SE525269C2

SE525269C2 - Steel used for mold tool, contains specific amounts of carbon, silicon, silicon plus aluminum, manganese, chromium, molybdenum plus tungsten, vanadium, niobium, titanium, and zirconium, cobalt, nickel, and iron and impurities

Info

Publication number: SE525269C2
Application number: SE0201800A
Authority: SE
Inventors: Odd Sandberg
Original assignee: Uddeholm Tooling Ab
Priority date: 2002-06-13
Filing date: 2002-06-13
Publication date: 2005-01-18
Also published as: SE0201800L; SE0201800D0

Abstract

Steel contains (wt.%): carbon (0.43-0.60); silicon (from traces-1.5); silicon plus aluminum (from traces-1.5); manganese (0.1-2.0); chromium (3.0-7.0); molybdenum plus half of tungsten (1.5-4.0), in which tungsten = 1.0; vanadium (0.30-0.70); each of niobium, titanium, and zirconium (= 0.1); cobalt (= 2.0); nickel (= 2.0); iron and impurities (balance).

Description

10 f»- lfß. ra: kr lf.. x; i.. x) L.- ~.f 1"' Pl688 tekniker utan hårdhetssärilcning i materialet för applikationer som kräver särskilt god nötningsbeständighet hos verktyget. 0 Goda värmebehandlingsegenskaper, V - God siipbarhei, skafbafhet, gnistbeafbabafha och poierbarhet. 10 f »- lfß. ra: kr lf .. x; i .. x) L.- ~ .f 1 "' Pl688 techniques without hardness specification in the material for applications that require special good abrasion resistance of the tool. 0 Good heat treatment properties, V - Good siipbarhei, skafbafhet, gnistbeafbabafha and poierbarhet.

Andra viktiga produktegenskaper är: 0 God dimensionsstabilitet vid värmebehandling och 0 Lång utmattningslivslängd Speciﬁkt syftar uppfinningen till att erbjuda ett matrixstål som kan användas som material för plastformningsverktyg, dvs. ett stål som är väsentligen ﬁitt från primârkarbider och som i användningstillstånd har en martix bestående av anlöpt martensit.Other important product features are: Good dimensional stability during heat treatment and 0 Long fatigue life Specifically, the invention aims to provide a matrix steel that can be used as materials for plastic forming tools, ie. a steel that is essentially ﬁ itt from primary carbides and which in the state of use have a martix consisting of annealed martensit.

REDOGÖRELSE FÖR UPPFINNINGEN Ovanstående syften och egenskaper kan uppnås med ett stål som kännetecknas av vad som anges i de efterföljande patentkraven. - Beträﬂande de enskilda elementen i stållegeringen och dessas inbördes samverkan gäller för övrigt följande. Där ej annat sägs, avser angivna procent alltid vikts-%.DESCRIPTION OF THE INVENTION The above objects and properties can be achieved with a steel which is characterized by what as set out in the appended claims. - Regarding the individual elements of the steel alloy and their mutual interaction The following also applies. Unless otherwise stated, the stated percentage always refers to% by weight.

Stålet enligt uppfinningen skall, som ovan nämnts, inte innehålla några primärkaibider men ändå ha en för de ﬂesta applikationer adekvat slitstyrka, som tillförsiikras genom en adekvat hårdhet inom området 54-59 HRC, lämpligen 56-58 HRC, i stålets härdade och högtemperaturarilöpta 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 0.43 %, företrädesvis minst 0.44 % och lämpligen minst 0.46 % _C. Vidare bör stålet innehålla minst 0.30 %, företrädesvis minst 0.40 % och lämpligen minst 0.45 % V för att stålets martensitiska grundmassa i härdat och anlöpt tillstånd skall innehålla tillräcklig mängd kol i fast lösning för att ge grundmassan nämnda hårdhet och för att en adekvat mängd sekundärt utskiljda, mycket små _ hårdhetsförhöjande vanadinkarbider skall bildas i stålets grundmassa. Dårjåmte ﬁnns i stålet mycket små, primärt utskiljda vanadinkarbider, vilka bidrar till att motverka korntillväxt vid värmebehandlingen. Några andra karbider än vandinkarbider bör icke existera. För att uppnå nämnda villkor får stålet inte innehålla mer än 0.60 %, företrädesvis max 0.55 % och lämpligen max 0.53 % C och max 0.70 %, företrädesvis _ .OI I I 0 O O OI I 0 I O I O I OO IOIO O' QIO OI P1688 max 0.65 % och lämpligen max 0.60 % V. Nominellt innehåller stålet 0.49 % C och 0.52 % V. Mängden kol i fast lösning i stålets härdade och högtemperannanlöpta tillstånd uppgår nominellt till ca 0.45 %.The steel according to the invention should, as mentioned above, not contain any primary kaibides but still have an adequate wear resistance for most applications, which is ensured by one adequate hardness in the range 54-59 HRC, preferably 56-58 HRC, in the hardened and high temperature running conditions, while the steel should have a very good toughness. For To achieve this, the steel contains carbon and vanadium in well-balanced concentrations. Thus should the steel contain at least 0.43%, preferably at least 0.44% and preferably at least 0.46% _C. Furthermore, the steel should contain at least 0.30%, preferably at least 0.40% and preferably at least 0.45% V for the martensitic matrix of the steel in the hardened and tempered state shall contain sufficient carbon in solid solution to give the matrix said hardness and that an adequate amount of secondary precipitated, very small _ hardness-enhancing vanadium carbides must be formed in the matrix of the steel. Dårjåmte ﬁ nns i the steel very small, primarily precipitated vanadium carbides, which help to counteract grain growth in the heat treatment. No carbides other than vandin carbides should exist. In order to achieve the said conditions, the steel must not contain more than 0.60%, preferably max 0.55% and preferably max 0.53% C and max 0.70%, preferably _ .OI I I 0 O O OI I 0 I O I O I OO IOIO O 'QIO OI P1688 max 0.65% and preferably max 0.60% V. Nominally the steel contains 0.49% C and 0.52% V. The amount of carbon in solid solution in the hardened and high temperature annealed steel permits amount nominally to about 0.45%.

Kisel ﬁnns åtminstone i mätbar mängd som restelement ﬁån stålets tillverkning och ingår i en halt ﬁån 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. Därför kan det vara lämpligt att stålet innehåller kisel i en minsta halt av 0.1 %. Nominellt innehåller stålet 0.2 % kisel.Silicon is at least in measurable quantities as a residual element in steel production and is included in a content sp river track up to a maximum of 1.5%. Silicon, however, impairs the toughness of steel and should therefore not be found in a content above 1.0%, preferably a maximum of 0.5%. Normally silicon in a minimum content of at least 0.05%. One effect of silicon is that it increases carbon activity in the steel and thus contributes to the steel having an increased hardness. Therefore, it may be appropriate that the steel contains silicon in a minimum content of 0.1%. Nominal steel contains 0.2% silicon.

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.Aluminum can have partly the same or similar effects as silicon at least in a steel of the present type. Both can be used as oxidizing agents in the manufacture of steel.

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 % A1, företrädesvis max 0.3 %. I ett föredraget utförande innehåller stålet max 0.1 och allra helst max 0.03 % Al.They are both ferrite formers and provide a solution hardening in the steel matrix. Silicon can therefore partially replaced by aluminum up to a content of max. 1.0% Al. Aluminum in steel however, places great demands on the fact that the steel is very well oxidized and has a very low content of nitrogen, since otherwise aluminas and aluminum nitrides are formed, which strongly can reduce the ductility / toughness of the steel. Therefore, the steel should normally not contain more than max 1.0% A1, preferably max 0.3%. In a preferred embodiment, the steel contains max 0.1 and most preferably 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 srnå 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 %. Lâmpligen innehåller stålet minst 0.25 och max 1.0 % mangan. En nominell manganhalt är 0.50 %.Manganese, chromium and molybdenum must be present in the steel in sufficient quantity to give the steel one adequate curability. Manganese also has the function of binding the extremely small amounts' sulfur that can be found in the steel to form manganese salts. Manganese must therefore be present in a content of 0.1-2.0%, preferably at a content of 0.2-1.5%. Appropriately contains the steel at least 0.25 and at most 1.0% manganese. A nominal manganese content is 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 kärmetecknar 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 ßr 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 II I' OO O OI OI I O O I I O i OO I O O I I I I I O O I O I O OC OOÛO OO OQO Pl688 max 4.0 % Mo. Företrädesvis innehåller stålet minst 1.8 % och max 3.2 % Mo, lämpligen minst 2.1 % och max 2.6 % Moßr 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 volﬁmn för att åstadf komma önskad härdbarhet, men härför krävs dubbelt så stor mängd volﬁam 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 utfóringsform inte bör tolereras mer än som en förorening i form av restelement härrörande ﬁ-ån ingående råvaror för stålets tillverkning.Chromium should be present in a minimum content of 3.0%, preferably at least 4.0% and preferably at least 4.5% to give the steel the desired hardenability at the levels of manganese and chromium that core drawing the steel. The maximum steel may contain 7.0%, preferably a maximum of 6.0% and preferably a maximum of 5.5% chromium. Molybdenum must also be present in an adequate amount in the steel ßr that together with mainly chromium give the steel the desired hardenability and also give a desired secondary hardening. Molybdenum at too high levels, however, results in precipitation of M6C carbides, which preferably do not shall be present in the steel. Against this background, the steel must contain at least 1.5% and II I 'OO O OI OI I O O I I O O O O I I O O I I I I I O O I O I O OC OOÛO OO OQO Pl688 max 4.0% Mo. Preferably the steel contains at least 1.8% and at most 3.2% Mo, preferably at least 2.1% and at most 2.6% Moßr that the steel should not contain unwanted M6C carbides at the expense of and / or in addition to the desired amount of MC carbides. Molybdenum can in principle be completely or partially replaced by vol ﬁ mn to achieve desired curability, but this requires twice as much volume as molybdenum, which is a disadvantage. Also reuse of scrap that occurs at the steel production is made more difficult if the steel contains significant levels of tungsten. Therefore, tungsten should. not occur in a content of more than max 1.0%, preferably max 0.3%, preferably max 0.1%. Ideally, the steel should not contain any intentionally added amount of tungsten, as in the most preferred form of steel should not be tolerated more than as a contaminant in form of residual elements derived from the raw materials for the manufacture of steel.

Förutom de nämnda elementen behöver stålet enligt uppfinningen normalt icke innehålla några ytterligare, avsiktligt tillsatta legeringselement. Kobolt är t.ex. ett element som nomialt 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. Normalt innehåller stålet dock inte kobolt över föroreningshalt. Vidare kan stålet på i och lör sig känt sätt eventuellt (optionally) legeras med mycket små halter av olika element för att befrämja stålets egenskaper i olika avseenden, tex. 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.In addition to the mentioned elements, the steel according to the invention does not normally need contain some additional, intentionally added alloying elements. Cobalt is e.g. one elements that are not nominally required in the steel in order for the desired properties to achieved. However, any (optionally) cobalt can be included in a content of a maximum of 2.0%, preferably a maximum of 0.7%, to further improve the tempering resistance. Normally however, the steel does not contain cobalt above the pollution content. Furthermore, the steel can on and off known method possibly (optionally) alloyed with very small contents of various elements to promote the properties of steel in various respects, e.g. its hardenability, or facilitate steel production. For example. the steel can possibly (optionally) be alloyed with boron in concentrations up to about 30 ppm to improve the hot ductility of the steel.

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 iooo °c pen af praktiskt taga han upplaga vid 1 1oo °c böljar nipbkarbidef upplösas först vid ca 1050 °C. Titankarbider och zirkoniumkarbider är ännu mer stabila och börjar upplösas först vid temperaturer över l200°C och är fullständigt upplösta först i stålets smälta tillstånd. Andra starka karbid- och nitridbildare än vanadin, i synnerhet titan, zirkonium och niob, får därför inte förekomma i 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.Other elements, on the other hand, are explicitly undesirable. Thus, the steel does not contain any strong carbide formers other than vanadium. For example, niobium, titanium and zirconium are pronounced unwanted. These carbides are more stable than vanadium carbide and require higher temperatures than vanadium to dissolve during curing. While vanadium carbides begin to dissolve at approx iooo ° c pen of practically take he edition at 1 1oo ° c waves nipb carbidef dissolved first at about 1050 ° C. Titanium carbides and zirconium carbides are even more stable and begins to dissolve only at temperatures above 1200 ° C and is completely dissolved only in the molten state of the steel. Strong carbide and nitride formers other than vanadium, in particular titanium, zirconium and niobium, must therefore not be present in concentrations above 0.1%, preferably max 0.03%, preferably max 0.010%. Ideally, the steel does not contain more than a maximum of 0.005 % of each of these elements. Also the content of phosphorus, sulfur, nitrogen and oxygen kept at a very low level in the steel to maximize the ductility and toughness of the steel.

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 en O I 0 0 0 I 0 0 0 0 0 00 000 00 00 00 OO OI Il 0 0 0 0 0 0 I I 0 0 0 II IIIO É "l i f) 'Äfl i” J .J Pl688 _01 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 %.Thus phosphorus may occur as an unavoidable impurity in a maximum content of 0.035 %, preferably max 0.015%, preferably max 0.010%. Oxygen may be present in one O I 0 0 0 I 0 0 0 0 0 0 00 000 00 00 00 OO OI Il 0 0 0 0 0 0 I I 0 0 0 II IIIO É "l i f) 'Äfl and “J .J Pl688 _01 maximum content of 0.0020% (20 ppm), preferably max 0.0015% (15 ppm), preferably max 0.0010% (10 ppm). Nitrogen may be present in a content of max. 0.030%, preferably max 0.015%, preferably max 0.010%.

Om stålet ej är svavellegerat för att förbättra stålets skärbarhet innehåller stålet max' 0.03 % svavel, förträdesvis max 0.010 % S, lämpligen max 0.003 % (30 ppm) svavel.If the steel is not sulfur alloyed to improve the steel's machinability, the steel contains max ' 0.03% sulfur, preferably max 0.010% S, preferably max 0.003% (30 ppm) sulfur.

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 ñr sig känt sätt även innehålla 5-75 ppm Ca och 50-100 ppm syre, företrädesvis S-50 ppm Ca och 60-90 ppm syre.However, it is also conceivable that the steel's cutability is improved by intentional addition of sulfur at a content above 0.03%, preferably above 0.10% up to a maximum of 0.30 % sulfur. In the case where the steel is sulfurized, it may in a manner known per se also contain 5-75 ppm Ca and 50-100 ppm oxygen, preferably S-50 ppm Ca and 60-90 ppm oxygen.

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 350 mm. Företrädesvis utnyttjas konventionell smältmetallurgisk 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-omsmâltning. 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.In the manufacture of steel, ingots or substances with a mass exceeding 100 kg are produced, preferably up to 10 tons and with thicknesses exceeding about 200 mm, preferably up to at least 350 mm. Preferably, conventional molten metallurgical is used manufacture by casting, preferably step casting. Even continuous casting can applied, provided that this e ﬁ is followed by recast to the desired dimensions according to above, eg by ESR remelting. Powder metallurgical manufacture or injection molding are unnecessarily expensive processes and do not provide any such justifying benefits the cost. The ingots produced are hot-worked to desired dimensions, including the casting structure breaks down.

Strukturen hos det varmbearbetade materialet kan genom vârmebehandling normaliseras på olika sätt för att optimera homogeníteten i materialet, t ex genom homogeniserings- behandling vid hög temperatur, lämpligen vid l200-1300°C. Stålet levereras av ståltillverkaren normalt i mjukglödgat tillstånd till kund; hårdhet ca 160-220 HB, normalt cirka 190 HB. Verktygen tillverkas normalt genom skärande bearbetning i stålets mjukglödgade tillstånd, men i och för sig är det även tänkbart att ﬁamställa verktygen genom konventionell skärande bearbetning eller genom sänlcgnistriing i stålets härdade och anlöpta tillstånd. i Värmebehandlingen av de framställda verktygen utförs normalt hos kund, företrädesvis i vakuumugn, genom härdning från en temperatur mellan 950-1075°C, lämpligen vid 1000-10S0°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 500-570 °C, lämpligen vid 520-560 °C.The structure of the hot-worked material can be normalized by heat treatment in various ways to optimize the homogeneity of the material, for example by homogenizing treatment at high temperature, preferably at 1200-1300 ° C. The steel is delivered by the steelmaker normally in a soft annealed condition to the customer; hardness about 160-220 HB, normally about 190 HB. The tools are normally manufactured by cutting machining in the soft-annealed state of the steel, but in itself it is also conceivable to ﬁ adjust the tools by conventional cutting machining or by sennlcgnistriing in the hardened and tempered state of the steel. in The heat treatment of the manufactured tools is normally performed at the customer, preferably in a vacuum oven, by curing from a temperature between 950-1075 ° C, preferably at 1000-10S0 ° C, for ﬁ incomplete dissolution of any carbides present for a period of min to 2h, preferably for 15-60 min, followed by cooling to 20-70 ° C and high temperature annealing at 500-570 ° C, preferably at 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 OI OC OO I 0 0 t 0 0 I I i I 0 I 0 Q OO 0000 On .gg P1688 grundmassa bestående av oanlöpt martensit. Beräkningsmässigt, genom kända teoretiska kalkyler, har stålet i jämvikt ca 0.6 vol-% MC-karbider. Vid högtemperawr- 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 kromkarbider, 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.In a soft annealed state, the steel has a ferritic matrix with evenly distributed small carbides, which can be of different types. In hardened and not tarnished condition, the steel has one OI OC OO I 0 0 t 0 0 I I i I 0 I 0 Q OO 0000 On .gg P1688 matrix consisting of unpolluted martensite. Calculatively, by known theoretical calculations, the steel has an equilibrium of about 0.6 vol-% MC-carbides. At high temperatures tempering, you get further precipitation of motorcycle carbides that give the steel its intended hardness. These carbides have a submicroscopic size. The amount therefore eludes calculation by conventional microscopic studies. If the temperature rises in all too to a high degree, the MC carbides become coarser and become unstable, whereby one instead gets fast growing chromium carbides, which is not desirable. For these reasons, it is important that the tempering is carried out at the above-mentioned temperatures and holding times at that of the steel according to the invention regarding the alloy composition.

Ytterligare kännetecken och aspekter på uppﬁnningen framgår av patentkraven och av följande beskrivning av utförda försök samt eﬁerföljande diskussion.Additional features and aspects of the invention are set forth in the claims and the following description of performed experiments and the following discussion.

KORT FIGURBESKRIVNING I följande beskrivning av utförda försök kommer att hänvisas till bifogade ritningsﬁgurer, av vilka Fig. 1 är ett diagram som illustrerar hårdheten efter härdning av undersökta stål som funktion av austenitiseringstemperaturen, Fig. 2 âr ett diagram som visar hårdheten som ﬁmktion av anlöpningstemperaturen inom ett begränsat temperaturområde, Fig. 3 är ett diagram som illustrerar härdbarheten hos undersökta stål, Fig. 4 visar ett diagram över duktiliteten i termer av slagenergi som funktion av svalningstid för prov härdade i vakuumugn följt av anlöpriing till ca 55 HRC, och . i Fig. 5 och Fig. 6 är mikrofotograﬁer som i stor förstoring visar brottytor hos ett par undersökta stål.BRIEF DESCRIPTION OF FIGURES In the following description of the experiments performed, reference will be made to the appended claims drawing urer gures, of which Fig. 1 is a diagram illustrating the hardness after hardening of examined steels such as function of the austenitization temperature, Fig. 2 is a diagram showing the hardness as a function of the tempering temperature within a limited temperature range, Fig. 3 is a diagram illustrating the hardenability of examined steels, Fig. 4 shows a diagram of the ductility in terms of impact energy as a function of recovery time for samples cured in a vacuum oven followed by annealing to about 55 HRC, and. in Fig. 5 and Fig. 6 are photomicrographs which at large magnification show fracture surfaces of a pair examined steels.

BESKRIVNING AV UTFÖRDA FÖRSÖK Material Åtta stållegeringar tillverkades som 50-kilos laboratoriegöt. De kemiska sammansättningarna hos dessa i laboratorieskala tillverkade göt framgår av tabell 1, stâlen lA-8A. Stålen lA-6A är experimentstål, medan stålen 7A och 8A utgör referensmaterial. I tabell 1 har även införts riktanalyserxia IR-6R för experimentstålen samt de nominella sammansättningarna, stålen 7N och 8N, för referensmaterialen och även för ett ytterligare av de i inledningen nämnda, kommersiella stålen, stål 9N.DESCRIPTION OF EXPERIMENTS PERFORMED Material Eight steel alloys were manufactured as 50-kilo laboratory ingots. The chemical the compositions of these ingots made on a laboratory scale are shown in Table 1, steels lA-8A. Steels 1A-6A are experimental steels, while steels 7A and 8A are reference material. Table 1 also shows directional analysis of IR-6R for the experimental steels and the nominal compositions, steels 7N and 8N, for the reference materials and also for a further of the commercial steels, steel 9N mentioned in the introduction.

Svavelhalten i SO-kilosgöten kunde på grund av tillverkningsteknikens begränsningar inte hållas på önskvärt låg nivå i flertalet laboratoriecharger. I samtliga experimentstål o co 00 00 oo c I n o o o o o o o oo 0 o o o oloo c o o u o o o n c o o 0 _: lo 0000 to oss oo oc I Oc 'OO OI O I I I I O I I O Pl688 var halten titan i storleksordningen 30 ppm och halten niob i storleksordningen 10 ppm.The sulfur content in the SO-kilogram ingot could due to the limitations of the manufacturing technology not kept at the desired low level in most laboratory charges. In all experimental steels o co 00 00 oo c I n o o o o o o o oo 0 o o o oloo c o o u o o o n c o o 0 _: lo 0000 to oss oo oc I Oc 'OO OI O I I I I I O I I O Pl688 the titanium content was in the order of 30 ppm and the niobium content was in the order of 10 ppm.

Halten zirkonium var lägre än 10 ppm. Följande processgång tillämpades: i 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, däreﬁer fritt i luft. ' f . 1 _. *J f f” rä ' u...The zirconium content was lower than 10 ppm. The following procedure was applied: i homogenization treatment 10 h at 1270 ° C / lu ﬁ, forging to ø 60x60 mm, regeneration treatment 1050 ° C / 2 h / lu ﬁ and soft annealing 850 ° C / 2 h, cooling 10 ° C / h to 600 ° C, where ﬁ is free in air. ' f . 1 _. * J f f 'rä' u ...

P1688 å.. .m.. mN... m.....v. N...v 2... .m.. .m.. z. .. _ å... S.. mN.N ...N å... å... .N.. .... Nm.. S. å.. mN.N ...N m....w N...v mm.. .... mm.. z.. .m m... .N.. å.. å... å... å... Nm.. . Nm.. .m.. S.P1688 å .. .m .. mN ... m ..... v. N ... v 2 ... .m .. .m .. z. .. _ å ... S .. mN.N ... N å ... å .... .N .. .... Nm .. S. å .. mN.N ... N m .... w N ... v mm .. .... mm .. z .. .m m .... .N .. å .. å ... å ... å ... Nm ... Nm .. .m .. S.

.N.. .m.. .m... m....w N...v å.. mm.. å.. z.. å t... mm.. Nm.N ...m å... å... s... ä.. S.. ä - - mm.. .m.N ...m m.....v. ....v _ _ .m.. .... ä... m..N .. .m .. .m ... m .... w N ... v å .. mm .. å .. z .. å t ... mm .. Nm.N ... m å ... å ... s ... ä .. S .. ä - - mm .. .m.N ... m m ..... v. .... v _ _ .m .. .... ä ... m.

- N... a... ...N å... m.... å... m... .... . å.. - - _ Nm.. ...N ...m m....w ....v .m.. .N.. a... mm m. N... æ... Nm.N å... å... å... å.. .... m... S.- N ... a ... ... N å ... m .... å ... m ... ..... å .. - - _ Nm .. ... N ... m m .... w .... v .m .. .N .. a ... mm m. N ... æ ... Nm.N å ... å ... å ... å .. .... m ... S.

- - Nm.. ...N ...m m....w ....v . .m.. .N.. s... m.. m. .N... .m.. ...N å... å... å... ..... E.. ..... ..._ - - mm.. .m.N ...m m.....v. ....v .m.. .N.. m... mm .m n... ä.. .N.N m... å... å... å.. å.. m... ...N - - mm.. ...N ...m m....w ....v .m.. .... s... mN .ß 2... å.. mmN S... å... å... t... NN.. z... S - - m... .m.N ...m m.....v. ....v .m.. .N... , N... . m. ...å å å _ å å å å å å å o z > .š ö m m å.. .m u a.. .anna_-väx .m anna_-ola. ..._ .äwäåﬂaåaiëan oøﬂåbnna. ä.. 3.322.353... ..._ wintmnnqiëa. äšieZ .Z .äuntouuuäiﬂøano .ä :o-...wšæ .M . .äwE-.oh-.E auäzà-E.. a.. om än.. ._a...u.u=.2.2&u.. n.. .amstomu-...uitoauø ä.. .ååzï ...e uEÉmEaEE-z. mæEoM - m :aaah 00 00 I I I 0 0 0 I 0 0 0 0 0 00 0000 00 000 0 F' _'*- f" ft l _; C) ej 9 l Pl688 Ovanstående material undersöktes med avseende på hårdhet eﬁer mjukglödgning, mikrostruktur eﬁer olika värmebehandlingar, hårdhet efter härdning ﬁ'ån olika austenitiseringstemperaturer, hårdhet eﬂer anlöpning vid olika anlöpningstemperatiirer, härdbarhet, slagseghet och nötningsmotstånd. Dessa undersökningar redovisas i det följande. Dessutom utfördes teoretiska jämviktsberäluiingar genom Thermo-Calc- nneeeden med avseende på hanen nen kni den kefnidender vid angiven austenitiseringstemperatur for stål med riktanalyserna1R-6R, respektive de nominella sammansättningarna 7N-9N for referensstâlen, tabell 2.- - Nm .. ... N ... m m .... w .... v. .m .. .N .. s ... m .. m. .N .... .m .. ... N å ... å ... å ... ..... E .. ..... ..._ - - mm .. .m.N ... m m ..... v. .... v .m .. .N .. m ... mm .m n ... ä .. .N.N m ... å ... å ... å .. å .. m ... ... N - - mm .. ... N ... m m .... w .... v .m .. .... s ... mN .ß 2 ... å .. mmN S ... å ... å ... t ... NN .. z ... S - - m .... .m.N ... m m ..... v. .... v .m .. .N ..., N .... m. ... å å å _ å å å å å å å o z> .š ö m m å .. .m u a .. .anna_-väx .m anna_-ola. ..._ .äwäå ﬂ aåaiëan oø ﬂ open. ä .. 3,322,353 ... ..._ wintmnnqiëa. äšieZ .Z .äuntouuuäi ﬂ øano .ä: o -... wšæ .M . .äwE-.oh-.E auäzà-E .. a .. om än .. ._a ... u.u = .2.2 & u .. n .. .amstomu -... uitoauø ä .. .ååzï ... e uEÉmEaEE-z. mæEoM - m: aaah 00 00 I I I 0 0 0 I 0 0 0 0 0 00 0000 00 000 0 F '_' * - f "ft l _; C) ej 9 l Pl688 The above materials were examined for hardness or soft annealing. microstructure or different heat treatments, hardness after curing different austenitizing temperatures, hardness or annealing at different annealing temperatures, hardenability, impact resistance and abrasion resistance. These surveys are reported in it following. In addition, theoretical equilibrium calculations were performed by Thermo-Calc- nneeeden with respect to the male nen kni the kefnidender at specified austenitization temperature for steel with the direction analyzes 1R-6R, respectively the nominal ones compositions 7N-9N for the reference steels, Table 2.

Tabell 2 - Halter löst kol i vikts-%, vid austenitiseringstemperaturer, TA, och volym-% MC vid TA sun ojämn! TA (°C) *g vid TA v. Mc vid TA v. Mvcs vid TL 111 1020 0,41 0.14 - 211 1020 0,41 0.42 - 311 1020 0.38 0.56 - 411 1020 0.39 0.52 i - sR 1020 ' 0.42 0.59 -“ 611 1020 0,40 0.93 - 7N 960 0,52 0.13 1.23 sN 1050 0,39 1.67 - 9N 960 0,41 0.64 - Mjukglödgnd hårdhet Den mjukglödgade hårdheten, Brinellhârdhet (HB), för legeringama lA-SA visas i tabell 3. Av tabell I och 3 framgår att en låg kiselhalt reducerar den rnjukglödgade hårdheten. ' :u (3 3,." rï 4, \.{¿ ._ xJ h.. -4 Pl688 i 10 Tabell s. Mjukgladgaa hårdnar stål Härdliemïn) 1A 174 2A 199 3A 176 4A 171 5A lsl 6A 212 1A 191 i sA 'I ll ^ ' 222 Mikrostrulctur Mikrostrulcturen undersöktes i mjukglödgat tillstånd samt efter värmebehandling till hårdheter mellan 55 och 58 HRC för legeringarna lR-SR Mikrostrulcturen i stâlens härdade och anlöpta tillstånd utgjordes av anlöpt martensit. Några primärkarbider förekom ej. Icke heller påträffades i någon legering nâgra titankarbider, nitrider och/eller karbonitrider.Table 2 - Concentrations of dissolved carbon in% by weight, at austenitization temperatures, TA, and volume% MC at TA sun uneven! TA (° C) * g at TA v. Mc at TA v. Mvcs at TL 111 1020 0.41 0.14 - 211 1020 0.41 0.42 - 311 1020 0.38 0.56 - 411 1020 0.39 0.52 i - sR 1020 '0.42 0.59 - “ 611 1020 0.40 0.93 - 7N 960 0.52 0.13 1.23 sN 1050 0.39 1.67 - 9N 960 0.41 0.64 - Soft annealing hardness The soft annealed hardness, Brinell hardness (HB), for the alloys 1A-SA is shown in Table 3. Tables I and 3 show that a low silicon content reduces the red-annealed the hardness. ' : u (3 3 ,. "rï 4, \. {¿._ xJ h .. -4 Pl688 i 10 Table p. Soft-glad hardens steel Härdliemïn) 1A 174 2A 199 3A 176 4A 171 5A lsl 6A 212 1A 191 i sA 'I ll ^' 222 Microstrulctur The microstructure was examined in a soft annealed state and after heat treatment to hardnesses between 55 and 58 HRC for the alloys lR-SR The microstructure in the steel hardened and annealed states consisted of annealed martensite. Some primary carbides did not occur. Nor were any titanium carbides, nitrides, found in any alloy and / or carbonitrides.

Hirdning och anlöpning Stålen IA-6A austenitiserades genom uppvärmning under 30 minuter vid varierande temperaturer mellan 1000 och 1050°C, medan referensstålen 7A och 8A austenitiserades i 30 minuter vid 960, respektive 1050°C, som är de optimala austenitiseringstemperaturema för dessa kända stål. Austerlitiseringstemperaturerls inverkan på hårdheten hos stålen 1A-6A visas i Fig. 1, där även hårdheten för jämförelsemateríalen 7A och 8A eñer nämnda austenitiseringsbehandling lagts in.Hirdning and tempering The steels IA-6A were austenitized by heating for 30 minutes at varying temperatures between 1000 and 1050 ° C, while the reference steels 7A and 8A were austenitized for 30 minutes at 960 and 1050 ° C, respectively, which are optimal the austenitization temperatures of these known steels. Austeritization temperatures the effect on the hardness of the steels 1A-6A is shown in Fig. 1, where also the hardness of the comparative materials 7A and 8A after said austenitization treatment have been added.

Anlöpningstemperaturens inverkan på hårdheten hos stålen lA-8A eﬁer austerlitiseiing vid 1025°C av stålen IA-6A, vid 960°C för stål 7A och 1050°C för stål 8A, 30 min, undersöktes. Ett typiskt sekundärhårdnande noterades vid en temperatur mellan 450 och 600°C för samtliga stål utom för stål 7A. Fig. 2 visar hârdheten som ﬁlnktion av anlöpningstemperaturen inom det intressanta temperaturområdet mellan 500 och 600°C.The effect of tempering temperature on the hardness of steels lA-8A e ﬁ er austerlitiseiing at 1025 ° C of steels IA-6A, at 960 ° C for steel 7A and 1050 ° C for steel 8A, 30 min, was examined. A typical secondary hardening was noted at a temperature between 450 and 600 ° C for all steels except for steel 7A. Fig. 2 shows the hardness as a function of the tempering temperature within the temperature range of interest between 500 and 600 ° C.

Samtliga stål anlöptes 2 x 2 h vid de angivna temperaturerna. Stål 6A uppvisade bäst arllöpningsmotstånd av de undersökta materialen upp till en arllöpningstemperatur av 550°C. Stål 2A hade ett anlöpningsmotstånd likvärdigt med det för referensmaterialet 8A upp till 525°C, medan stålen IA och 3A-SA hade ett anlöpningsmotstånd på en nivå under anlöpningsmotståndet för stål 8A men signifikant högre än" anlöpningsmotstándet Pl688 för stål 7A. Anlöpníngsmotstândet för experimentlegeringama lA-6A får därmed anses vara gott, vilket är viktigt för matrixstål, som kan kräva ytbeläggning vid en temperatur av upp till cirka 500 °C för att uppnå nödvändig slitstyrka för vissa verktygsapplikationer. Man får sålunda vid en temperatur mellan 450 och 600°C, mer bestämt vid en temperatur mellan 500 och 560°C , ett markant sekundärhårdnande genom utskiljning av MC-karbider. Anlöpningsmotståndet gynnas av en hög kiselhalt, men även för stål med låg kiselhalt, såsom stål SA, kan en hårdhet över 56 HRC upprätthållas efter högtemperaturarilöpning upp till ca. 540°C. Detta är fördelaktigt med hänsyn till möjligheten att utföra ytbeläggníngen inom ett relativt brett temperaturintervall utan att hårdheten hos verktyget blir för låg.All steels were tempered for 2 x 2 hours at the specified temperatures. Steel 6A showed best running resistance of the examined materials up to a running temperature of 550 ° C. Steel 2A had a tempering resistance equivalent to that of the reference material 8A up to 525 ° C, while steels IA and 3A-SA had a tempering resistance of one level below the tempering resistance of steel 8A but significantly higher than the "tempering resistance" Pl688 for steel 7A. The tempering resistance of the experimental alloys 1A-6A can thus be considered be good, which is important for matrix steels, which may require coating at a temperature of up to about 500 ° C to achieve the required wear resistance for some tool applications. Thus, at a temperature between 450 and 600 ° C, more determined at a temperature between 500 and 560 ° C, a marked secondary hardening by precipitation of motorcycle carbides. The tempering resistance benefits from a high silicon content, but even for low silicon steels, such as steel SA, a hardness can exceed 56 HRC maintained after high temperature run up to approx. 540 ° C. This is beneficial with consideration of the possibility of performing the coating within a relatively wide range temperature range without the hardness of the tool becoming too low.

Híirdbarhet En härdbarhetsjärniörelse i termer av Vickers-hårdhet (I-IV 10) som ﬁmktion av tiden för - svalning från 800-500 °C med plottade data ﬁån CCT-diagram visas iFig. 3 för de undersökta legeringarna lA-8A Som framgår av diagrammet har samtliga experimentlegeringar 1A-6A en bättre härdbarhet än referensstålen 7A och 8A. Särskilt stål SA har en mycket god härdbarhet, medan referensmaterialet 8A erhåller endast 52 HRC i härdat tillstånd vid t;-5 = 1000 s. Referensstålet 7A når 55 I-IRC, medan samtliga experimentlegeringar 1A-6A erhåller en hårdhet >56 HRC vid nämnda svalningshastighet.Híirdbarhet A hardenable iron motion in terms of Vickers hardness (I-IV 10) as a function of the time for - cooling from 800-500 ° C with plotted data from CCT diagrams is shown in Fig. 3 for those examined the alloys lA-8A As shown in the diagram, all have experimental alloys 1A-6A have a better hardenability than the reference steels 7A and 8A. Particularly steel SA has a very good hardenability, while the reference material 8A obtains only 52 HRC in the cured state at t; -5 = 1000 s. The reference steel 7A reaches 55 I-IRC, while all experimental alloys 1A-6A obtain a hardness> 56 HRC at said cooling rate.

Duktilitet Duktiliteten i termer av upptagen slagenergi för oanvisade provstavar vid 20°C, visas i Fig. 4 för prov av legeringarna 1A-8A svalnade i vakuumugn som ﬁmktion av svalningstiden mellan 800 och 500°C. De visade svalningstiderna är realistiska för ﬁillstora plastfomniingsverlctyg. Samtliga stål är anlöpta till ett riktvärde av 55 I-IRC.Ductility The ductility in terms of absorbed impact energy for unspecified test rods at 20 ° C is shown in Fig. 4 for samples of the alloys 1A-8A cooled in a vacuum oven as a function of cooling time between 800 and 500 ° C. The cooling times shown are realistic for ﬁ illstora plastfomniingsverlctyg. All steels are tempered to a guide value of 55 I-IRC.

Bäst duktilitet uppvisar experimentlegeríngarna 3A, 4A och 5A, vilka innehåller-ca. 0.1- ' ca. 0.2 % Si och ca. 0.5 % V. Detta framgår även av tabell 4 som visar duktiliteten i termer av upptagen slagenergi för oanvisade provstavar vid 20°C härdade i vakuumugri Üzz: 30 och avsvalnade med en hastighet motsvarande ta; = 1190 s och anlöpta till en hårdhet im: i av 55 j; 0.8 HRC. Motsvarande varianter med en lägre vanadinhalt har en sämre duktilitet. Järnförande studier av brottytor visar att varianterna med den lägre '2"§ vanadinhalten har större austenitkomstorlekar, Fig 5, vilket kan förklaras av att dessa legeringar innehåller en mindre mängd austenitkomtillväxthindrande vanadinkarbideri ;'-_§ 35 grundmassan de varianter som innehåller en något högre vanadinhalt. Figur 5 och 6 visar brottytoma hos slagprovstavar av legeringarna 1A, respektive 3A Mikrofotograﬁet i' Fig. 6 visar ett duktilt brott i ett prov av ett stål med en adekvat 0 nu OO C I O O II O I to OI 00 G I I 0 n 0 I .I O I I CI CCI' II _ ß a- I M lfﬂa f? .ïkš ul ß. \J Å. 1. f P 1688 12» legeringssammansättning enligt uppﬁnningen, som gett en ﬁn austenitkomstorlek, vilket är en förutsättning för en god duktilitet.Experimental alloys 3A, 4A and 5A have the best ductility, which contain approx. 0.1- 'ca. 0.2% Si and approx. 0.5% V. This is also shown in Table 4 which shows the ductility in terms of absorbed impact energy for unspecified test rods at 20 ° C cured in vacuum ugri Üzz: 30 and cooled at a rate corresponding to take; = 1190 s and tempered to a hardness im: i of 55 j; 0.8 HRC. Corresponding variants with a lower vanadium content have a worse one ductility. Iron-bearing studies of fracture surfaces show that the variants with the lower The vanadium content has larger austenite grain sizes, Fig. 5, which can be explained by the fact that these alloys contain a small amount of austenite grain growth inhibiting vanadium carbide ; '-_ § 35 the matrix the variants that contain a slightly higher vanadium content. Figures 5 and 6 shows the fracture surfaces of impact test rods of alloys 1A and 3A, respectively The photomicrograph in Fig. 6 shows a ductile fracture in a sample of a steel with an adequate 0 nu OO C I O O II O I to OI 00 G I I 0 n 0 I .I O I I CI CCI 'II _ ß a- I M lf ﬂ a f? .ïkš ul ß. \ J Å. 1. f P 1688 12 » alloy composition according to the invention, which has given an austenite source size, which is a prerequisite for good ductility.

Tabell 4 - Duktilitet i termer av upptagen slagenergi i tvíirriktningen får oanvisade provstavar vid 20"C; hårdhet 55 j; 0.8 HRC Stål ~ Duktilitet (J) 1A 195 2A 80 3A 245 4A 255 5A 275 6A 180 7A_ 175 N ötningsmotstånd Pinne mot skiva test med SiOz som abrasivt slipmedel gjordes för de undersölda legeringarna 1A-8A Stål 7A hade den lägsta slitstyrkan. Vid jämförbar hårdhet hade övriga stål en likvärdig nötningsbeständighet. Dock hade de legeringar som innehöll en högre kiselhalt en något bättre slitstyrka.Table 4 - Ductility in terms of absorbed impact energy in the bidirectional direction unspecified test rods at 20 ° C; hardness 55 ° C; 0.8 HRC Steel ~ Ductility (J) 1A 195 2A 80 3A 245 4A 255 5A 275 6A 180 7A_ 175 Abrasion resistance Stick to disc test with SiOz as an abrasive abrasive was made for the undersold alloys 1A-8A Steel 7A had the lowest wear resistance. At comparable hardness had other steels have an equivalent abrasion resistance. However, they had alloys that contained one higher silicon content a slightly better wear resistance.

DISKUSSION I tabell 5 anges i vänstra spalten den eﬁersträvade egenskapsproﬁlen hos det stål som arbetet med den föreliggande uppﬁnningen avser att utveckla. I tabellen används i betygen I-3, där 1 = sämst och 3 = bäst. Den experimentlegering som närmast överensstämmer med detta ideal är stål 5A Detta stål har järnförts med referensmaterialet 8A Inga allvarliga nackdelar utan enbart ﬂera fördelar sett ﬁin ett perspektiv för plastformningsstål kunde noteras hos stålet 5A vid denna jämíörelse.DISCUSSION Table 5 shows in the left-hand column the desired property profile of the steel that the work with the present invention intends to develop. The table uses in grades I-3, where 1 = worst and 3 = best. The closest experimental alloy conforms to this ideal is steel 5A This steel has been ironed with reference material 8A No serious disadvantages but only ﬂ your advantages seen ﬁ in one perspectives for plastic forming steel could be noted in steel 5A in this comparison.

Jämfört med referensmateiialet 7A är en viktig fördel att stålet kan högtemperaturanlöpas, medan stål 7A kräver lägtemperaturanlöpning med de kända nackdelar detta ger vid gnistbearbetning, kvarstående höga spänningar efter värrnebehandling och begränsat val av ytbehandling. Betygen på utmattningslivslängd har bedömts med hänsyn till stålens renhet . Tryckhållfastheten har bedömts på basis av materialens hårdhet efter anlöpning och anlöpningsternperaturen. Slipbarhet, skârbarhet och polerbarhet har bedömts på basis av materialens duktilitet, mjukglödgade hårdhet ' och karbidinnehåll. Svetsbarhetcn är relaterad till kolhalt och innehåll av Pl688 legeringselement. Produktionsekonomin har bedömts med hänsyn till möjligheten att utan problem tillverka stålen på konventionellt sätt.Compared to the reference material 7A, an important advantage is that the steel can high temperature tempering, while steel 7A requires low temperature tempering with the known ones disadvantages this gives during spark machining, remaining high voltages after protective treatment and limited choice of surface treatment. Ratings on fatigue life has been assessed with regard to the purity of the steel. The compressive strength has been assessed on the basis of the hardness of the materials after tempering and the tempering temperature. Abrasiveness, cutability and polishability have been assessed on the basis of the ductility of the materials, soft annealed hardness' and carbide content. Weldability is related to carbon content and content of Pl688 alloying element. The production economy has been assessed with regard to the possibility of easily manufacture the steels in a conventional manner.

Tabell 5 - Eftersträvad egenskapsproﬁl; jämförelse av egenskaper hos undersökta stål' Parametrar/Egenskap Eftersträvad Stål 8A Stål 7A Stål 5A egenskaps- profil Härdbarhet 3 1 2 Dimensionsstabilitet 3 _ 1 2 i 3 vid värmebehandling Hårdhet efter 3 3 3 3 anlöpning (56-58 HRC) Slagseghet 3 2 1 3 Nötningsbeständighet 2 2 3 3 Utmattningslivslâng 3 3 3 3 Tfyckhållfasthe: 3 3 3 3 Slipbarhet 3 3 3 3 Skärbarhet 3 3 3 2 Gnistbearbetsbarhet 3 3 2 3 svetsbafhet 2 z 1 z ' Polerbarhet 3 3 3 3 Produktionsekonorni 3 3 2 3 I jämförelse med idealproﬁlen har stål SA en något låg hårdhet efter härdning och högtemperaturanlöpning. På basis av de genom försöken gjorda erfarenhetema bedöms i att kiselhalten i en optimal stålsammansâttning bör vara ca 0.2 % och att halten löst kol vid 1020°C i ett sådant stål bör vara ca. 0.45 %. Kisellialten bör dock inte överskrida 0.25 % i den optimala sammansättningen för att ge en optimal duktilitet/seghet hos legeringen. Riktvärdet för kolhalten i stålet skulle då vara 0.49 % för att få en rikthårdhet av 57 à 58 HRC efter härdning och högtemperaturanlöpning. En lämplig vanadinhalt i den optimala sammansättningen bedöms vara 0.52 % för att ge en större marginal mot komtillväxt vid värmebehandling. Halten av fosfor, svavel, kväve och syre hålls på en mycket låg nivå för att maximera duktilitet och seghet. Stålet skall inte innehålla några andra, avsiktligt tillsatta karbidbildare än vanadin. Övriga karbidbildare, 0 O O i Û I I Û C IOI OO Il 0 00 I IC O OI 0 00 O O I O I I 0 I0 0000 II 00 00 in 0 OO 00 I O O P1688 14 som titan, zirkonium och niob begränsas till vardera max. 0.005 % i den optimala legeringen. Aluminium kan förekomma som en rest från stålets tillverkning och begränsas till max. 0.03 0, företrädesvis max. 0.015 %.Table 5 - Desired property profile; comparison of characteristics of subjects steel' Parameters / Properties Aimed Steel 8A Steel 7A Steel 5A characteristic profile Hardenability 3 1 2 Dimensional stability 3 _ 1 2 i 3 in heat treatment Hardness after 3 3 3 3 tempering (56-58 HRC) Impact strength 3 2 1 3 Abrasion resistance 2 2 3 3 Fatigue life expectancy 3 3 3 3 Tightening strength: 3 3 3 3 Abrasiveness 3 3 3 3 Cuttability 3 3 3 2 Spark machinability 3 3 2 3 welding baffle 2 z 1 z ' Polishability 3 3 3 3 Production management 3 3 2 3 In comparison with the ideal profile, steel SA has a slightly low hardness after hardening and high temperature tempering. On the basis of the experiences made through the experiments, it is assessed in that the silicon content in an optimal steel composition should be about 0.2% and that the content of dissolved carbon at 1020 ° C in such a steel should be approx. 0.45%. However, the silicon alloy should not exceed 0.25% in the optimal composition to give an optimal ductility / toughness of the alloy. The guideline value for the carbon content of the steel would then be 0.49% to get one target hardness of 57 to 58 HRC after curing and high temperature annealing. A suitable vanadium content in the optimal composition is estimated to be 0.52% to give a greater margin against grain growth in heat treatment. The content of phosphorus, sulfur, nitrogen and oxygen is kept at a very low level to maximize ductility and toughness. The steel should not contain any other intentionally added carbide formulations other than vanadium. Other carbide formers, 0 O O i Û I I Û C IOI OO Il 0 00 I IC O OI 0 00 O O I O I I 0 I0 0000 II 00 00 in 0 OO 00 I O O P1688 14 as titanium, zirconium and niobium are limited to each max. 0.005% in the optimal the alloy. Aluminum can occur as a residue from steel production and limited to max. 0.03 0, preferably max. 0.015%.

En optimal legering för plastformningsstål skulle därmed ha den sammansättning som anges i tabell 6.An optimal alloy for plastic forming steel would thus have the composition that are listed in Table 6.

Foas OK 1 PRODUKTIONS SKALA Ett stål l0P enligt uppfinningen tillverkades med riktvärde enligt tabell 6 i elektrisk ljusbågsugn. Chargevikten var 65 ton. Den analyserade sammansättningen överensstämde med mycket små avvikelser från riktvärdet. De enda element som ﬁill utanför den uppställda normen var svavel och kväve, vilkas halter uppgick till 0.011 %, respektive 0.013 % istället för max 0.010 %. Stålets l0P kompletta sammansättning ﬁamgår av tabell 7, i vilken även halten av de viktigaste ñroreningarna redovisats. I samma tabell redovisas även sammansättningen hos tre undersökta referensmaterial, 7P, 8P och 9P, tagna från sökandens produktion. Dessa stål motsvarar stålen 7N, SN och 9N med de nominella sammansättningar som angivits i tabell 1. Även referensmaterialen var tillverkade som 65 tons charger i elektrisk ljusbågsugn. Samtliga smälter göts till göt genom stiggjutning. De göt som tillverkades av stål 9P rafﬁnerades dessutom genom ESR-omsmältning. Göten, inklusive ESR-göten, smiddes till stänger av varierande dimensioner. Stängerna utsattes fór varierande värmebehandlingar, innan testprover uttogs. De undersökta stängemas dimensioner och värmebehandlingar framgår av tabell 8.Foas OK 1 PRODUCTION SCALE A steel 10P according to the invention was manufactured with guide value according to table 6 in electrical arc furnace. The batch weight was 65 tons. The analyzed composition corresponded to very small deviations from the guideline value. The only elements that ﬁ ill outside the set standard were sulfur and nitrogen, the levels of which amounted to 0.011%, respectively 0.013% instead of max 0.010%. The complete composition of the steel l0P ﬁ is shown in Table 7, in which the content of the most important ñr impurities is also reported. IN the same table also shows the composition of three examined reference materials, 7P, 8P and 9P, taken from the applicant's production. These steels correspond to the steels 7N, SN and 9N with the nominal compositions given in Table 1. Also the reference materials was manufactured as a 65 ton charger in an electric arc furnace. All melts were poured ingot by step casting. The ingots made of 9P steel were also refined by ESR remelting. The ingots, including the ESR ingots, were forged to bars varying dimensions. The rods were subjected to various heat treatments, before test samples were taken. Dimensions and heat treatments of the rods examined is shown in Table 8.

Tabell 8 - Stängdimensioner och värmebehandliiggr Stål No Ståxgdimension, mm Värmebehandlil; 7P ø3 l 5 TA QÖÛ °C, 3Û mi!! Anlöpning 200 °C, 2x2h SP Bred plattstâng, TA 950 °C, 30 min Tjocklek 102 mm Anlöpning 200 °C, 2x2h 9P _ 0330 mm TA 1050 °C, 30 min - ~ Anlöpning 575 °C, 2x2h 9P Plattstång, -”- » 350xl27 mm 101» ø35g mm . TA 1025 °C, 30 min Anlöpnmg 525 °C, 2x2h l0P Plattstång, -”- 396x136 mm 32:53 S.. n d... w _ om. own oﬂv mn om .o o. on nmn woo now S o.. Sxo nn.o .w .o mo. nHV mn o» o? onv onv mwo d... .ud mnn woo own n oï vﬁo no.. mmo mm m d... om oo. onv on woo ...d ...d mm _. ooo ...n on om. »oo vmo mn .o m» n .v .nd oS own on o. wno ad oo. mvo ßoo mw .w mm om So vmo om .o å.Table 8 - Closure dimensions and heat treatment gr Steel No Ståxgdimension, mm Heat treatment lil; 7P ø3 l 5 TA QÖÛ ° C, 3Û mi !! Tempering 200 ° C, 2x2h SP Wide flat bar, TA 950 ° C, 30 min Thickness 102 mm Tempering 200 ° C, 2x2h 9P _ 0330 mm TA 1050 ° C, 30 min Temperature 575 ° C, 2x2h 9P Flatbar, - "-» 350xl27 mm 101 »ø35g mm. TA 1025 ° C, 30 min Temperature 525 ° C, 2x2h l0P Flatbar, - ”- 396x136 mm 32:53 S .. n d ... w _ om. own o ﬂ v mn om .o o. on nmn woo now S o .. Sxo nn.o .w .o mo. nHV mn o »o? onv onv mwo d .... ud mnn woo own n oï v ﬁ o no .. mmo mm m d ... om oo. onv on woo ... d ... d mm _. ooo ... n on om. Oo vmo mn .o m n .v .nd oS own on o. wno ad oo. mvo ßoo mw .w mm om So vmo om .o å.

En: En: :En En: :En Emm nä Enn 8.5 å. å.. å. :En :En å. å. å. eZ O m Z F. AZ E. > .Ö .5 :S .Z .Ö m .m :E mm U .Sw n. _ . 5 .äwieohtë nu.. om än.. ..._.u_nu:om§:ue.:_ m än uëon-oun: ä.. .Enaàäï in... .Xﬂâxï .wﬁåånuuâian xå-:uvn | ß :u-...H .m o . and ovo æoooow o~o.o.v. omoow ßmo own 26 . oSow oﬁoow ooo mno .mo _ uš å... ä... wooâw ...cow 2......v.. ä... ...ä ...ä .:.......w .:......v.. om... å... ä... . ...šš .m .o nvo . - - Sxo on.n mo... - - owo oﬁo wvo :än .\..|_o> 02 u o z .< > å. .u m m å.. .w u .En: En:: En En:: En Emm nä Enn 8.5 å. Å .. å.: En: En å. Å. Å. EZ O m Z F. AZ E.> .Ö .5: S .Z .Ö m .m: E mm U .Sw n. _ . 5 .äwieohtë nu .. om än .. ..._. U_nu: om§: ue.: _ M än uëon-oun: ä .. .Enaàäï in .... .X ﬂ âxï .w ﬁ åånuuâian xå-: uvn | ß: u -... H .m o. and ovo æoooow o ~ o.o.v. omoow ßmo own 26. oSow o ﬁ oow ooo mno .mo _ uš å ... ä ... wooâw ... cow 2 ...... v .. ä ... ... ä ... ä.: ....... w.: ... ... v .. if ... å ... ä .... ... šš .m .o nvo. - - Sxo on.n mo ... - - owo o ﬁ o wvo: än . \ .. | _o> 02 u o z. <> Å. .U m m å .. .w u.

Pl688' 0.3.: 2.. ...wâauwvax ...ä __... å. .aâa ä: :sa-å .w...§«=...aa:.w=.äw2 ...sumo | w :Sie f ,. Pl688 ' 0.3 .: 2 .. ... wâauwvax ... ä __... å. .Aâa ä:: sa-å .w ... § «= ... aa: .w = .äw2 ... sumo | w: Sie f ,.

L; l' 'w-l Pl688 De prover som togs ut ur stängerna enligt tabell 8 undersöktes med avseende på hårdhet och slagseghet. Resultaten framgår av tabell 9. I denna tabell anges även provstavstyp (samtliga provstavar oanvisade) och den uttagna provstavens läge i stången, varvid CL2 betyder provstav ur rundstång, uttagen i stångens centrum i stångens tvârriktning och med slagriktningen i stångens längsriktning, CRZ betyder samma som CL2 men med slagriktníngen tvärs stångens längsriktning (mest ogynnsamma förhållanden), och TL2 betyder provstav ur plattstång och i övrigt enligt CL2.L; l ' 'w-l Pl688 The samples taken from the bars according to Table 8 were examined for hardness and impact resistance. The results are shown in Table 9. This table also indicates the test rod type (all test rods not shown) and the position of the sampled rod in the bar, wherein CL2 means test rod from a round bar, taken in the center of the bar in the transverse direction of the bar and with the direction of impact in the longitudinal direction of the rod, CRZ means the same as CL2 but with the direction of impact across the longitudinal direction of the bar (most unfavorable conditions), and TL2 means test rod from a flat bar and otherwise according to CL2.

Tabell 9 - Hårdhet och slagseghet hos undersökta stål tillverkade i produktíonsskala ' Stål No, provstavstyp Hårdhet, HRC Slagseghet, J och läge 7P, CL2 58 42 8P, TL2 57 83 9P, CL2 ss so 9P, TL2 ' » ss ' 159 IOP, CRZ _ 57.5 58 IOP, TL2 57.5 196 Som framgår av tabell 9 var hårdheterna hos de undersökta stâlen likvärdiga, men krävde för stål 7P och 8P lâgtemperaturarilöpning med dess kända nackdelar. Den förhållandevis goda slagsegheten hos stål 8P måste dock främst tillskrivas den tunnare tjockleken hos den undersökta plattstången av detta stål. För stål 9P uppnåddes endast en måttligt god slagseghet, trots ESR-raﬁineringen av stålet. Det noterade värdet på _ slagsegheten hos rundstången av stål IOP, 58 J, var endast obetydligt lägre än det noterade värdet på slagsegheten hos rundstången av stål 9P, 60 J, trots den ogynnsamma slagriktnirlgen. Slutligen kan noteras att vid lika tester av slagsegheten hos plattstängema av stålen 9P och IOP, klart bästa slagseghet, 196 J, noterades for stålet loP srrllgr uppfinningen, som skall jämföras med 159 J för stål 9P, varvid särskilt skall beaktas att 9P-istålet var ESR-rañinerat, vilket normalt förbättrar segheten.Table 9 - Hardness and impact strength of investigated steels manufactured in production scale ' Steel No, test rod type Hardness, HRC Impact strength, J and location 7P, CL2 58 42 8P, TL2 57 83 9P, CL2 ss so 9P, TL2 '»ss' 159 IOP, CRZ _ 57.5 58 IOP, TL2 57.5 196 As can be seen from Table 9, the hardnesses of the examined steels were equivalent, but required for steel 7P and 8P low temperature running with its known disadvantages. The However, the relatively good impact strength of steel 8P must primarily be attributed to the thinner one the thickness of the examined flat bar of this steel. For steel 9P was achieved only a moderately good impact resistance, despite the ESR reinforcement of the steel. The noted value of _ the impact strength of the steel bar IOP, 58 J, was only slightly lower than that noted the value of the impact strength of the steel bar 9P, 60 J, despite the unfavorable slagriktnirlgen. Finally, it can be noted that in equal tests of the impact resistance of the flat bars of steel 9P and IOP, clearly best impact strength, 196 J, were noted for the steel loP srrllgr the invention, which is to be compared with 159 J for steel 9P, whereby in particular shall It should be noted that the 9P steel was ESR-refined, which normally improves the toughness.

Claims

20 25 30 35 PATENT REQUIREMENTS '

Steel, characterized in that it has the following chemical composition in% by weight: 0.43 - 0.60 C from groove to 1.5 Si from groove to 1.5 (Si + Al) 0.1-2.0 Mn 3.0-7.0 Cr 1.5 - 4.0 (M ﬁ åí ), however, at least 2.1 Mo and max 1.0 W 0.30-0.70 VI max 0.1 of each of Nb, Ti and Zr max 2.0 Co _ essentially only iron and unavoidable impurities.

Steel according to claim 1, characterized in that it contains at least 0.44, preferably at least 0.46 C.

Steel according to claim 2, characterized in that it contains a maximum of 0.55, suitably a maximum of 0.53 C.

Steel according to one of Claims 1 to 3, characterized in that it contains at least 0.40, preferably at least 0.45 V.

Steel according to claim 4, characterized in that it contains a maximum of 0.65, preferably a maximum of 0.60 V.

Steel according to any one of claims 1-5, characterized in that it contains about 0.49 C and about 0.52 V.

Steel according to one of Claims 1 to 6, characterized in that it contains at least 0.05 and a maximum of 1.0 Si.

Steel according to claim 7, characterized in that it contains at least 0.1 and a maximum of 0.5 Si.

Steel according to claim 8, characterized in that it contains normally 0.2 Si. 10 15 20 25 30 35 fr? flfi ﬂ l

Steel according to one of Claims 1 to 9, characterized in that it contains a maximum of 1.0, preferably a maximum of 0.3, preferably a maximum of 0.1 and most preferably a maximum of 0.03 Al.

Steel according to one of Claims 1 to 10, characterized in that it contains a maximum of 3.2 Mo.

Steel claim 10, characterized in that it contains a maximum of 2.6 Mo.

Steel according to Claim 11 or 12, characterized in that it contains a maximum of 0.3, preferably a maximum of 0.1 W.

Steel according to claim 13, characterized in that it does not contain tungsten above the impurity content.

Steel according to one of Claims 1 to 14, characterized in that it contains a maximum of 0.7 Co.

Steel according to claim 15, characterized in that it does not contain cobalt above the impurity content.

Steel according to one of Claims 1 to 15, characterized in that the content of each of the elements titanium, zirconium and niobium does not exceed 0.1%.

Steel according to claim 17, characterized in that the content of each of the elements titanium, zirconium and niobium does not exceed 0.03%. in

Steel according to claim 18, characterized in that the content of each of the elements titanium, zirconium and niobium does not exceed 0.01, preferably does not exceed 0.005%.

Steel according to one of Claims 1 to 19, characterized in that the steel does not contain more than a maximum of 0.035, preferably a maximum of 0.015 and preferably a maximum of 0.010 P.

Steel according to one of Claims 1 to 20, characterized in that the steel contains a maximum of 20, preferably a maximum of 10 ppm O.

Steel according to any one of claims 1-21, characterized in that the steel contains a maximum of 30, preferably a maximum of 15 and preferably a maximum of 10 ppm N. 20 ïryfj, m ”- \ _: _'_. »Ä .__ J 'MJ Fi

Steel according to any one of claims 1-22, characterized in that it contains a maximum of 0.03%, preferably a maximum of 0.01%, and preferably a maximum of 30 ppm S.

Steel according to any one of claims 1-23, characterized in that it contains 0.10-0.30 S.

Steel according to claim 24, characterized in that it contains 5-75 ppm Ca and 50-100 ppm 0, preferably 5-50 ppm Ca and preferably 60-90 ppm O.

Steel according to one of Claims 1 to 25, characterized in that after hardening and high-temperature running at 500-570 ° C, preferably at 520-560 ° C, it has a hardness of 54-59 HRC, preferably 56-58 HRC .

Plastic forming tool made of a steel according to any one of claims 1-25.

Plastic forming tool according to claim 27, characterized in that it cures and high temperature annealing at 500-570 ° C, preferably at 520-560 ° C, has a hardness of 54-59 HRC, fefeefeaeevie se-ss HRC; '