冷加工钢和冷加工工具的制作方法

专利名称：冷加工钢和冷加工工具的制作方法
技术领域：
本发明是关于一种冷加工钢，即，在材料的冷态下，用于加工材料的钢。冷锻的冲床和模，其他冷压工具，冷挤压工具和滚丝模具，也有切割工具，如刀具，如用于切片的均分刀，环状切割器等，都是该钢应用的典型实例。本发明也关于制造冷加工工具用的钢的应用，以及钢制造的工具。
背景技术：
本发明的目的是提供一种其中所用于上述应用的冷加工钢，因此其应具有如下特性·良好的延性/韧性，·良好的淬硬性，允许将具有达至少300mm厚的产品，在真空炉内通过结合通常的硬化而进行硬化，·在硬化和高温回火后获得适宜的硬度，至少60HRC，对塑料变形具有很高的阻抗性，至少就某些应用而言，也具有适宜的耐磨性，而不用渗氮，或者通过如PVD或CVD技术，用碳化钛和/或氮化钛等进行表面涂敷，·良好的耐回火性对于要求耐磨性特好的工具的某些应用，为了可以渗氮或通过上述任何技术，用碳化钛和/或氮化钛等涂敷表面，而不降低材料的硬度。
其他重要的产品特性是·加热处理时，良好的尺寸稳定性，·疲劳寿命长，·良好的磨削性、机加工性、电火花加工性，和抛光性。
具体地，本发明的目的，在于提供一种可用于上述应用的基质钢，即，基本上避免一次碳化物和在应用条件下具有由回火的奥氏体构成的基质的钢。
发明公开借助于所附权利要求中所表征的钢可获得上述目的和特性。
就钢合金的各个元素和其间的相互作用而言，有如下应用。
正如以上提到的，本发明的钢不含有任何一次碳化物，或者只含有极低含量的一次碳化物，即，基本上避免一次碳化物，尽管如此仍具有适宜大多数应用的耐磨性。通过在钢硬化和高温回火条件下而可获得具有57-63HRC，适宜的60-62HRC硬度，同时这种钢具有非常好的韧性，为了获得这种特性，钢以最佳平衡量含有碳和钒。因此，该钢含有至少0.60％的C，优选至少0.63％的C，适合的至少0.68％的C。进而该钢含有至少0.30％，优选至少0.35％的V，适宜的至少0.42％的V。这就使得其在钢的硬化和回火条件下的马氏体基质含有足够量固溶体的碳，以使基质获得所说的硬度，并且还能获得足够量的二次沉积物，在钢基质中形成非常小的增加硬度的碳化钒。再者，极小的一次沉淀的碳化钒存在于钢中，它有助于在热处理过程中防止晶粒的增长。除了碳化钒外任何其他碳化物都不应存在。为了获得所说的状态，该钢必须不含有大于0.85％，优选最大0.80％，适宜的最大0.78％的C，而钒的含量最大0.85％，优选最大0.60％，适宜的最大0.55％。额定地该钢含有0.72％的C和0.50％的V。在该钢硬化和高温回火条件下固溶体中的碳含量额定为约0.67％。
作为由制钢时的残留元素硅，至少以可测的量存在，存在量从痕量到最大1.5％。然而硅减弱钢的韧性，因此其含量不应超过1.0％，优选最大0.5％，通常硅以至少0.05％的最小量存在。硅的作用是可增加钢中碳的活性，并因此有利于使钢具有所要求的硬度。硅的另一个正作用是它可改进钢的机加工性。因此，钢含有至少0.1％的硅量是有利的，额定地钢含有0.2％的硅。
至少在目前型式的钢中，铝达到某种含量可具有像硅一样或类似的作用，在有关制造钢方面，两者都可用作氧化剂。两者都是铁氧体的形成者，并在钢基质中都可提供缓解硬化的作用。因此硅可部分被最大1.0％的铝量所取代。然而钢中的铝是必需的，可使钢很好地脱氧，并具有非常低的氮含量，因为可形成氧化铝和氮化铝，这些将显著地降低钢的延性/韧性。因此通常钢含有不大于最大1.0％的Al，优选最大0.3％。在优选的实施方案中，钢含有最大0.1％的Al，最适宜的最大0.03％的Al。
钢中可以足够量存在锰、铬、钼，以便使钢具有适宜的淬硬性。锰也具有可与存在于钢中的极低量硫进行结合的功能以形成硫化锰。因此锰的存在量应为0.1-2.0％，优选为0.2-1.5％，适宜地钢含有至少0.25％，最大1.0％的锰，额定的锰含量为0.50％。
铬的最小存在量为3.0％，优选至少4.0％，适宜的至少4.5％，以使钢在含有体现钢的特征量的锰和铬时获得所要求的淬硬性。最大地钢可含有7.0％的铬，优选最大6.0％，适宜地最大5.5％的铬。
钢中还可以适宜量存在钼，以便首先与铬一起，使钢具有所要求的淬硬性，也能使钢具有所要求的二次硬化。然而，钼含量太高时，会引起M6C碳化物沉积，这种沉淀优选不应存在于钢中。在这种背景下，钢可含至少1.5％，最大4.0的钼，优选含有至少1.8％，最大3.2％的钼，适宜地含有至少2.1％，最大2.6％的钼，以便不引起钢中含有不需要的M6C碳化物，以所要量的MC碳化物为代价和/或除了所需量的MC碳化物之外。为了获得所要求的淬硬性，可用钨完全或部分地取代钼，但是需要两倍于钼量的钨，这是一大缺点。如果钢中含有显著量的钨时，在钢制造中产生的废料再循环有更大的困难。因此钨的存在量不能大于最大1.0％，优选最大0.3％，适宜的最大0.1％。最适宜的是钢中不含有任何故意添加的钨量，在钢的优选实施方案中，不允许大于从制造钢所用原料析出的残留元素形式的杂质量的钨。
除了所述元素外，通常钢不需要含有任何其他故意添加的合金元素，例如，钴，是一种通常对钢的所要求特性不是必需的元素。然而，为了进一步改进耐回火性，钴可任选地以最大2.0％的量存在，优选最大0.7％。然而，通常钢中不含有超过杂质量的钴。在钢中通常不需要存在的另一元素是镍，为了改进钢的延性它也可以任选地存在。然而镍的含量太高时有形成残留奥氏体的危险。因此镍含量不超过最大2.0％，优选最大1.0％，适宜地最大0.7％。如果考虑到钢中需要有效量的镍时例如含量可为0.30-0.70％，适宜的约0.5％。在优选实施方案中，当考虑到没有镍的情况下也具有足够的延性/韧性时，鉴于成本的原因，钢中的镍含量不应超过钢中不可避免地来自所用原料的杂质镍含量，即小于0.30％。
进而，钢以其本身形式，可任选地与非常小量的不同元素形成合金，以改进钢在各个方面的特性，例如，它的淬硬性，或为了便于钢的制造。例如，为了改进钢的热延性，钢可任选地与高达30ppm量的硼形成合金。
另一方面，其他元素显然是不需要的。因此，钢不含有任何比钒更强的其他碳化物形成者，例如，铌、钛、锆都是明显是不需要的。它们的碳化物比碳化钒更稳定，它们需要高于碳化钒的温度以使其在硬化操作中溶解。而碳化钒在1000℃下就开始被溶解，在1100℃下则完全溶解，而碳化铌在达到约1050℃时还没有开始溶解。碳化钛和碳化锆更稳定，在温度达到1200℃以上时，还没有开始溶解，并且直到钢处于熔融状态下，也没有完全溶解。除钒以外的强的碳化物和氮化物形成者，尤其是钛、锆、和铌的存在量都不可超过0.1％，优选为最大0.03％，适宜为最大0.010％。最适宜的钢不含有大于最大0.005％的上述各元素。为了增强钢的延性和韧性至最大钢中的磷、硫、氮、氧的含量都需保持在非常低的水平。因此，磷可作为不可避免的杂质存在，最大存在量为0.035％，优选为最大0.015％，适宜的为最大0.010％。氧的存在量最大为0.0020％(20ppm)，优选最大0.0015％(15ppm)，适宜为最大0.0010％(10ppm)，氮的存在量为最大0.030％，优选为最大0.015％，适宜为最大0.010％。
为了改进钢的机加工性，钢不进行硫化，硫含量最大为0.03％，优选为最大0.010％，适宜为最大0.003％(30ppm)。然而，可以设想通过有意添加硫以改进钢的机加工性，其量在0.03％以上，优选在0.10％以上，最大达到0.30％的硫。如果钢被硫化，以其本身方式，也可含有5-75ppm的Ca和50-100ppm的O，优选含有5-50ppm的Ca和60-90ppm的O。
在制造钢时，制造质量超过100kg，优选达10吨，厚度超过200mm，优选达至少300或350mm的钢锭或坯料。优选地通过钢锭铸造，适宜地底铸，而使用传统的熔融的冶金制造。也可以使用连续铸造，只要它接着上述的，通过再铸造成所要求的尺寸例如通过ESR再熔融。粉末冶金制造或喷射形成都是没有必要的昂贵方法。得不到任何诱导成本的好处，当铸造构造也被破坏时可将生产的钢锭热加工到所要求的尺寸。
可通过热处理，以不同的方式，使热加工材料的结构规格化以使材料达到最佳的均质性，例如通过在1200-1300℃的高温下进行均质处理。通常钢由制造商以软退火状态的钢提供给客户，硬度约为200-230HB，通常为210-220HB。工具通常通过以软退火状态的钢，机加工而制造，但本身也可设想可通过以硬化和回火状态的钢，以传统的机加工或电火花加工而制造各种工具。
制造工具的热处理通常由客户完成，优选在真空炉内，通过在950-1100℃，优选1020-1050℃的温度下进行硬化，对完全溶解所存在的碳化物，时间周期为15分钟到2小时，优选15-60分钟，接着冷却到20-70℃，并在500-600℃，优选520-560℃下进行高温回火。
在钢的软退火条件下，钢具有含有均匀分布的小的碳化物的铁氧体基质，这些碳化物可以是不同类型的。在硬化的和未回火的状态下，钢具有由未回火的马氏体构成的基质。根据通过公知的理论计算进行的计算，在平衡状态下钢含有约0.6Vol％的MC碳化物。在高温回火下，可获得另外的MC碳化物沉积，这就给钢提供了所要的硬度。这些碳化物具有亚微观的尺寸。因此碳化物的量使用传统的微观研究不可能说明的。如果温度增加的太高，会导致MC碳化物更粗，并成为不稳定，而不是导致产生不希望有的快速长大的碳化铬。为了这些理由，重要的是，就本发明钢的合金组成而言，要在以上提到的温度和保持时间下进行回火处理。
本发明的其他特征和内容，根据权利要求和如下进行的实验描述和最后的讨论，会更加清楚。
附图简要描述在以下进行的实验描述中，参照附图进行，其中，

图1-图5是关于以实验室规模制造钢的研究，其中图1是说明回火温度对检测钢的影响的示图。
图2是说明检测钢的淬硬性的示图。
图3是说明以被检测材料的冲击韧性与在真空炉内的不同冷却时间下硬化样品的硬度之间关系表示延性的示图。
图4是说明被检测钢在特定热处理后的延性和硬度的条状图。
图5是说明被检测钢在铸造和锻造条件下热延性的示图，和图6和图7是关于以生产规模下制造的钢的检测，其中图6是说明在制造的条钢中在不同位置选取的检测钢样品的延性，和图7是表明本发明钢在热处理后的显微结构。
进行实验的描述实验室规模的实验材料以具有50kg质量的实验室钢锭形式制造4种钢合金。化学组成列于表1中。因为受制造技术所限，硫含量不可能保持在所要的低水平。氧含量和不在表中列出的另外杂质含量没有进行分析。采用如下加工顺序在1270℃/空气下均质处理10小时，锻造成60×60mm，蓄热处理1050℃/2小时/空气，软退火850℃/2小时，以10℃/小时冷却到600℃，然后空气中自然冷却。
表1以实验室规模制造的材料的化学组成，重量％

n.a.＝未分析表8以生产规模制造的材料的化学组成，重量％(S、B和O以ppm计)，平衡Fe和杂质

对上述材料进行检测，软退火后的硬度，不同热处理后的显微结构，硬化和回火后的硬度、淬硬性、冲击韧性、耐磨性，和热延性。这些检测报导如下。而且对于按表2具有目标组成的钢，根据在指定奥氏体化温度下溶解的碳和碳化物的含量，通过Thermo-Calc法进行理论平衡计算。
表2Thermo-Calc研究合金的化学组成，重量％

在奥氏体化温度TA下的溶解碳含量和Vol％MC含量列于表3。
表3

软退火硬度检测合金1-4的软退火硬度，布氏硬度(HB)列于表4。
表4软退火硬度

显微结构热处理到60-61HRC后，在软退火条件下检测显微结构。这些研究证明在硬化和回火条件下的显微结构由回火的马氏体构成，只有在钢4中存在一次碳化物。这些碳化物是MC型的碳化物。在任何合金中都没有检测到碳化钛、氮化钛和/或碳氮化钛。
硬化和回火钢1-3在1050℃/30分钟下进行奥氏体化，钢4在1150℃/10分钟下进行回火，空气中冷却到环境温度，并在不同的回火温度下退火两次，每次2小时。图1中示出了回火温度对硬度的影响。该图中指出钢2和钢3在500-600℃，优选520-560℃，适宜的520-540℃下高温回火后，具有获得所要求硬度的潜能。就钢2和钢3而言，通过在约525℃的温度下回火获得了最大硬度的最佳状态。对于基质钢，这一点尤为重要，为了获得某些工具应用所要求的耐磨性，基质钢可在500℃或更高的温度下进行渗氮或表面涂敷。在这些温度下，由于MC碳化物的沉积，因此获得了显著的二次硬化。正如由图1中很清楚看到，通过甚至高达约580℃的回火，可保证硬度超过60HRC，这是有利的，因为使得工具能够在相当宽的温度范围内进行表面涂敷，而不会引起工具的硬度太低，如果目的在于更高的硬度，则必须向合金中添加更多的碳和更多的碳化物形成元素。然而，这会导致形成一次碳化物的危险，这些碳化物通过退火是不能溶解的。这由钢4作为例证，它要求非常高的奥氏体化温度，这会导致许多缺点，要求工具制造商采用非常规的硬化技术，硬化张力、尺寸变化、和破裂危险。
淬硬性图2中示出了被检测合金1-4的淬硬性比较，使用CCT图中的绘图数据，正如该图所指出的，钢No.2具有最好的淬硬性，但是与钢No.1比较，钢No.3从奥氏体化温度慢慢冷却时，具有形成马氏体的较好状态，并与钢No.4的确可比较。
延性图3中示出了无缺口试验棒，在真空炉内不同冷却时间下硬化，并回火到不同的硬度时，20℃下吸收冲击能量所表示的延性。钢No.2当硬度超过60HRC时，获得最好的韧性，当硬度超过61HRC时，这种效果甚至更加显著。为了进一步分析在该硬度下的韧性状态，也可按照图4中的条状图对钢1-4进行比较。在这种状况下，钢1-4从上述奥氏体化温度开始冷却，从800℃到500℃，持续706秒，并继续冷却到室温后，在525-540℃/2×2h下将钢进行回火。图4表示当硬度可比较时钢2获得了最好的韧性。
热延性在其他要考虑的事情中，对于钢的生产经济性，热延性是一个很重要的参量。热延性试验是分别将铸造状态和锻造状态的钢，在1270℃/空气中实施均质化处理10小时后进行。对于锻造条件，还要在1050℃/2h下实施蓄热处理和软退火。试验温度下保持4分钟，而对于钢1和钢3仍保持其铸造状态，对于锻造材料，温度等于或高于1200℃。这样做的理由是这两种钢被严重氧化，不可能准确地测量出面积收缩。另一方面，具有低硅含量的钢2没有产生任何显著的氧化。这种钢在铸造状态以及锻造状态下，具有比钢No.1和3更好的热延性。对于钢2，可允许50℃的更高的试验温度，结果示于图5。
磨损性用SiO2作研磨剂，通过销-对-盘(pin-ogainst-disc)的试验，检测耐磨性。钢4具有最好的耐磨性。其他钢合金都一样好。
讨论为了评价上述报导的结果，对被检测钢进行比较研究，表5中示出了溶解碳的含量，重量％，和假设钢1-3和5-7为平衡状态时，在1050℃下，和钢4和8在1150℃下的MC碳化物含量，体积％。表中还列出了钢5-8的目标组成值作为参考。非常显著的是钢2中的MC含量远远低于所要的含量，因为钒含量低于按照钢的额定组成钢6，该钢6在TA下含有0.65体积％的MC。
表5对检测合金1-4与这些合金的目标组成5-8进行比较，在指定奥氏体化温度下的溶解碳的含量，重量％和碳份额的含量，体积％

表6中列出了被检测合金1-4的特性比较。这表中，给合金提供了1-4之间的不同标号，其中，1＝最差，和4＝最好。
表6被检测钢的特性比较

由表6显而易见，钢No.2比其他被检测的和被评价的材料具有更好的组合特性。尤其是，就最重要的生产特性而言，它更好。也许较低含量的MC碳化物是钢2的不利方面，因为它可能降低对晶粒成长的阻力。因此，实验的经验是为了在热处理时获得较宽范围对晶粒成长的阻力，钒的含量应从通常的0.40％增加到0.50％。实验还指出，为了提供得到所要求的对晶粒成长阻力，又不会引起有关钢的韧性的碳化物含量太高，对于钒的含量存在量要限于一个狭窄的范围。还指出碳含量应额定地增加到0.72％，和为了提供热处理后达到60-62HRC，关于其含量应保持在一个相当狭窄的范围内。为了使延性和韧性达到最大，P、S、N和O的含量应保持在非常低的水平。其他碳化物和氮化物的形成者，如Ti、Zr和Nb，最适宜的是限于最大0.005％。针对这背景下，根据本发明的冷加工钢应具有表7中给出的额定组成。
表7根据本发明钢的额定组成，重量％，钢No.9，和1050℃下溶解的C量，和碳化物的量，体积％

平衡铁和不可避免的杂质*根据Thermo-Calc法平衡时的理论计算值。
生产规模的实验用电弧炉制造65吨的生产熔体，熔体的目标组成相当于表7中的钢No.9。用熔融金属制造多个钢锭，再将钢锭锻造成具有不同尺寸的条钢，包括分别具有φ330mm和φ245mm尺寸的条钢，表8中的钢No.10和No.11。在同一表中，还给出了参考材料，钢No.12的化学组成。该材料的形状为具有φ330mm尺寸的锻造条钢。表8中，不仅磷和硫是杂质。给出量的钨、钴、钛、铌、铜、铝、氮和氧都是杂质。其他杂质没有指出，但都在允许水平以下。平衡为铁。
从制造的条钢中选取试验棒，图7示出取自钢No.11条钢的中心的样品钢的显微结构，该样品在1025℃/30分钟下通过奥氏体化进行硬化。空气中冷却，随后在525℃/2×2h下退火。如图中显而易见，该钢具有由回火的马氏体构成的均匀显微结构，没有任何一次碳化物。
分别以最临界位置和最临界方向，从条钢中选取无缺口的试验棒，对其进行冲击试验，而研究其延性。通过在1025℃/30分钟下奥氏体化，空气中冷却，并在525℃/2×2h下进行回火。将钢No.10和No.11的试验棒分别硬化到61.0HRC(洛氏硬度)和60.5HRC，通过在1050℃/30分钟下奥氏体化，空气中冷却，和550℃/2×2h下回火，将钢No.12的样品硬化到60.2HRC。图6中的条状图示出了吸收的冲击能量。该图中，使用了名称为CR1和CR2，其中CR1的意思是由取自沿着条钢的纵向的条钢表面的圆条钢并在条钢的垂直方向具有冲击方向的试验棒(接近于最不利的状态)，和CR2的意思是由取自条钢的中心的圆条钢中的试验棒，其他方面按照CR1(最不利的状态)。
正如图6中所明显的，当本发明钢的硬度等于或稍高于参考材料的硬度时，本发明钢测得的延性远远好于参考材料，这作为用生产规模制造钢的无缺口、硬化和回火的样品进行冲击试验的比较结果。
权利要求
1.一种冷加工钢，特征是以重量％计，具有如下化学组成0.60-0.85的C从痕量到1.5的(Si+Al)0.1-2.0的Mn3.0-7.0的Cr1.5-4.0的(Mo+W/2)，然而最大1.0的W0.30-0.65的VNb、Ti和Zr中的每一种最大为0.1最大2.0的Co最大2.0的Ni主要以铁平衡，和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1的冷加工钢，特征是它含有至少0.63的C，优选至少0.68的C。
3.根据权利要求2的冷加工钢，特征是它含有最大0.8的C，适宜的最大0.78的C。
4.根据权利要求1-3中任一项的冷加工钢，特征是它含有至少0.3的V，适宜的至少0.42的V。
5.根据权利要求4的冷加工钢，特征是它含有最大0.60的V，适宜的最大0.55的V。
6.根据权利要求1-5中任一项的冷加工钢，特征是它含有约0.72的C和约0.50的V。
7.根据权利要求1-6中任一项的冷加工钢，特征是它含有至少0.05的Si，和最大1.0的Si。
8.根据权利要求7的冷加工钢，特征是它含有至少0.1，优选至少0.2，最大0.5的Si。
9.根据权利要求1-8中任一项的冷加工钢，特征是它含有最大1.0，优选最大0.3，适宜的最大0.1，和最适宜的最大0.03的Al。
10.根据权利要求1-9中任一项的冷加工钢，特征是它含有至少1.8，和最大3.2的Mo。
11.根据权利要求10的冷加工钢，特征是它含有至少2.1，和最大2.6的Mo。
12.根据权利要求10或11的冷加工钢，特征是它含有最大0.3，优选最大0.1的W。
13.根据权利要求12的冷加工钢，特征是它含有不超过杂质量的钨。
14.根据权利要求1-13中任一项的冷加工钢，特征是它含有最大0.7的Co。
15.根据权利要求14的冷加工钢，特征是它含有不超过杂质量的钴。
16.根据权利要求1-14中任一项的冷加工钢，特征是钛、锆、铌中各元素的含量都不超过0.1％。
17.根据权利要求1-16中任一项的冷加工钢，特征是它含有最大1.0的Ni。
18.根据权利要求17的冷加工钢，特征是它含有最大0.7的Ni。
19.根据权利要求18的冷加工钢，特征是它含有不超过杂质量的镍。
20.根据权利要求16的冷加工钢，特征是钛、锆、铌中的每一种元素含量都不超过0.03％。
21.根据权利要求20的冷加工钢，特征是钛、锆、铌中的每一种元素含量都不超过0.01％，优选不超过0.005％。
22.根据权利要求1-21中任一项的冷加工钢，特征是钢中含有不大于最大0.035，优选最大0.015，适宜地最大0.010的P。
23.根据权利要求1-22中任一项的冷加工钢，特征是钢含有最大20，优选最大10ppm的O。
24.根据权利要求1-23中任一项的冷加工钢，特征是钢含有最大30，优选最大15，适宜的最大10ppm的N。
25.根据权利要求1-24中任一项的冷加工钢，特征是它含有最大0.03％，优选最大0.01％，适宜的最大30ppm的S。
26.根据权利要求1-25中任一项的冷加工钢，特征是它含有0.10-0.30的S。
27.根据权利要求26的冷加工钢，特征是它含有5-75ppm的Ca和50-100ppm的O，优选5-50ppm的Ca和优选60-90ppm的O。
28.根据权利要求1-27中任一项的冷加工钢，特征是它在硬化和在500-600℃，优选在520-560℃下高温回火后，具有的硬度为57-63，优选为60-62HRC。
29.根据权利要求28的冷加工钢，特征是它在硬化和在500-600℃下高温回火后，具有的硬度为57-63HRC，最好60-62HRC。
30.根据权利要求1-29中任一项冷加工钢制造的冷加工工具。
31.根据权利要求30的冷加工工具，特征是它在硬化和在500-600℃，优选在520-560℃下高温回火后，具有的硬度为57-63，最好60-62HRC。
全文摘要
本发明关于一种含有如下化学组成的冷加工钢，以重量％计0.60－0.85的C，痕量到1.5的(Si+Al)，0.1－2.0的Mn，3.0－7.0的Cr，1.5－4.0的(Mo+W/2)，但最大1.0的W，0.30－0.65的V，最大0.1的各Nb、Ti、Zr，最大2.0的Co，最大2.0的Ni，主要仅以Fe平衡，和不可避免的杂质。
文档编号C22CGK1659299SQ03813648
公开日2005年8月24日 申请日期2003年6月6日 优先权日2002年6月13日
发明者奥德·桑德伯格, 博吉·约翰森 申请人:尤迪霍尔姆工具公司