TWI444484B - 鋼，製造鋼坯料的方法及製造鋼的組分的方法 - Google Patents

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Description

鋼，製造鋼坯料的方法及製造鋼的組分的方法
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增加或適度增加之工作溫度的應用中，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。塑膠模製工具之實例為用於使塑膠射出成形之模具，及用於製造輪廓之模。此外，該材料適於用途在正常室溫下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，其中對材料韌性存在高要求；及存在與剝離有關之極端要求的應用。
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銑削及鑽孔主體，其具有高速鋼、燒結碳化物、立方氮化硼(CBN)或陶瓷之活動切割元件。該等切割工具主體中之材料在指定架鋼技術中一般為鋼。許多類型之切割工具主體具有極複雜形狀且通常存在有螺紋小洞及長的鑽孔小洞，而該材料因此必需具有良好可加工性。切割操作在不斷增加之切割速度下進行，其暗示切割工具主體可變得極熱，且因此材料在高溫下具有良好熱硬度及耐軟化性為重要的。為了抵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，包括良好韌性及疲勞強度。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弛性。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一者：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；及向鋼及架工具製造商以及最終用戶皆提供良好生產經濟性。
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。
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日益增加之要求。舉例而言，已證實鋼具有改良之可加工性、耐磨性及硬化性。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經受高應力之部件。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-40至-50℃)下之良好耐剝離性為關鍵之應用中。本發明亦係關於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。下文闡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M為釩。在鋼亦含有其他強碳化物形成劑(諸如，鈮、鈦及/或鋯)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MC-碳化物之外的其他碳化物的存在最少。在高碳含量下，鋼將變得過硬及過脆。因此，碳含量將不超過0.5%。較佳地，碳含量限於0.40%，且甚至更佳地，碳含量限於0.32%。名義上，鋼含有0.30% C。
矽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0.10%至最多1.5%之含量存在。較佳地，鋼應含有至少0.30%，且甚至更佳至少0.40% 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1.0%，更佳最多0.80%，且最佳最多0.60% Si。名義上，鋼含有0.50% Si。
在鋼與鈣及氧合金之彼等狀況下，矽亦可以結合狀態以矽鈣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，硫與錳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。
錳幫助改良鋼的硬化性，且錳與硫一起藉由形成硫化錳幫助改良可加工性。錳因此應以0.20%，較佳至少0.60%，且更佳至少1.0%之最小含量存在。在較高硫含量下，錳防止鋼的熱脆性。鋼應含有最多2.0%，較佳最多1.5%，且甚至更佳最多1.3% Mn。最佳錳含量為1.2%。
硫幫助改良鋼之可加工性且因此應以0.01%，更佳至少0.015%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0.15%，且甚至更佳最多0.1% S。合適硫含量在0.025至0.035% S範圍內。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(Electro Slag Remelting，ESR)以進一步移除雜質，亦即硫。
鉻應以介於1.5與4.0%之間的量存在於鋼中以賦予鋼良好硬化性。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M7 C3 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2.20% Cr。在較高鉻含量下，鋼之耐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1.5% Ni。當對硬化性具有較高要求時，可增加鎳含量。在2.0% 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4.0%之鎳含量下，測試證實鋼獲得極良好硬化性，此實際上暗示儘管高達Φ1000mm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黴，鎳含量限於最大5.0%，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3.80-4.10% 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，所以許多人近來嘗試限制鉬之使用，但其對鋼硬化性之極有利作用及其對耐回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管鉬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0.5%，但較佳鋼含有至少0.7% Mo。
鉬為形成碳化物之元素。視在指定範圍內之鋼組成變化而定，在鋼基質中可沈澱高達2vol% M6 C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M6 C-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2.0%之Mo含量。在此含量下，獲得極良好耐磨性及熱硬度。然而因為成本，故鉬含量應不超過1.0%，且較佳範圍為0.75至0.85% Mo。名義上，鋼含有0.80% Mo。原則上，鉬至少在一定程度上可由兩倍鎢置換。然而，鎢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。
釩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3.5vol%，較佳最多2vol%相當圓整、均勻分布之初級沈澱MC-碳化物。釩因此應以0.20%，較佳至少0.60%，且更佳至少0.70%之最小含量存在。關於硬化而言，該碳化物發生溶解，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，改為沈澱極少量富釩物(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、均勻分布之二次沈澱之MC-碳化物。然而在本發明範疇內，在硬化及回火條件下鋼可允許一定含量之初級沈澱之MC-碳化物。為了不削弱鋼之可加工性，釩含量應不超過1.50%，更佳不超過1.00%，且最佳不超過0.90%。名義上，鋼含有0.80%V。
鈮形成難以溶解之初級碳化物，且應以最多0.5%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、鋯、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。
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10至100ppm O，較佳30至50ppm O，及5至75ppm Ca，較佳5至50ppm Ca。較佳地，其亦與0.003至0.020%鋁合金使得形成矽鈣鋁氧化物，此改良可加工性至仍大於純矽鈣氧化物之程度。此等矽鈣鋁氧化物可經硫有利地改質，硫化錳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，諸如鈰、鑭及其他，可能添加至鋼中以賦予材料各向同性、最佳可加工性、良好機械特性及良好熱可操作性及可焊性。稀土金屬總含量可為最多0.4%，較佳最多0.2%之量。
銅為可幫助增加鋼硬度之元素。然而，已以少量存在之銅對鋼的熱延性具有不利影響。此外，銅在添加至鋼中之後不可能自鋼中萃取出來。此顯著降低回收鋼之可能性。此要求廢金屬處理適於清理含銅廢金屬以避免不耐銅之鋼類型中的銅含量增加。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。
在本發明範疇內，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、0.50 Si、1.20 Mn、最多0.025 P、0.030 S、2.3 Cr、4.0 Ni、0.8 Mo、最多0.20 W、最多0.20 Co、0.8 V、最多0.005 Ti、最多0.030 Nb、最多0.25 Cu、0.010 Al、5-50ppm Ca、30-50ppm O，其餘為鐵。
現將參考所包括之圖式詳細描述本發明。
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，例如其是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要求。
為了研發更佳符合新穎及較高特性(亦即，在增加之工作溫度下具有較佳可加工性及強度特性)要求之鋼，決定製造多個測試合金。以實驗室規模及全規模製造用於檢驗之材料，其組成展示於表2中。所表明之組成含量與所製造鑄塊之各位置的平均量測值有關。在表2中，亦展示多種參考材料之組成，其命名為第1、3及5號，且可購得。針對參考材料表明之含量為標稱含量。未登記鋁、氮、鈣及氧之含量。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一起指示於表中。
最初，以實驗室規模製造六個熔融物，將其澆鑄為50kg之實驗室鑄塊(Q9277-Q9287)，其中熔融物Q9280-Q9287為本發明之實施例。將所製造之Q-鑄塊鍛造為60×40mm尺寸的測試樣本，接著將其在850℃之溫度下軟化退火，10小時，且接著在熔爐中以10℃/h冷卻至650℃，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Φ28mm、Φ45mm及120×120mm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。
由6噸熔融物製造的一些棒未經軟化退火。此等棒未經受任何習知硬化操作，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。
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體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1020℃之沃斯田體化溫度下硬化30分鐘，且在600℃溫度下使用中間冷卻回火兩次歷時2小時(600℃/2×2小時)且獲得45HRC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2vol%殘留沃斯田體，因為難以建立低於2vol%之含量。基質具有含量相當均勻分布之至多約2vol%碳化物，其中約1vol%碳化物為初級沈澱之MC-及M6 C-碳化物(2)。約1vol%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5μm，較佳最大2μm且甚至更佳最大1μm之尺寸。該實質上圓整碳化物主要為MC-碳化物，其中M為釩及一些鉬。亦注意到存在一定程度的M6 C-碳化物，其中M實質上為鉬。除了初級碳化物之外，鋼亦含有約1vol%二次沈澱之MC、M2 C及/或M3 C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20nm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大100nm的尺寸。該碳化物含有鉻、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。
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，若鋼經低溫回火，則可存在一定程度之殘留沃斯田體，典型地為約3%。此外，在硬化之後不久，殘留沃斯田體含量略高，約為4至6%。如熟習此項技術者可瞭解，殘留沃斯田體含量亦可視沃斯田體穩定化元素(對此鋼而言尤其為碳、錳及鎳)及肥粒鐵(ferrite)穩定化元素(對此鋼而言尤其為矽、鉻及鉬)之間的平衡而變化。將使該等元素平衡以使硬化及回火條件中沃斯田體含量合計最多10%，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℃冷卻至500℃。鋼已在950℃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Φ1m。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：
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℃之沃斯田體化溫度硬化30分鐘，且在各種回火溫度下回火2×2小時後之硬度的圖。該圖展示本發明之材料Q9280至Q9287在約550℃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℃)下發生。當在熱條件下使用時，二次硬化在較高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。實際上反映出，本發明之材料Q9280至Q9287以及Q9279在高於550℃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500至550℃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號鋼獲得略微較低之硬度。應注意第6號鋼在約550℃之溫度下獲得二次硬化，而第6a號鋼在約500℃之溫度下獲得二次硬化。亦應注意第6a號鋼在約550℃至高達650℃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19與圖20展示高溫下時間對硬度之作用的比較。分別在550℃與650℃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650℃下比參考鋼具有顯著更佳之耐回火性。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500℃及650℃下熱處理50小時後提供小於15HRC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。
衝擊韌性
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型缺口衝擊測試(Charpy V-test)與第1號鋼比較(測試方法：ASTM E399/DIN EN 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450-475℃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耐磨性。此外，展示本發明之鋼在低於室溫之溫度下，至少在低至-40℃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。
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火至45HRC之硬度。此後，將一些測試樣本珠擊。珠擊為在材料表面引入壓縮應力之方法。珠擊資料：
鋼球：Φ0.35mm，
硬度：700HV，
壓力：4巴
角度：90°
時間：36秒
距離：75±5mm
旋轉：37rpm
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450℃下之珠擊條件下具有優良耐疲勞性，450℃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430HV的硬度。鋼Q9287除外，其具有460HV之硬度。最初，將以實驗室規模製造的測試合金與第1號及第3號參考鋼相比較。結果展示於圖6a中。測試合金Q9280至Q9287具有最佳熱硬度，此由硬度降低相當緩慢且在較高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
為了改良疲勞強度，可向材料表面引入壓縮應力。為此，術語表面(surface)係指表面及下至該表面下無殘餘應力之深度處的材料。深度視表面處理方法而定。在高溫下使用時，重要的是材料具有保持引入之壓縮應力之良好能力。檢驗本發明之鋼在加熱後保持此等引入之壓縮應力的能力(耐鬆弛性)且與參考材料相比較，其展示於圖7中。材料中之壓縮應力係藉由如上文所述之珠擊引入。圖7展示本發明之鋼(Q9287，第6號鋼)具有保持所施加壓縮應力之極良好能力。鋼在300至450℃之溫度範圍內尤其良好，其中耐鬆弛性比參考鋼高得多。在350℃下，本發明之鋼中的殘餘應力為約80%，在400℃下為約70%且在450℃下為約60%。此比兩種參考材料均更佳，其中此等溫度下之比較值對於鋼Q9277而言為約65%、55%及52%，且對於第3號鋼而言為約55%、40%及20%。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，本發明鋼在介於650℃與700℃之間的溫度下保持其應力。舉例而言，第3號鋼在540℃以上不具有殘餘應力且鋼Q9277在670℃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℃下熱處理後，第6號鋼中之最大壓縮應力相較於第1號鋼的約-70MPa而言，為約-400MPa。第3號鋼在高溫下保持壓縮應力之能力最低。在550℃下熱處理後，第3號鋼中的最大殘餘壓縮應力為約-100MPa。自圖可見，在650℃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50μm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 0.2)，其展示於表4中。
耐磨性
以銷盤磨損測試(pin on disk test)，使用SiO2 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Q9277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44HRC之硬度的第6號鋼展示比具有45HRC之硬度的Q9280具有更佳耐磨性。
可加工性
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損程度，已進行關於可加工性的綜合測試，該等方法描述於下文中。除了旋回測試(turning test)之外，所有測試均在硬化及回火條件下以各種硬度進行。最初，以測試合金Q9277至Q9287檢驗可加工性，且此後檢驗第6號鋼的可加工性且與第1號及第6號參考材料相比較。
藉由在兩個切割速度下量測鑽孔數直至損壞來檢驗鋼(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。
圖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。在此狀況下以極小銑刀進行的端銑法中，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，Q9280具有最佳結果。該鋼滿足0.15mm側面磨損而不損壞的要求。切割長度總計50,000mm。以工業規模製造之第6號鋼亦滿足最大0.15mm側面磨損而不損壞的要求，且因114,000mm之銑削長度而尤其最佳。其他鋼在其達到0.15mm之側面磨損之前損壞。測試資料：
切割工具：固體燒結碳化物端銑刀，Φ5mm
切割速度：100m/min
供給：0.05mm/齒
切割深度：Ap=4mm，Ae=2mm
標準：Vbmax=0.15mm
以旋回測試在軟化退火條件下在300HB硬度下檢驗材料之可加工性。對於第6號鋼而言，量測到188m/min的V30 值，而第5號鋼獲得164m/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150m/min，較佳至少170m/min之V30 值。
亦在切割工具主體製造商處經鑽孔測試、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。
圖8a-c、9a-c及10a-c展示當檢驗第1、3及6號鋼的可加工性時，特定數目孔的鑽孔在鑽頭切割邊緣產生之磨損。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40及47HRC下剝離而引起相當快速的損壞。第6號鋼在30及40HRC，及47HRC下鑽孔測試中之一者下滿足至少1,000個鑽孔及0.15mm之切割邊緣最大側面磨損的要求。測試資料：
切割工具：對33HRC而言為固體燒結碳化物鑽頭，Φ4.3mm對40及47HRC而言為固體燒結碳化物鑽頭，Φ4.6mm
切割速度：對33HRC而言為100m/min，且對40HRC及47HRC而言為50m/min
供給：對33HRC而言為0.18mm/rev，且對40HRC及47HRC而言為0.1mm/rev
切割深度：Ap=13mm
標準：Vbmax=0.15mm，，鑽頭損壞，或1,000個鑽孔
冷卻：Emulsion Castrol 7%外部
在圖11a-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47HRC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，Φ10mm
切割速度：對33HRC而言為150m/min，且對40HRC及47HRC而言為100m/min
供給：0.072mm/齒
切割深度：Ap=6mm，Ae=3mm
標準：Vbmax=0.1mm，，銑刀損壞或50分鐘操作時間
將最大長度150mm之正方形坯料以順銑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33HRC之硬度下管理。由測試證實，第6號鋼在40HRC之硬度下具有尤其良好螺紋特性。在47HRC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47HRC下對第1號鋼車螺紋。測試資料：
切割工具：對33HRC而言為螺絲攻M5×0.8蒸汽回火PWZ Paradur Inox 20 513對40HRC及47HRC而言，螺絲攻M5×0.5未塗覆PWZ Paradur Ni 10 26-19310
切割速度：對33HRC而言為15m/min，對40HRC及47HRC而言為4m/min
旋轉供給：節距的99%
螺紋深度：Ap=7mm全螺紋
標準：螺絲攻損壞或當螺絲攻已磨損使得達到6.5mm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%
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1780MPa之循環負荷。以X光繞射量測介於刀片槽之前邊緣與其內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550℃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下檢驗。檢驗展示第6號鋼具有比第1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、噴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1300℃之間，較佳1150至1250℃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℃，較佳20至100℃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(2×2小時)。回火係在介於180與400℃之間，較佳180至250℃之溫度下作為低溫回火進行，或在介於500與700℃之間的溫度下作為高溫回火進行。在硬化及回火條件下，鋼之一較佳具體實例具有由回火麻田散體組成之基質，該基質具有含量至多約2vol%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50HRC)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50HRC範圍內的可能性。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℃之溫度下進行10小時。此後，使鋼在熔爐中以10℃/h之溫度降低冷卻至500℃，且此後在空氣中自由冷卻至室溫，其中鋼獲得約300HB之硬度。在軟化退火條件下，鋼具有由過度時效(overaged)麻田散體組成之基質，該基質具有含量至多約5vol%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300HB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1050℃之間，較佳介於900與1020℃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。此外，在較低沃斯田體化溫度下獲得較精細碳化物。在硬化後，獲得45至50HRC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體組成之基質，該基質基本上不含晶界碳化物且具有含量至多約2vol%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購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，此暗示消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，經受氮化或PVD塗覆。
首先，已研發出用於切割工具主體之鋼。可向此等切割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，將可能在較高切割速度下使用切割工具主體且降低對切割工具主體冷卻的要求。此亦使得碳化物刀片邊緣之熱疲勞降低。以此方式，由於切割工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。若鋼待用於需要良好可拋光性之熱工作工具或塑膠模製工具，則其可適於向製造方法補充電渣重熔以使材料的可能偏析最小化且獲得基本上無夾渣之鋼。
1．．．回火麻田散氏體
2．．．沈澱MC-及M6 C-碳化物
3．．．沈澱MC、M2 C及/或M3 C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
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；
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10a至c展示鑽孔測試結果；
圖11a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；
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展示溫度對所施加壓縮應力之影響的比較；
圖18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21a、b展示測試樣本之位置。

Claims (17)

  1. 一種鋼，其具有以重量%計基本上由以下各物組成之化學組成：0.28至0.5% C 0.3至1.5% Si 1.0至2.0% Mn 最多0.2% S 1.5至4% Cr 3.0至5% Ni 0.7至1.0% Mo 0.6至1.0% V從痕量至最多0.4%稀土金屬，及其餘為鐵、雜質及次量元素，其中殘留沃斯田體之量係限於3vol.%。
  2. 如申請專利範圍第1項之鋼，其中該鋼基本上由最多0.40%C組成。
  3. 如申請專利範圍第1項之鋼，其中該鋼基本上由最多1.5%Mn組成。
  4. 如申請專利範圍第1項之鋼，其中該鋼基本上由至少1.9%Cr組成。
  5. 如申請專利範圍第1項之鋼，其中該鋼基本上由至少3.8% Ni組成。
  6. 如申請專利範圍第1項之鋼，其中該鋼基本上由至少0.75% Mo組成。
  7. 如申請專利範圍第1項之鋼，其中該鋼基本上由至少0.7% V組成。
  8. 如申請專利範圍第1項之鋼，其中該鋼基本上由至少0.010%S組成。
  9. 如申請專利範圍第1項之鋼，其中該鋼基本上由5至75ppm Ca及10至100ppm O，及0.003至0.020% Al組成。
  10. 如申請專利範圍第1項之鋼，其中該鋼具有包含麻田散體之基質，該基質具有含量至多約2vol%之均勻分布之碳化物，其中該碳化物中至多約1vol%為初級沈澱之MC-及M6 C-碳化物，且其中該碳化物中至多約1vol%為二次沈澱之MC、M2 C及/或M3 C碳化物，且該基質基本上不含晶界碳化物。
  11. 如申請專利範圍第1項之鋼，其中該鋼具有包含麻田散體之基質，該基質具有含量至多約5vol%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。
  12. 如申請專利範圍第1項之鋼，其中該鋼不具有在高於-40℃之溫度之延性-脆性轉變溫度。
  13. 如申請專利範圍第1項之鋼，其中該鋼在軟化退火條件下具有至少150m/min之V30值。
  14. 如申請專利範圍第1項之鋼，其中該鋼具有在分別於500℃及650℃下熱處理50小時後提供小於15HRC單位的硬度降低的耐回火性。
  15. 如申請專利範圍第1項之鋼，其中表面中之最大幅度壓縮應力在以硬度700HV之鋼球在4巴壓力下珠擊處理 後為至少800MPa，且將壓縮應力引入至至少100μm之深度。
  16. 如申請專利範圍第1項之鋼，其進一步基本上由下列組成：0.01至0.2% S 0.003至0.02% Al 5至75ppm Ca，及30至100ppm O。
  17. 如申請專利範圍第1項之鋼，其中殘留沃斯田體之量係限於2vol.%。
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