0 Si.

8 Kallarbetstål enligt krav 7, k ä n n e t e c k n a t av att det innehåller minst 0.1, företrädesvis minst 0.2 och max 0.5 Si. sann: 10 15 20 25 30 35 522 475 /4 Pl612

9. Kallarbetsstål enligt något av kraven 1-8, k ä n n e t e c k n a t av att det innehåller max 1.0, företrädesvis max 0.3, lämpligen max 0.1 och allra helst max 0.03 A1.

10. Kallarbetsstål enligt något av kraven 1-9, k ä n n e t e c k n a t av att det innehåller minst 1.8 och max 3.2 Mo.

11. Kallarbetsstål enligt krav 10, k ä n n e t e c k n a t av att det innehåller minst 2.1 och max 2.6 Mo.

12. Kallarbetsstål enligt krav 10 eller 11, k ä n n e t e c k n at av att det innehåller max 0.3, lämpligen max 0.1 W.

13. Kallarbetsstål enligt krav 12, k ä n n e t e c k n a t av att det inte innehåller volfiarn över föroreningshalt.

14. Kallarbetsstål enligt något av kraven 1-13, k ä n n e t e c k n a t av det innehåller max 0.7 Co.

15. Kallarbetsstål enligt krav 14, k ä n n e t e c k n a t av att det icke innehåller kobolt över fororeningshalt.

16. Kallarbetsstål enligt något av kraven 1-14, k ä n n e t e c k n at av att halten av vart och ett av element titan, zirkonium och niob icke överstiger 0.1 %.

17. Kallarbetstål enligt krav 16, k ä n n e t e c k n at av att halten av vart och ett av element titan, zirkonium och niob icke överstiger 0.03 %.

18. Kallarbetsstål enligt krav 17, k ä n n e t e c k n at av att halten av vart och ett av elementen titan, zirkonium och niob icke överstiger 0.01, företrädesvis icke överstiger 0.005 %.

19. Kallarbetstål enligt något av kraven 1-18, k ä n n e t e c k n at av att stålet icke innehåller mer än max 0.03 5, företrädesvis max 0.015 och lämpligen max 0.010 P.

20. Kallarbetsstål enligt något av kraven 1-19, k ä n n e t e c k n at av att stålet innehåller max 20, företrädesvis max 10 ppm O. annan 10 15 20 522 475 15 P1612

21. Kallarbetsstål enligt något av kraven l-20, k ä n n e t e c k n a t av att stålet innehåller max 30, företrädesvis max 15 och lämpligen max 10 ppm N.

22. Kallarbetsstål enligt något av kraven 1-21, k ä n n e t e c k n a t av att det innehåller max 0.03 %, företrädesvis max 0.01 %, och lämpligen max 30 ppm S.

23. Kallarbetsstål enligt något av kraven 1-22, k ä n n e t e c k n a t av att det innehåller 010-030 S.

24. Kallarbetsstål enligt krav 23, k ä n n e t e c k n a t av att det innehåller5-75 ppm Ca och 50-100 ppm O, företrädesvis 5-50 ppm Ca och företrädesvis 60-90 ppm O.

25. Kallarbetsstål enligt något av kraven 1-24, k ä n n e t e c k n a t av att det efier härdning och högtemperaturanlöpning vid 500-600 °C, företrädesvis vid 520-560 °C, har en hårdhet av 57-63, företrädesvis 60-62 HRC.

26. Kallarbetsverktyg tillverkat enligt något av kraven 1-24.

27. Kallarbetsverktyg enligt krav 26, k ä n n e t e c k n at av att det efter härdning och högtemperaturanlöpning vid 500-600 °C, företrädesvis vid 520-560 °C, har en hårdhet av 57-63, företrädesvis 60-62 HRC.