TW200944599A - Steel, process for the manufacture of a steel blank and process for the manufacture of a component of the steel - Google Patents

Description

200944599 六、發明說明： 【發明所屬之技術領域】 本發明係關於鋼，製造鋼坯料之方法及製造鋼的組分 之方法。首先，鋼意欲用於需要良好熱工作特性之應用中。 鋼首先意欲用於切割工具主體，但亦用於切割工具架。其 亦可適用於其他使用肖加或適度增〜之工作；显度的應用 中，例如用於熱工作工具及塑膠模製工具。熱工作工具之 實例為用於壓鍛及鍛模之工具，以及壓鑄工具，尤其用於 輕金屬及銅之擠壓模及心軸。塑膠模製卫具之實例為用於 使塑勝射出成形之模具，及用於製造輪廓之模。此外，該 材料適於用it在正常室溫τ或低於正常室溫下進行之應 用，例如用於設計經受高應力之部件，諸如傳動軸及齒輪， 其中對材料勃性存在高要求；及存在與剝離有關之極端要 求的應用。 【先前技術】 術語切割工具主體意謂在切割操作中在其上或其中安 裝活動工具部分之主體。典型切割工具主體為銳削及鑽孔 主體’其具有高速鋼、燒結碳化物、立方氮化硼（cbn)或 =’ϋ刀割％件。該等切割卫具主體中之材料在指定 技術中一般為鋼。許多類型之切割工具主體具有極複 2狀且通常存在有螺紋小洞及長的錢孔小洞，而 =需具有良好可加工性。切割操作在不斷增加之切割 迷度下進行，盆A, 料在高溫下具有良好、^具主體可變得極熱，且因此村 …硬度及耐軟化性為重要的。為了抵 200944599

擋某些類型切割工具主體（諸如，銑削主體）所經受之高 脈動負載，材料必須具有良好機械特性，包括良好韌性： 疲勞強度。為了改良疲勞強度，可向切割工具主體之表面 引入壓縮應力，且材料因此必須具有良好穩定性以在高溫 下保持該施加之壓縮應力’亦即材料必須具有良好耐鬆： 性。某些切割工具主體經堅韌硬化，而施加有切割元件之 表面經感應硬化，且因此材料應可能感應硬化。某些類型 之切割工具主體（諸如，某些具有焊接燒結碳化物尖端之 鑽體）經PVD塗覆或在硬化後經受氮化以增加容屑槽中及 鑽體上之耐切削耗損性。材料因此應可能經pVD塗覆或在 表面上經受氮化而硬度無任何顯著降低。 除上述特性之外，鋼較佳亦應具有以下特性中之任 者： 良好耐回火性； 良好延性； 在硬化及回火條件下亦具有良好可加工性； 具有空氣硬化可能性之良好硬化性； 良好耐磨性’尤其針對所謂磨損之切削耗損； 良好耐剝離性； 熱處理期間及在增加之工作溫度下使用時的良好尺寸 穩定性； 良好可焊性； 可能經受氮化以增加硬度；及 向铜及架工具製造商以及最終用戶皆提供良好生產經 5 200944599 濟性。 目前，低及中等合金設計鋼主要用作切割工具主體之 材料。自WO 97/49838已知用於銑削主體之更高合金鋼。 用於切割工具之多種已知架鋼的組成展示於下表中。除了 表中提及之以wt%表示之元素外，鋼僅含有鐵以及雜質及 次量元素。 表1 鋼 c% Si% Μη% Ρ% S% Cr% Ni% Mo% V% Cu% Al% N% A 0.38 0.21 0.62 0.010 0.02 0.69 1.75 0.19 0.001 0.19 0.020 0.009 U 0.36 0.18 0.62 <0.01 0.03 1.56 1.51 0.16 6.006 0.18 0.008 0.013 C 0.38 0.26 1.30 0.013 0.004 1.81 0.13 0.15 0.01 0.12 0.022 0.006 D 0.45 0.17 0.67 0.017 0.01 0.91 0.41 0.87 0.10 0.11 0.031 .E 0.37 0.27 0.72 0.022 0.01 0.76 1.80 0.15 0.006 0.12 0.025 0.006 F 0.37 0.49 0.32 0.010 0.03 5.03 0.13 1.22 0.94 0.048 0.022 0.025 0.41 0.16 0.73 0.008 0.004 1.05 0.05 0.17 0.005 0.2 Η ϋ·41 0.19 0.69 0.075 0.027 0.71 2.22 0.2 0.004 0.13 0.009 1 0.57 ϋ.22 0.8 0.01 0.013 1.0 1.5 0.5 0.09 0.1 J 0.41 0.28 0.7 0.02 0.009 0.8 1.6 0.2 0.09 0.1 κ 0.4ϋ 0.20 0.65 0.011 0.008 0.64 1.73 0.15 0.005 0.14 0.013 0.006 L 0.38 0.28 1.39 0.012 0.0046 1.93 0.10 0.15 0.007 0.046 0.006 0.008 Μ 0.41 1.02 0.38 0.011 0.03 5.2 0.11 1.28 0.98 0.07 【發明内容】 本發明提供極合適用作切割工具主體之材料的鋼。鋼 看似滿足切割工具製造商及切割工具用戶提出之對材料特 性曰益增加之要求。舉例而言’已證實鋼具有改良之可加 工性、财磨性及硬化性。由於鋼的極良好特性概況，亦可 將鋼用於熱工作工具、塑膠模製工具以及用於設計絰受高 應力之部件。初步測試亦表明首先由於鋼在低溫下亦保持 良好韌性’鋼可適用於低溫（亦即，室溫與低至_4〇至巧〇 C)下之良好耐剝離性為關鍵之應用中。本發明亦係關於 200944599 製造鋼坯料之方法以及製造切割工具主體或切割工具架之 方法。 鋼之組成在隨附申請專利範圍中指出。下文閱明單獨 元素之重要性及其彼此的相互作用。鋼之化學組成的所有 百分比與Wt%有關。 碳欲以0.20%，較佳至少0.25%，較佳至少0.28%之最 小含量存在’使得鋼將獲得所要硬度及抗性。首先，碳亦 藉由形成MC_碳化物而有助於良好耐磨性，其中Μ為釩。 在鋼亦含有其他強碳化物形成劑（諸如，鈮、鈦及/或鍅） 之狀況下，MC碳化物亦可含有此等元素。鉬及鉻亦傾向於 形成碳化物，但在本發明之鋼中，組成經最佳化以避免除 MC_碳化物之外的其他碳化物的存在或至少使除碳化 物之外的其他碳化物的存在最少。在高碳含量下，鋼將變 知過硬及過脆。因此，碳含量將不超過〇 5〇/^較佳地，碳 含量限於0.40%，且甚至更佳地，碳含量限於〇32。/(^名義 上’鋼含有0.30% c。 〇 石夕以溶解形式存在於鋼中且造成碳活性增加且以此方 式賦予鋼以所要硬度。因此，矽應以0 i0%至最多i 5%之 3量存在。較佳地，鋼應含有至少0 30%，且甚至更佳至少 〇·4〇 /。Si。在較高含量下，觀測到二次硬化向較低溫度之位 移若以良好熱工作特性優先，則鋼因此應含有最多1 _〇〇/〇， 更佳最多〇.80% ’且最佳最多0.60% Si。名義上，鋼含有 0·50ο/ο Si 〇 在鋼與舞及氧合金之彼等狀況下，矽亦可以結合狀態 7 200944599 以石夕約氧化物形式存在於鋼中，且在鋼亦與鋁合金之彼等 狀況下’甚至更佳作為矽鈣鋁氧化物形式存在，其以有利 方式幫助改良材料之可加工性（尤其在高切割速度下）。 若該等氧化物由硫改質，則可加工性亦可進一步改良，硫 與猛一起形成可囊封氧化物之硫化錳且在以較低切割速度 進行切割操作時充當潤滑膜。 猛幫助改良鋼的硬化性，且錳與硫一起藉由形成硫化 猛幫助改良可加工性。錳因此應以〇 20〇/〇，較佳至少〇 6〇%， 且更佳至少1 _〇%之最小含量存在。在較高硫含量下，猛防 止鋼的熱脆性》鋼應含有最多2.〇〇/〇，較佳最多1.5%，且甚 至更佳最多L3% Μη。最佳錳含量為1.2%。 硫幫助改良鋼之可加工性且因此應以〇 〇丨〇/〇，更佳至少 〇.〇15°/。之最小含量存在以賦予鋼適當可加工性。在較高硫 含量下存在熱脆性之風險，其不能由相應高錳含量完全補 償。此外’硫在較高含量下對鋼的疲勞特性具有不利作用。 鋼因此應含有最多0.2% ’較佳最多015〇/〇，且甚至更佳最 多〇·1% S。合適硫含量在0.025至0.035% S範圍内。標稱 硫含量為0.030%。 在不需要良好可加工性之應用中，例如暴露於高應力 之熱工作鋼，需要硫含量保持儘可能低。在彼狀況下，未 蓄意添加硫’此暗示硫不應以高於痕量含量之含量存在。 此外’若鋼以極大尺寸製造’則可進行電渣重熔（Electr() S1ag Remelting，ESR)以進一步移除雜質，亦即硫。 絡應以介於1.5與4.0%之間的量存在於鋼中以賦予鋼 200944599 良好硬化性。此外，鉻可與碳一起形成碳化物，此改良耐 磨性。碳化物（首先為M^3型）基本上作為二次沈澱之亞 微觀顆粒在鋼高溫回火下沈澱，且幫助鋼獲得良好耐回火 性》較佳地’鋼含有至少1.90%’且甚至更佳至少2 2〇% Cr。 在較咼鉻含量下，鋼之对回火性及可加工性受削弱，此為 缺點，當鋼用於切割工具主體及其他熱工作應用時尤其如 此。為此，若將鉻含量限於3.0%，且更佳限於2 5%，則為 有利的。標稱鉻含量為2.30% Cr。 ® 鎳以溶解形式存在於鋼中且改良鋼的可加工性，且賦 予鋼良好硬化性、韌性及熱硬度。為了達到切割工具主體 之必要硬化性，鋼應含有至少丨_5% Ni。當對硬化性具有較 高要求時，可增加鎳含量。在2 〇% Ni下達到特定改良且 若鎳含量增加至3.0%，則獲得極良好硬化性，此允許可在 空氣中以相當大尺寸冷卻硬化，此為有利地。在4 〇%之鎳 含量下，測試證實鋼獲得極良好硬化性，此實際上暗示儘 ❹ e问達01 000 mm之尺寸的工件冷卻極慢，但鋼仍獲得完全 麻田散體基質’而無任何珠岩（perlite)或變韌鐵（bainite) 之風險。鎳亦為沃斯田體穩定元素且避免或至少最小化硬 化及回火條件下殘留沃斯田體之量，鎳含量限於最大 5·0/〇，較佳最大4.5%。因為成本，所以應儘可能限制鋼之 鎳含量，然而不削弱所要特性。較佳範圍為3 8〇_4 i〇%Ni。 標稱鎳含量為4.00%» 鉬近來成為極昂貴之合金金屬且市場上許多鋼已因此 而變得製造起來顯著更昂貴。因為成本，所以許多人近來 200944599 制钼之使用，但其對鋼硬化性之極㈣作用及其對 相火性之影響而因此熱硬度至今阻礙此限制。極令人驚 奇地’已證實本發明之鋼儘㈣含量相當低但仍獲得有利 於所關注應用之特性概況。最小鉬含量可低至〇 5%，但較 佳鋼含有至少0.7% Mo。

鉬為形成碳化物之元素。視在指定範圍内之鋼組成變 化而定，在鋼基質中可沈澱高達2vol%M6C型富鉬初級碳 化物。對於硬化而言，此等碳化物比（例如）mc碳化物略 微更難溶解，且對鋼特性概況不具有相同有利作用，且在 一較佳具體實例中，需要使此等碳化物之存在最小 化。不悖離對可加工性之要求，可允許鋼具有2 〇%之m〇 3量。在此含量下，獲得極良好耐磨性及熱硬度。然而因 為成本，故翻含量應不超過丨.0%，且較佳範圍為〇 75至 0.85% Mo。名義上，鋼含有0 8〇% M〇。原則上，鉬至少在 一定程度上可由兩倍鶴置換。然而，鶴為極昂貴合金金屬 且其亦使廢金屬之處理變得複雜》

鈷因與鎢相同之理由不應存在於鋼中，但可容許至多 最多1.0%，較佳最多0.20%之含量。鈷幫助增加麻田散體 之硬度且產生增加之熱硬度，且為此，硬化及回火條件下 之可加工性可受到削弱。可能，鈷增加硬度之作用可用於 降低硬化時的沃斯田體化溫度，此可為優勢。 飢有利於鋼的耐回火性及耐磨性，因為其與碳一起在 鋼基質中形成至多約3.5 vol%，較佳最多2 ν〇1%相當圓整、 均勻分布之初級沈澱MC-碳化物。鈒因此應以0.20%，較佳 10 200944599 至少_〇’且更佳至少〇.7〇%之最小含量存在。關於硬化 而言，純化物發生溶解，且視所選沃斯田體化溫度而定， 基本上所有初級沈澱之Mc_碳化物均可溶解，此為鋼之一 較佳具體實例的目標。在隨後回火中，改為沈殿極少量富 釩物（所謂MC型二次碳化物）。因此在一較佳具體實例中， 鋼特徵為其具有包含回火麻田散體之基質，其基本上不含 MC型初級碳化物，但存在某些極小、均勻分布之二次沈搬 ❹之MC-碳化物。然而在本發明範鳴内，在硬化及回火條件 下鋼可允許-定含量之初級沈殿之Mc•碳化物。為了不削 弱鋼之可加工性，釩含量應不超過15〇%，更佳不超過 1.00 /。最佳不超過〇 90%。名義上，鋼含有〇 8〇%v。 銳形成難以溶解之初級碳化物’且應以最多〇 5%之含 量存在。較佳地，鈮不應以高於雜質含量之量，亦即最多 0.030%之量存在。鈦、錯、鋁及其他強碳化物形成劑亦構 成非所要雜質且因此不應以高於雜質水準之含量存在。 Q 在需要良好可加工性，且尤其需要高切割速度下之良 好可加工性之彼等應用中，若鋼亦含有有效量之氧及鈣以 與矽一起形成矽鈣氧化物，則亦有利。鋼因此應含有1〇至 100 ppm Ο,較佳 30 至 50 ppm Ο，及 5 至 75 ppm Ca，較佳 5至50 ppm Ca。較佳地’其亦與〇.〇03至〇 〇2〇%鋁合金使 知形成石夕約銘氧化物，此改良可加工性至仍大於純梦約氧 化物之程度。此等矽鈣鋁氧化物可經硫有利地改質，硫化 猛形式之硫亦幫助改良較低切割速度下之可加工性。 稀土金屬’諸如鈽、鑭及其他，可能添加至鋼中以賦 11 200944599 予材料各向同性、最佳可 可操作性及可焊性、良好機械特性及良好熱 最一量稀金屬總含量可為最多㈣，較佳 銅為可幫助增加鋼硬度之元素。然而，已以少量存在 之後不可能自鋼中萃取出1響此：外，鋼在添加至鋼中 來此顯著降低时鋼之可能 性。此要求廢金屬處理適_ + 之鋼類型中的銅…ΓΑΓ 屬以避免不耐銅 ❹ θ 。為此，銅較佳應僅作為廢金屬 原料不可避免之雜質存在於鋼中。 在本發明範疇内，本發明鋼之可能組成可如下（其組 成亦用於賦予鋼以良好可加工性）：0 30 C、〇5〇 si、：扣 〇.〇25 p. 0.030 s.2 3 Cf ^ 4 〇 Ni , 〇 8 M〇 多 0.20 W、最多 〇.2〇 Co、0.8 V ' 最多 〇.005 Ti、最多 〇 〇3〇 Nb、最多 0.25 Cu、0.010 A卜 5-50 ppm Ca、30_50 ppm 〇， 其餘為鐵。 【實施方式】 現將參考所包括之圖式詳細描述本發明。 ❹ 所進行之測試 最初’由多個製造商提供許多銑刀主體且分析鋼組 成。此外’檢驗銑刀主體是否經表面處理，例如 ^丹疋否經 表面塗覆或珠擊以及其是否經硬化及回火。該檢驗展示所 有銑刀主體具有先前已知之組成。銑刀主體已使用習用於 銑刀主體之方式製造且因此已推斷銑刀主體不具有任何意 外特性且因此不滿足彼等近來已產生之對特性日益增加之 12 200944599 要求 為了研發更佳符合新賴及較高特性（亦即，在増 :=下具有較佳可加工性及強度特性）要求之钢，決 :之：ΓΓ合金。以實驗室規模及全規模製造用於檢 示於表2中。所表明之組成含量與所 製化鑄塊之各位置的平均量測值有關。在表2巾亦展示 多種參考材料之組成，其命名為帛1、3及5號，且可構得。

G 針對參考材料表明之含量為標稱含量。未登記銘、氮、約 及氧之含量。對於所有材料而言，除了可能以正常量存在 之雜質外，其餘為鐵，鐵與雜質或次量元素―起指示 中。 最初，以實驗室規模製造六個熔融物，將其澆鑄為50 kg 之實驗室鑄塊（Q9277 _ Q9287 ),其中熔融物Q928〇 _ Q9287 為本發明之實施例。將所製造之Q•鑄塊鍛造為6〇 χ 4〇mm 尺寸的測試樣本，接著將其在85〇Ό之溫度下軟化退火，ι〇 ❹ 小時，且接著在熔爐中以l(TC/h冷卻至65(TC，隨後在空 氣中自由冷卻至室溫。此後，將其硬化至所要硬度。

自Q9287開始，以工業規模製造6公噸熔融物（第6 號鋼），其組成展示於表2中。另外詳細描述製造方法， 但製造可如下簡要描述：藉由習知底澆法由6噸熔融物製 造鑄塊。將鑄塊熱軋為尺寸為028 mm、045 12〇 X 120 mm之棒。將多數棒軟化退火且接著製造測試樣本及銑 刀主體，將其硬化及回火。除非另外說明，否則係指高溫 回火。 13 200944599 由6噸熔融物製造的一些棒未經軟化退火❶此等棒未 經又任何％知硬化操作，因為熱軋操作後的冷卻賦予材料 硬化結構。在對所進行測試之以下描述中，此材料命名為 第6a號鋼。由此等「直接硬化」棒製造測試棒，將該等測 試棒回火至所要硬度。 由參考材料製造測試棒，根據製造商說明將該等測試 棒硬化及回火至所要硬度。此外，製造多個銑刀主體用於 應用測試。 鋼编號 C Si Μη P/S Cr Ni Mo V 09277 0.38 0.94 0.86 0.012/0.027 4.74 0.06 1.24 0 9 09278 0.35 0.92 0.91 0.013/0.028 4.78 0.07 0.2 0 81 09279 0.28 0.30 0.96 0.013/0.031 2.07 0.07 1.92 0.87 09280 0.28 0.12 0.68 0.010/0.032 1.90 2.81 1.99 0 75 09286 0.28 0.53 1.15 0.020/0.030 2.53 3.02 1.00 0 71 09287 0.28 0.47 1.18 0.019/0.028 2.32 3.99 0 78 0 76 1 0.39 0.5 0.4 0.025/- 5.3 1.3 0.9 3 0.34 0.3 0.7 0.025/- 1.3 1.4 0.2 5 0.37 0.3 1.4 0.01/- 2.0 1.0 0.2 6 0.31 0.5 1.2 0.013/0.028 2.2 4.07 0.76 0.75 本發明現將參考所進行之測試進行說明。 微結構 本發明鋼之一較佳具艘實例在硬化及回火條件下之微 結構（第6號鋼）展示於圖1之照片中。鋼已在1〇2〇Ό之 沃斯田體化^度下硬化30分鐘’且在600 °C溫度下使用中 間冷卻回火兩次歷時2小時（60(TC/2 X 2小時）且獲得 45 HRC之硬度。在該較佳具體實例中，鋼具有由不具有殘 留沃斯田體、珠岩或變韌鐵的回火麻田散體（1)組成之基 14 200944599 質。因為據稱在鋼中不存在殘留沃斯田體，所以應瞭解鋼 可含有至多2 vol%殘留沃斯田體，因為難以建立低於2 VO】。/。之含量。基質具有含量相當均勻分布之至多約2⑽ 碳化物，其中約i vol%碳化物為初級沈滅之Mc•及M6C碳 化物⑺。約i〜1%碳化物具有圓整或實質上圓整形式且 在其最長延伸中具有最大m，較佳最大2”且甚至更 佳最大lem之尺寸。該實質上圖整碳化物主要為mc碳化 ❹其中M為釩及-些鉬。亦注意到存在一定程度的m6C_ 碳化物’其中M實質上為銷。除了初級碳化物之外，鋼亦 含有約1 ν〇1%二次沈澱之MC、M2C及/或M3C碳化物（3)。 該等二次碳化物之主要部分具有圓整或實質上圓整形式且 在其最長延伸中具有最大20 nm之尺寸。亦注意到略微較 細長之碳化物’其在最長延伸中具有最λ 100 的尺寸。 T碳化物含有鉻、釩、鉬以及鐵。鋼特徵亦為不存在晶界 碳化物。缺乏晶界碳化物促成改良之可加工性及韌性。 Ο 需要消除或至少最小化材料中之殘留沃斯田體的量。 如圖1可見’當向鋼賦予本發明一較佳具體實例之組成時， 可能在高溫回火後消除殘留沃斯田體之存在。另一方面， 右鋼經低溫回火，則可存在一定程度之殘留沃斯田體，典 ㈣為約3%。此外，在硬化之後不久，殘留沃斯田體含量 略间，約為4至0%。如熟習此項技術者可瞭解，殘留沃斯 田體3量亦可視沃斯田體穩定化元素（對此鋼而言尤其為 碳、链及鎳）及肥粒鐵（ferrite)穩定化元素（對此鋼而^ 尤其為矽、鉻及鉬）之間的平衡而變化。將使該等元素平 15 200944599 衡以使硬化及回火條件中沃斯田體含量合計最多1 0%，且 較佳最多5 %，以使鋼將尤其滿足適當尺寸穩定性之要求。 為檢驗各種尺寸之微結構，進行膨脹計測試，亦即以 各種冷卻速率將沃斯田體化測試樣本自800 Ό冷卻至5〇〇 °C。鋼已在950°C下沃斯田體化30分鐘。膨脹計測試表明 本發明之鋼可獲得根據參考圖1所述之微結構，尺寸至多 為01 m。呈示支持此點之連續冷卻變態（CCT)圖，參見 圖18。圖表中展示不同冷卻曲線。此曲線之資料如下： 冷卻曲線編號 硬度HV10 T 800-500 (秒） 1 536 1 2 514 43 3 498 1380 4 464 5175 5 446 20200 回火反應 檢驗一些所製造測試合金的回火反應且結果展示於圖 2至4中。圖2為展示所製造實驗室鑄塊（q9277至q9287 ) 在自960°C之沃斯田體化溫度硬化30分鐘，且在各種回火 溫度下回火2 X 2小時後之硬度的圖。該圖展示本發明之 材料Q9280至Q9287在約550°C之溫度下具有二次硬化， 而參考材料Q9277獲得略微較高之硬度，而二次硬化在略 微較低之溫度（約500°C )下發生。當在熱條件下使用時， 人硬化在較南溫度下發生之材料的碳化物生長比二次硬 化在較低溫度下發生之材料的碳化物生長慢。實際上反映 200944599 出’本發明之材料Q9280至Q9287以及Q9279在高於550 °〇之溫度下亦具有相當平坦之回火曲線，且因此具有比其 他材料更佳之回火反應。 檢驗第6號鋼及第6a號鋼在各種沃斯田體化溫度下之 回火反應且回火後之鋼硬度展示於圖3中。在約5〇〇至550 C之回火溫度下量測獨特二次硬化。該圖展示第6a號鋼獲 得最高硬度’而以習知方式硬化之第6號鋼獲得略微較低 ❹ 之硬度。應注意第6號鋼在約55(TC之溫度下獲得二次硬 化’而第6a號鋼在約50(TC之溫度下獲得二次硬化。亦應 注意第6a號鋼在約550°C至高達650°C之溫度下主要獲得與 第6號鋼相同之回火反應。 耐回火性 圖1 9與圖20展示高溫下時間對硬度之作用的比較。 刀別在550C與650 °C下回火後比較本發明之鋼與參考鋼。 在圖19中’可見到本發明鋼在65〇°c下比參考鋼具有顯著 Q 更佳之耐回火性。相同結果展示於圖20中，其中展示在各 溫度下50小時之保持時間後對硬度之作用。可見到，本發 明鋼在增加之溫度下比參考鋼更佳保持其硬度且保持更長 時間。本發明鋼具有耐回火性，分別在5〇〇c>c及65〇。〇下熱 處理50小時後提供小於15 HRC單位的硬度降低，此為極 佳。50小時對應於切割工具主體的正常服務壽命。 衝擊勃性 檢驗第6號鋼在各溫度及各硬度下之衝擊韌性且藉由 夏比v型缺口衝擊剛試（charpy v_test)與第^號鋼比較 17 200944599 (測试方法.ASTM E399/DIN ΕΝ 10045 )。自各種尺寸之. 棒取出測試樣本’此產生材料之各種程度的始終工作 (through working )。按照一般規則，較高程度的始終工作 產生較高衝擊強度。結果展示於表3中且亦展示硬化及回 火後之鋼硬度、取出測試樣本之棒的尺寸、測試樣本在棒 中之位置' 對測試樣本進行測試之溫度及熱處理條件。根 據上文針對非軟化退火材料所述，亦在熱軋條件下及在熱 軋條件下回火後檢驗第6號鋼的衝擊韌性。 測試展示第6號鋼比第1號參考材料具有更佳衝擊韌 © 性。此外，發現在低溫回火（亦即在高達最多45〇_475<>c之 溫度下回火）後’此鋼之韌性最佳，同時該鋼之硬度略微 高於高溫回火後之硬度。然而’在低溫回火下未達到相同 良好财磨性。此外’展示本發明之鋼在低於室溫之溫度下， 至少在低至-40°C之溫度下不具有延性-脆性轉變溫度。此表 明該鋼在需要低溫下良好韌性時亦為合適的。

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鋼編 號 硬 度 (HRC) 尺 寸 (mm) 位置* 衝擊韌性 («1)/溫度（°〇 熱處理 1 45 045 CR 7.5/20 1020°C/30 分鐘 + 600°C/2 χ 2 小時 1 45 045 CR 6/-20 1020°C/30 分鐘 + 600°C/2 χ 2 小時 1 45 045 CR 5.5/-40 1020°C/30 分鐘 + 600°C/2 χ 2 小時 6 45 120 χ 120 LT 10/20 1020°C/30 分鐘 + 600°C/2 χ 2 小時 6 45 120 x 120 LT 9.5/0 1020°C/30 分鐘 + 600°C/2 χ 2 小時 6 45 120 χ 120 LT 8.5/-10 1020°C/30 分鐘 + 600°C/2 χ 2 小時 6 45 120 x 120 LT 8.0/-20 1020°C/30 分鐘 + 600°C/2 χ 2 小時 6 45 120 χ 120 LT 7.5/-40 1020°C/30 分鐘 + 600°C/2 χ 2 小時 6 45 045 LC 17.5/20 1020°C/30 分鐘+600°C/2 χ 2 小時 6 47.5 028 LC 21.5/20 1020°C/30 分鐘 + 475°C/2 χ 2 小時 6 47 028 LC 22.5/20 1020°C/30 分鐘 + 450°C/2 χ 2 小時 6 45 070 LC 17.8/20 1020°C/30 分鐘+600°C/2 x 2 小時 6 45 070 LC 17.1/0 1020°C/30 分鐘 + 600°C/2 χ 2 小時 6 45 070 LC 14.9/-10 1020°C/30 分鐘 + 600°C/2 χ 2 小時 6 45 070 LC 14.88/-20 1020°C/30 分鐘 + 600°C/2 χ 2 小時 6 45 070 LC 14.98/-40 1020°C/30 分鐘 + 600°C/2 χ 2 小時 6 45 070 CR 7.65/20 1020°C/30 分鐘 + 600°C/2 χ 2 小時 6 45 070 CR 7.4/0 1020°C/30 分鐘 + 600°C/2 χ 2 小時 6 45 070 CR 6.4/-10 1020°C/30 分鐘 + 600°C/2 χ 2 小時 6 45 070 CR 6.5/-20 1020°C/30 分鐘 + 600°C/2 χ 2 小時 6 45 070 CR 5.96/-40 1020°C/30 分鐘 + 600°C/2 x 2 小時 6a 46 070 LC 6.4/20 熱軋+580°C/2x2小時 6a 46 070 CR 3.5/20 熱軋+580°C/2x2小時 6a 53 028 LC 27.5/20 熱軋，未回火 6a 51 045 LC 38.5/20 熱軋+200°C/2><2小時 6a 46 045 LC 14/20 熱軋+580°C/2x2小時 *測試樣本之不同位置的資訊參見圖21 a、b。 等溫疲勞強度 將各種溫度下在2小時之保持時間下的第6號鋼之疲 勞強度與第1號及第3號參考材料相比較，其展示於圖5 中。在硬化及回火條件下檢驗材料。將所有材料硬化及回 19 200944599 些測試樣本珠擊。珠擊為 。珠擊資料： 火至45 HRC之硬度。此後，將一 在材料表面引入壓縮應力之方法 鋼球： 00.35 mm， 硬度： 700 HV， 壓力： 4巴 角度： 90β 時間： 36秒 距離： 75 ± 5 mm 旋轉： 37 rpm 結果展示第6號鋼具有比兩種參考材料更佳之疲勞強 度。第6號鋼在45(TC下之珠擊條件下具有優良耐疲勞性， 45(TC為某些切割工具主體在極端狀況下可達到的工作溫 度。 熱硬度 將第6號鋼之熱硬度與參考材料相比較。鋼已硬化且 回火至430 HV的硬度。鋼q9287除外，其具有46〇 HV之 硬度。最初，將以實驗室規模製造的測試合金與第丨號及 第3號參考鋼相比較。結果展示於圖6a中。測試合金q928〇 至Q9287具有最佳熱硬度，此由硬度降低相當緩慢且在較 向溫度下產生之硬度降低比參考材料嚴重來證明。 亦將以工業規模製造之第6號鋼與參考材料相比較， 其展示於圖6b中。此處更清楚表明本發明之鋼具有極良好 熱硬度。 耐應力消除性 200944599 為了改良疲勞強度， 可向材料表面引入壓縮應力 入壓縮應力。為

應力之極良好能力。 Q9287，第6號鋼）具有保持所施加壓縮 。鋼在300至450。(：之溫度範圍内尤其良 好，其中耐鬆弛性比參考鋼高得多。在35〇<>(：下，本發明之

之比較值對於鋼Q9277而言為約65%、55%及52%，且對於 第3號鋼而言為約55%、4〇%及2〇%。殘餘應力相當均勻地 降低亦為有利的。亦可見到，不同於參考鋼，本發明鋼在 ❹介於65(TC與70(TC之間的溫度下保持其應力。舉例而言， 第3號鋼在540 C以上不具有殘餘應力且鋼Q9277在670°C 以上不具有殘餘應力。 此外’檢驗所施加之壓縮應力可滲透至第6號鋼及參 考材料表面有多深’以及溫度對鋼保持此等壓縮應力之能 力具有何作用。結果展示於圖17中。該比較展示第6號鋼 可達到表面中之最高壓縮應力，且壓縮應力滲透至此鋼的 表面最深處。第6號鋼亦展示最佳耐鬆弛性。在650 Ό下熱 處理後，第6號鋼中之最大壓縮應力相較於第！號鋼的約_7〇 21 200944599 MPa而言，為約·4〇〇 MPa。第3號鋼在高溫下保持壓縮應 力之能力最低。在550Ό下熱處理後，第3號鋼中的最大殘 餘壓縮應力為約-100 MPa。自圖可見，在65(TC下熱處理2 小時後，表面中保留所引入壓縮應力之至少40% (在50 // ηι深度處量測）。 強度 經由張力測試，檢驗鋼在硬化及回火條件下的屈服點 及極限應力且與參考材料相比較。結果展示於表4中且此 表展示本發明之鋼具有最佳延性，亦即可將此理解為屈服 © 點與極限應力之間的差異最大。 本發明之鋼在相當硬度下展示略微較低之屈服點，此 暗示在張力負荷下本發明之鋼比參考材料可更容易地塑 造。因此’檢驗鋼之耐壓縮性，就此應用而言，其為比張 力測試中屈服點更佳之鋼強度的度量。壓縮測試展示本發 明之鋼具有比參考材料更佳之耐壓縮性（Rp 〇·2 )，其展示 於表4中。 表4 ❹ 張力測試 " 壓縮測試 鋼 硬度(HRC> Rp0.2 (MPa) Rm (MPa) 砵長A5(%) 收缩z(°/«) Rp 0.2 (MPa) 第1號鋼 45 1280 1420 12 55 1332 第3號鋼 43.5 1311 1450 9 46 第3號鋼 45 - - - - 1335 第ό號鋼 43.7 1180 1416 12 52 第6號鋼 45 - - - - 1378 财磨性 22 200944599 以銷盤磨損測試（pin on disk test ) ’使用Si〇2作為研 磨介質，歷時120秒，在乾燥條件下檢驗鋼在硬化及回火 條件下之耐磨性，且結果展示於表5中。在測試合金Q92y*7 至Q9280中，本發明之鋼Q9280展示第二最佳耐磨性。對 於以全規模製造的第6號鋼而言，量測到比第1號鋼略微 較差之研磨損失，此可由第6號鋼具有較低硬度之實情來 部分解釋。此外，應注意具有44 HRC之硬度的第6號銅展 示比具有45 HRC之硬度的Q9280具有更佳耐磨性。 〇 表5 鋼 ' Q927 硬度（HRC) 45 研磨損失（mg/minj'' Q927 ' ~ *45 ' ' 235 260 ^ Q927 ηοοδ — ~45 185 ----

可加工性 〇 藉由使用各種處理方法量測在切割工具邊緣上引起之 所測試鋼的磨知程度’已進行關於可加工性的綜合測試， 該等方法描述於下文中。除了旋回測S(tumingtest)之外， 所有測4均在硬化及回火條件下以各種硬度進行。最初， =合金仍277至Q9287檢驗可加工性，且此後檢驗第 '鏟的可加工性且與第1號及第6號參考材料相比較。 由在兩個切割速度下量測鑽孔數直至損壞來檢驗鋼 23 200944599 (Q9277至Q9287 )的可加工性。表6展示鋼Q9280與Q9287 以及第3號及第6號鋼在麻花鑽孔下展示極良好可加工 性。基本上較高硬度之鋼Q9286具有與參考材料Q9277等 同的可加工性。

麻花鑽孔，高速鋼120 Wedev&g鑽頭，02 mm，磨捐標準：損壞，在17 m/min下具有 3S0個以上鑽孔，在20 m/min下具有500個以上鑽孔。___ 硬度（HRC) 鑽孔數 切割速度（m/min) 供給nun/旋轉 Q9277 44 108 17 0.05 Q9278 45 >350 17 0.05 Q9279 44 288 17 0.05 Q9280 45 >350 17 0.05 Q9286 47 81 17 0.05 Q9287 45 >350 17 0.05 Q9278 45 695 20 0.05 Q9280 45 320 20 0.05 Q9287 45 280 20 0.05 第3號鋼 45 >500 20 0.05 第6號鋼 45 410 20 0.05 〇 圊15展示端銑法測試的結果。相對於磨掉的長度來量 測切割邊緣的側面磨損。在此狀況下以極小銳刀進行的端 銳法中，容屑槽中材料的黏附亦為所表述之問題’其在一 段時間後導致銑刀損壞。在以實驗室規模製造的鋼中’ Q92 80具有最佳結果。該鋼滿足〇.丨5 mm側面磨損而不損壞 的要求。切割長度總計50,000 mm °以工業規模製造之第6 號鋼亦滿足最大0.15 mm側面磨損而不損壞的要求’且因 1 14,000 mm之銑削長度而尤其最佳。其他鋼在其達到〇·15 24 200944599 mm之側面磨損之前損壞。測試資料： 切割工具：固體燒結碳化物端銳刀，05 mm 切割速度：100 m/min 供給：0.05 mm/齒 切割深度：Ap=4 mm，Ae= 2 mm 標準：Vbmax=0.15 mm 以旋回測試在軟化退火條件下在3〇〇 HB硬度下檢驗材 料之可加工性。對於第6號鋼而言，量測到丨88 m/min的 〇 V30值，而第5號鋼獲得164 m/min之值。v30值為旋轉時 產生30分鐘工具壽命的切割速度。根據本發明之一較佳具 體實例’鋼在軟化退火條件下應具有至少150 m/min，較佳 至少170 m/min之V30值。 亦在切割工具主體製造商處經錢孔測試、銑削測試及 螺紋測試來測試鋼之可加工性。測試結果展示於圖8a c至 14a c中。總之’測試表明本發明之鋼滿足製造商對改良之 可加工性的要求。

Q 圖8a-c、9a-c及l〇a-c展示當檢驗第i、3及6號鋼的

—ηρ L 工性時’特定數目孔的鑽孔在鑽頭切割邊緣產生之磨 才貝。測試展示第3號鋼產生最少側部磨損，且第1號鋼最 難工作且因在4〇及47 HRC下剝離而引起相當快速的損 壞。第6號鋼在30及40 HRC，及47 HRC下鑽孔測試中之 者下滿足至少1，〇〇〇個鑽孔及0.15 mm之切割邊緣最大側 面磨損的要求。測試資料： 25 200944599 切割工具： 對33 HRC而言為固體燒結碳化物鑽 頭，04.3mm 對40及47 HRC而言為固體燒結碳化物 鐵頭，04.6mm 切割速度： 對33 HRC而言為100 m/min，且對40 HRC 及 47 HRC 而言為 50 m/min 供給： 對33 HRC而言為0.18 mm/rev，且對40 HRC 及 47 HRC 而言為 0.1 mm/rev 切割深度： Ap=13 mm

標準： Vbmax=0.15mm，ch 1 mm，鑽頭損壞， 或1，000個鑽孔 冷卻： Emulsion Castrol 7%外部

在圖lla-c、12a-c及13a-c中展示銑削工具邊緣上在 50分鐘操作期間由銑削產生的側面磨損。在此處，第3號 鋼同樣展示最佳可加工性，而第6號鋼展示與第1號鋼大 致相同的可加工性，但其中差異為在47 HRC下，第1號鋼 在37分鐘時因剝離產生損壞，而第6號鋼由於在25分鐘 時邊緣斷裂而產生損壞。測試資料： 切割工具： 固體燒結碳化物端銑刀 5 010 mm 切割速度： 對33 HRC而言為150 m/min，且對 40 HRC及47 HRC而言為 100 m/min 供給： 0.072mm/齒 切割深度： Ap==6mm，Ae = 3mm 標準： Vbmax=0.1 mm，ch 1 mm，銑刀損壞或 50分鐘操作時間 26 200944599 將最大長度150 mm之正方形坯料以順銳且將壓縮空 氣指向切割區。 圖14a至c展示螺紋測試結果。螺紋特性（threading property )絕對為機械加工特性中最重要特性之一。在此 處，測試亦在1，000個螺紋孔時中斷，其中所有測試之鋼在 33 HRC之硬度下管理。由測試證實，第6號鋼在40 HRC 之硬度下具有尤其良好螺紋特性。在47 HRC下，針對第3 ® 及6號鋼量測到大致相等的特性，而大體上不可能在47 HRC下對第1號鋼車螺紋。測試資料： 切割工具： 對33 HRC而言為螺絲攻M5 X 0.8蒸汽 回火 PWZ Paradur Inox 20 513 對40 HRC及47 HRC而言，螺絲攻M5 χ 0.5 未塗覆 PWZ Paradur Ni 10 26-19310

切割速度： 對33 HRC而言為15 m/min，對40 HRC

Q 及47 HRC而言為4 m/min 旋轉供給： 節距的99% 螺紋深度： Ap = 7 mm全螺紋 標準： 螺絲攻損壞或當螺絲攻已磨損使得達到 6.5 mm之全螺紋或若螺絲攻已製造 1,000個有效螺紋時。 冷卻： Emulsion Castrol 7% 27 200944599 已進行應用測試，其中切割工具主體由本發明之鋼製 造。已藉由模擬在操作期間產生的負荷循環來檢驗切割工 具主體的疲勞特性。向切割主體上的刀片槽（亦即，安裝 刀片之處）垂直施加1780 MPa之循環負荷。以X光繞射量 測介於刀片槽之前邊緣與其内部支撐側壁之間的拐角（起 始疲勞斷裂之範圍）中的殘餘應力。圖16展示疲勞測試的 結果。已對在硬化及回火條件下經珠擊之切割工具主體以 及在550C下熱處理2小時的經珠擊切割工具主體進行檢 驗，以便模擬使用。第1及3號鋼亦僅在硬化及回火條件 0 下檢驗。檢驗展示第6號鋼具有比第丨號鋼及第3號鋼兩 者更佳的疲勞特性。 鋼的製造 在製造具有本發明化學組成之鋼的方法中，藉由習知 熔融冶金製造技術製造鋼熔融物。將熔融物藉由鑄錠，合 適地藉由底澆法澆鑄為鑄塊粉末冶金製造、喷霧成型或 電渣重熔似乎不必要且僅為非必要的昂貴替代形式。藉由 鍛造及/或熱軋在介於800與130(rc之間，較佳115〇至i25〇 Q C的溫度下將所製造之鑄塊熱處理為所要尺寸，且隨後使 其在空氣中自由冷卻至20至200。〇，較佳2〇至1〇〇Ό的溫 度，其中獲得鋼的硬化。隨後，以中間冷卻進行2小時的 雙回火（2 X 2小時）。回火係在介於18〇與4〇〇χ：之間， 較佳180至25(TC之溫度下作為低溫回火進行，或在介於 500與70(TC之間的溫度下作為高溫回火進行。在硬化及回 火條件下’鋼之-較佳具體實例具有由回火麻田散體組成 28 200944599 之基質，該基質具有含量至多約2 vol%的基本上圓整、均 勻分布之碳化物’該基質基本上不含晶界碳化物。在低溫 回火下’獲得具有高硬度（典型地約5〇 HRC )及良好韌性 之鋼。因此當將鋼用於極端需要耐剝離性之室溫應用時， 低溫回火可為有利地。高溫回火產生將鋼硬度控制於34至 50 HRC範圍内的可能性。高溫回火亦產生具有較低韌性， 但具有（亦即）改良之熱硬度及耐磨性之鋼。因此，若欲 將鋼用於工作溫度增加之應用時，高溫回火較佳。 在一替代製造方法中，當鋼在熱處理後已冷卻時，將 其軟化退火。軟化退火在650 Ό之溫度下進行1 〇小時。此 後’使鋼在熔爐中以l(TC/h之溫度降低冷卻至50(rc，且 此後在空氣中自由冷卻至室溫，其中鋼獲得約3〇〇hb之硬 度。在軟化退火條件下，鋼具有由過度時效（〇veraged)麻田 散體組.成之基質，該基質具有含量至多約5 v〇1%的基本上 圓整、均勻分布之碳化物，該基質基本上不含晶界碳化物。 在軟化退火條件下，鋼可用於切割工具主體或切割工具之 架。或者，進行初始機械加工，而在硬化及回火後進行末 端機械加工。若需要比300 118高的硬度，則可將完成之工 件硬化及回火（可能由於鋼的極良好硬化性），此在沃斯 田體化之後在空氣中提供緩慢冷卻，此使變形風險降至最 小。使鋼自介於850與l〇5(TC之間，較佳介於9〇〇與1〇2〇 °C之間的沃斯田體化溫度硬化。將沃斯田體化溫度保持較 低亦為有利地，因為其抵消材料中的晶粒生長及殘餘沃斯 田體的出現β此外，在較低沃斯田體化溫度下獲得較精細 29 200944599 碳化物。在硬化後，獲得45至50 HRC的硬度。進行回火 至上文所述之所要硬度，其中獲得由回火麻田散髅级成之 基質’該基質基本上不含晶界碳化物且具有含量至多約2 vol%的基本上圓整、均勻分布之碳化物。

由於本發明，提供可經製造以具有良好生產經濟性的 鋼（亦即當並非總是需要單獨硬化操作時），因為鋼可在 熱處理後結合冷卻進行硬化。對於將製造鋼組分之消費者 而言，鋼的良好可加工性及尺寸穩定性使得能夠在硬化及 回火條件下對鋼進行機械加工。此暗示製造鋼組分的消費 者無需投資用於硬化及回火之設備，或者無需購買彼服 務。此外，製造組分的時間由於本發明而降低。 期望親自使其材料硬化及回火之消費者可訂構軟化退 火條件下的材料。在機械加工為所要形狀後，可在對沃斯 田體化溫度無過於特定之要求之情況下使產品沃斯田體 化此暗不，肖費者可使產品與其他材料製成之產品一起硬 化且採用符合其他材料之要求的沃斯田體化溫度。此後，

使材料回火至所要硬度。必要時，可經珠擊向完成之工件 的表面引入壓縮應力。某些表面可經感應硬化，經受 或PVD塗覆。 首先，已研發出用於切割工具主體之鋼。可向此等切 =工具主體的最終用戶提供出於製造觀點的重要經濟優 勢。由於極良好耐回火性， 將了此在較尚切割速度下使用 切割工具主體且降低對 到具主體冷部的要求。此亦使 件碳化物刀片邊緣之埶癍罄 热疲勞降低。以此方式，由於切割工 30 200944599 具的較長壽命及較高生產速率實現了降低之製造成本。 因為鋼具有極良好硬化性，所以可在極大尺寸的空氣 冷卻下獲得完全通體硬化產品，此已由膨脹計測試證實。 硬化性以及極良好可加工性、良好耐磨性、良好熱硬度及 良好耐壓縮性使鋼亦適用於熱工作工具及塑膠模製工具。 若鋼待用於Μ良好可拋光性之熱工作工冑或塑膠模製工 具，則其可適於向製s方法補充電漁重溶以使材料的可能 Q 偏析最小化且獲得基本上無夾渣之鋼。 【圖式簡單說明】 圖1展示鋼之微結構； 圖2為展示硬度與回火溫度之關係的曲線圖； 圖3為展示硬度與回火溫度之關係的另一曲線圖； 圖4為展示各溫度下衝擊韌性測試結果之曲線圖； 圖5為展示各溫度下的疲勞壽命之圖表； 圖6a、b為展示熱硬度之曲線圖； 〇 圖7為展示鋼保持向其引入之殘餘壓縮應力之能力的 曲線圖； 圖8a至c展示鑽孔測試結果； 圖9a至c展示鑽孔測試結果； 圖1 〇a至c展示鑽孔測試結果； 圖11 a至c展示端銑法測試結果； 圖12a至c展示端銑法測試結果； 圖13a至c展示端銑法測試結果； 圖14a至c展示螺紋測試（thread test)結果； 31 200944599 圖15展示端銑法結果； 圖16展示溫度對疲勞強度之影響的比較；及 圖17展不溫度對所施加壓縮應力之影響的比較； 圖1 8為連續冷卻變態圖， 圖19為展示耐回火性之圖表， 圖20為展示耐回火性之圖表；及 圖21 a、b展示測試樣本之位置。 【主要元件符號說明】 1回火麻田散氏體 2沈澱MC-及 m6C-碳化物 3沈澱MC、M2C及/或M3C碳化物 LT-垂直於裂紋平面之方向爲縱向；裂紋蔓延係在橫向 方向上。 TL-垂直於裂紋平面之方向爲橫向；裂紋蔓延係在縱向 方向上。 ST-垂直於裂紋平面之方向爲短橫向；裂紋蔓延係在橫 向方向上。 LC-垂直於裂紋平面之方向爲縱向；裂紋蔓延係在圓周 方向上。 CL·垂直於裂紋平面之方向爲圓周；裂紋蔓延係在縱向 方向上。 CR-垂直於裂紋平面之方向爲圓周；裂紋蔓延係在徑向 方向上。 32

Claims (1)

1. 200944599 ' 七、申請專利範圍： 1·一種鋼，其特徵在於以重量％計含有以下各物之化學 組成： 0.2 至 0.5% C 0.10 至 1.5% Si 0.2 至 2.0% Μη 最多0.2% S 1.5 至 4% Cr G 1.5 至 5% Ni 0.5 至 2% Mo 0.2 至 1.5% V 從痕量至總計最多0.4%稀土金屬， 其餘基本上僅為鐵’正常含量之雜質及次量元素。 2.如申請專利範圍第1項之鋼，其特徵在於其含有至少 0.25% ’ 較佳至少 0.28% C。 3. 如申請專利範圍第1項之鋼，其特徵在於其含有最多 0.40%，較佳最多 0.32% C。 4. 如申請專利範圍第1項之鋼，其特徵在於其含有至少 0.3%，較佳至少0.4% Si。 1項之鋼，其特徵在於其含有最多

   0.6% ’較佳至少ι 〇% Μη。 5.如申請專利範圍第 其特徵在於其含有最多 7.如申請專利範圍第1項之鋼， 33 200944599 1 ·5°/。’ 較佳最多 1 3〇/〇 Μη。 8. 如申請專利範圍第1項之鋼，其特徵在於其含有至少 1.9% ’較佳至少2.2% Cr。 9. 如申請專利範圍第1項之鋼，其特徵在於 3.0%，較佳最多2.6%Cre 有最多 10·如申請專利範圍第1項之鋼，其特徵在於其含有至 少2% ’較佳至少3%，且甚至更佳至少3.8〇/〇 Ni。 11.如申請專利範圍第i項之鋼，其特徵在於其含有最 多4.5%，較佳最多4.1% Ni。 I2·如申請專利範圍第1項之鋼，其特徵在於其含有至 少0.7%，較佳至少〇 75% M〇。 13. 如申請專利範圍第丨項之鋼，其特徵在於其含有最 多i.0% ’較佳最多0.85% Mo。 14. 如申請專利範圍第丨項之鋼，其特徵在於其含有至 少0.6%，較佳至少〇 7% v。 15. 如申請專利範圍第i項之鋼，其特徵在於其含有最 多1.0%，較佳最多0.9% v。 16. 如申請專利範圍第丨項之鋼，其特徵在於其含有至 少0.010%，較佳至少〇·〇15%，且甚至更佳至少〇 〇25% s。 17. 如申請專利範圍第i項之鋼，其特徵在於其含有最 多0.15%’較佳最多〇·!〇%，且甚至更佳最多〇〇35%si。 18. 如申請專利範圍第丨項之鋼，其特徵在於硫含量不 超過痕量。 19. 如申請專利範圍第丨項之鋼，其特徵在於其含有5 34 200944599 至75 ppm Ca及1〇至1〇〇 ppm 〇 ,甚至更佳$至π _ g 及 30 至 50 ppm Ο，及 0.003 至 〇.02〇% Al。 20.如申請專利範圍第丨項之鋼，其特徵在於在其硬化 及回火條件中’其具有包含回火麻田散體之基質，該基質 具有含量至多約2 vol%之均勻分布之碳化物，其中該碳化 物中至多約1 v〇l%為初級沈澱之MC-及MW·碳化物，且其 中該碳化物中至多約i v〇1%為二次沈澱之Mc、馗乂及/或 IVhC碳化物’且該基質基本上不含晶界碳化物。 21.如申請專利範圍第丨項之鋼’其特徵在於在其軟化_ 退火條件中’其具有包含過度時效麻田散體之基質，該基

   Ο 質具有含量至多約5 vol%的基本上圓整、均勻分布之碳化 物，該基質基本上不含晶界碳化物。 22_如申請專利範圍第1項之鋼’其特徵在於其不具有 在高於-40°C之溫度之延性_脆性轉變溫度。 23.如申請專利範圍第1項之鋼’其特徵在於其在軟化 退火條件下具有至少150 m/min，較佳至少170 m/mini V30 值。 24.如申請專利範圍第1項之鋼，其特徵在於其具有在 分別於500°C及650°C下熱處理50小時後提供小於15 HRC 單位的硬度降低的耐回火性。 25·如申請專利範圍第i項之鋼，其特徵在於表面中之 最大幅度壓縮應力在以硬度700 HV之鋼球在4巴壓力下珠 擊處理後為至少800 MPa，且將壓縮應力引入至至少100 # m之深度’且在650°C下熱處理2小時後的殘餘幅度壓縮應 35 200944599 力為至少300 MPa ’較佳至少350 MPa。 26.如申請專利範圍第25項之鋼，其特徵在於在4〇〇。〇 下熱處理2小時後所引入壓縮應力之至少7〇%保留於材料 表面’且在650°C下熱處理2小時後所引入應力之至少4〇0/〇 保留於材料表面。 27_ —種製造鋼坯料之方法，其特徵在於其包含以下方 法步驟： 製造具有以重量％計含有以下各物之化學組成的鋼熔 融物： 0.2 至 0.5% C 0.10 至 1.5% Si 0.2 至 2.0% Μη 最多0.2% S 1.5 至 4% Cr 1.5 至 5% Ni 0.5 至 2% Mo 0.2 至 1.5% V 從痕量至總計最多0.4%稀土金屬，其餘基本上僅為 鐵’正常量之雜質及次量元素； 將該熔融物澆鑄為鑄塊； 在800至1300°C ’較佳1150至1250°C之溫度下射該 鑄塊進行熱加工，以獲得具有至多約Ο 1 〇〇〇 mm之尺寸的 坯料； 使該链料冷卻至20至200°C，較佳20至100°C之溫度， 200944599 其中獲得鋼之硬化； 使用中間冷卻使該坯料回火兩次歷時2小時（2 X 2 小時），在180至400t之溫度下作為低溫回火，或在5〇〇 至700°C之溫度下作為高溫回火， 其中獲得鋼坯料，其具有包含回火麻田散體之基質， 該基質具有含量至多約2 v〇l%的基本上圓整、岣勻分布之 碳化物’且該基質基本上不含晶界碳化物。 28.一種製造鋼坯料之方法，其特徵在於其包含以下方 ϋ 法步驟： 製造具有以重量％計含有以下各物之化學組成的鋼熔 融物： 0.2 至 0.5% C 0.10 至 1.5% Si 0.2 至 2.0% Μη 最多0.2% S ^ 1.5 至 4% Cr ❹ 1.5 至 5% Ni 0.5 至 2% Mo 0.2 至 1.5% V 從痕量至總計最多0.4%稀土金屬， 其餘基本上僅為鐵，正常量之雜質及次量元素； 將該熔融物澆鑄為鑄塊； 藉由在800至1300°C ’較佳115〇至125〇°c之溫度下 鍛造或軋輥對該鎮塊進行熱加工，以獲得具有至多約01〇〇〇 37 200944599 mm之尺寸的坯料； i坯料冷卻至20至200°C，較佳20至1〇〇。(：之溫度； 在約650 C之溫度下使該坯料軟化退火10小時； 。將該述料在炼爐中以10°C/h之溫度降低冷卻至5〇〇 °C，此後在空氣中自由冷卻至室溫， 、中獲得鋼坯料，其具有包含過度時效麻田散體之基 質’該基質具有含量至多約5 ν〇ι%的基本上圓整 '均勻分 布之碳化物’該基質基本上不含晶界碳化物。 29. —種製造切割工具主體或切割工具架之方法，其包 ◎ 含對鋼坯料進行加工， 其特徵在於該鋼坯料具有以重量％計含有以下各物之 化學組成： 0.2 至 0·5ο/〇 C 0.10 至 1.5% Si 0.2 至 2.0% Μη 最多0.2% S 1·5 至 4% Cr ❿ 1.5 至 5% Ni 0.5 至 2% Mo 0.2 至 1.5% V 從痕量至總計最多0.4%稀土金屬，其餘基本上僅為 鐵’正常量之雜質及次量元素，且具有包含回火麻田散體 之基質，該基質具有至多約2 vol%之量的基本上圓整、均 勻分布之碳化物且該基質基本上不含晶界碳化物。 38 200944599 其包 30_—種製造切割工具主體或切割工具架之方法 含： 切割加工鋼關，其特徵在於該鋼述料具有以重量％計 含有以下各物之化學組成： 0.2 至 0.5% C 0.10 至 1.5% Si 0.2 至 2_0% Μη 最多0.2% S

   1.5 至 4% Cr 1.5 至 5% Ni 0.5 至 2% Mo 0.2 至 1.5% V 從痕量至總計最多0.4%稀土金屬， 其餘基本上為鐵，正常量之雜質及次量元素，且 具有包含過度時效麻田散體之基質，該基質具有含量 至多約5 v〇1%的基本上圓整、均句分布之碳化物，且該基 質基本上不含晶界破化物； 使經加工之鋼坯料自介於85〇與1〇5(rc之間，較佳介 於900與1020°C之間的沃斯田體化溫度硬化； 使用中間冷卻使該坯料回火兩次歷時2小時（2 X 2 小時），以18〇至40(TC之溫度作為低溫回火，或以5〇〇X至2 700°C之溫度作為高溫回火。 39