用于热成型工具的钢、由所述钢制成的部件及其制造方法和用途的制作方法

专利名称：用于热成型工具的钢、由所述钢制成的部件及其制造方法和用途的制作方法
专利说明用于热成型工具的钢、由所述钢制成的部件及其制造方法和用途 发明领域 本发明涉及的技术领域为用于热成型工具的钢，所述钢可用于铸造和模制，锻造，拉延或挤压。


发明内容
本发明的一个优选、但不限于此的应用领域是生产用于在压力下铸造基于铝或镁的轻质合金或铜合金(cuprous alloys)的大尺寸模具。
在应用过程中，热成型用的工具要经受循环应力，这会导致它们的损坏。
这些应力的产生源为 -由机械如(压力机)直接施加的作用力导致的机械应力； -热应力由于交替接触待转化的热物质并被喷洒润滑油或耐火涂料冷却，使温度突然变化，从而产生膨胀梯度，这是产生局部机械应力的原因。
在某些情况下，破坏是由于突然的断裂造成的，当材料的韧性不足时，这种断裂会造成工具的瞬间损坏。通常这是由裂纹造成的，这种裂纹在应用的最初几百个循环过程中产生，然后逐渐发展，直至在数万或数十万个循环后，使工具发生毁灭性破坏。这种过程通常称为“热疲劳”。
抗热疲劳所造成的破坏要求在热循环过程中温度的最低点时具有足够的韧性。这种性质一般是用标准试样的冲击弯曲能而加以测定，被测试的试样处于环境温度和150℃之间。还要求在使用过程中，在循环过程中温度最高点时具有足够的硬度和抗软化性。
大尺寸模具或工具(如具有大于200mm的厚度)的生产，要求制备它们的钢材具有更高的性能。在淬火过程中，由于冷却速度是通过局限于表面的热流自然缓和的，且生产者关心的是部件不变形或不损坏，因此所述钢材不会产生占绝大多数的马氏体淬火结构，该结构能得到最佳的使用性能。对于每一种组合物，QCC图(连续冷却淬火)能描述根据冷却速度形成的相的性质，但是众所周知的是，这种图无法计算由于淬火速度的降低导致的淬火/回火状态中韧性的损失量。
已知的具有这种用途的钢材可为 -AISI H11钢，其大约含有C＝0.40％，Si＝0.90％，Mn＝0.40％，Cr＝5％，Mo＝1.30％，V＝0.5％； -AISI H13钢，与前者相同，不同在于包含V＝0.95％； -W-1.2367钢，其大约含有C＝0.40％，Si＝0.30％，Mn＝0.40％，Cr＝5％，Mo＝2.9％，V＝0.65％； -可与AISI H11相比的钢，但含有Si＝0.3％和Ni＝0.2％(参见EP-B1-0 663 018)；其标称的成分为C＝0.3-0.4％，Si≤0.8％，Mn≤0.8％，Cr＝4.5-5.8％，Mo＝0.75-1.75％，V≤1.3％，W≤1.5％，Ni≤0.5％，P≤0.008％，Sb≤0.002％，Sn≤0.003％，As≤0.005％，且10P+5Sb+4Sn+As≤0.10％。
为了提高这些已知钢材的性能，已经进行了很多研究，这些研究关注的是在硬度、韧性和使用时性能的稳定性(特别是硬度)之间获得更好的平衡。因此，相对于H11钢，如上述H13钢和W-1.2367钢通过提高钢中Mo和V的含量，可以提高受热时的耐性，然而这却导致了韧性的降低。另一方面，如果降低Si的含量或者加入Ni，能提高韧性，也能提高可淬火性。但是，Ni会降低受热时的硬度和屈服强度。
本发明的目的是提供一种用于热成型工具的新等级的钢，其在上文提及的各项性能之间取得了优异的平衡。
为此，本发明涉及一种用于热成型工具的钢，具有以重量百分比表示的组成 -0.30％≤C≤0.39％ -4.00％≤Cr≤6.00％ -痕量≤Si≤0.50％ -痕量≤Mn≤0.80％ -痕量≤W≤1.45％ -痕量≤Co≤2.75％ -0.80％≤Ni≤2.80％ -1.50％≤Mo≤2.60％且1.50％≤Mo+0.65W≤3.20％ -0.55％≤V≤0.80％ -和-0.65≤K≤0.65 式中K＝K2-K1 K2＝0.75×(Ni-0.60) K1＝1.43×(V-0.40)+0.63×[(Mo+0.65W)-1.20] -痕量≤Al≤0.080％ -痕量≤S≤0.0040％ -痕量≤P≤0.0200％ -痕量≤Ti≤0.05％ -痕量≤Zr≤0.05％ -痕量≤Nb≤0.08％ -痕量≤N≤0.040％ -10P+As+5Sb+4Sn≤0.21％ -痕量O≤30ppm 其余为铁和不可避免的杂质。
优选地，0.33％≤C≤0.38％。
优选地，痕量≤Si≤040％。
优选地，痕量≤Mn≤0.60％。
优选地，4.6％≤Cr≤6.0％。
优选地，1.60％≤Mo≤2.00％且1.60％≤Mo+0.65W≤2.20％。
优选地，痕量≤Al≤0.030％。
优选地，痕量≤S≤0.0010％。
优选地，痕量≤P≤0.0080％。
优选地，痕量≤Ti≤0.01％。
优选地，痕量≤Zr≤0.02％。
优选地，痕量≤Nb≤0.01％。
优选地，痕量≤N≤0.01％。
优选地，10P+As+5Sb+4Sn≤0.10％。
优选地，痕量≤O≤15ppm。
优选地，-0.35≤K≤0.35。
优选地 -0.335％≤C≤0.375％ -1.50％≤Ni≤2.10％ -1.60％≤Mo+0.65W≤2.20％且1.60％≤Mo≤2.00％ -0.62％≤V≤0.75％。
优选地 -0.335％≤C≤0.375％ -2.00％≤Ni≤2.40％ -1.80％≤Mo+0.65W≤2.90％且1.80％≤Mo≤3.40％and W≤0.90％ -0.66％≤V≤0.76％。
优选地 -0.335％≤C≤0.375％ -0.90％≤Ni≤1.50％ -1.50％≤Mo+0.6W≤1.90％且W≤0.40％ -0.55％≤V≤0.63％。
优选地 0.335％≤C≤0.375％，4.60％≤Cr≤6.00％，痕量≤Si≤0.40％，痕量≤Mn≤0.60％，痕量≤W≤1.45％，痕量≤Co≤2.75％，1.50％≤Ni≤2.10％，1.60％≤Mo+0.65W≤2.20％且1.60％≤Mo≤2.00％，0.62％≤V≤0.75％，且-0.35≤K≤0.35，痕量≤Al≤0.030％，痕量≤S≤0.0010％，痕量≤P≤0.0080％，痕量≤Ti≤0.011％，痕量≤Zr≤0.02％，痕量≤Nb≤0.01％，痕量≤N≤0.01％，痕量≤O≤15ppm。
本发明还涉及由钢制备的部件的制备方法，其特征在于所述钢是由前述钢制备的，且在1000～1050℃下进行奥氏体转变，然后淬火。
优选地，奥氏体转变温度为1015～1040℃。
优选地，淬火后，将所述部件在550～650℃下，进行至少两次回火，使所述部件的硬度为42～52HRC。
本发明还涉及由上述方法制得的钢制备的部件，其特征在于所述部件是热成型用工具的部件。
所述部件具有大于或等于200mm的厚度。
所述部件是用于在压力下铸造轻质合金或铜合金的模具。
所述部件是锻造工具。
所述部件是锻模。
所述工具是用于钢管的钻孔或轧制工具。
所述部件是用于玻璃成型的工具。
所述部件是用于塑料成型的工具。
所述部件用如下钢材制备0.335％≤C≤0.375％，2.00％≤Ni≤2.40％，1.80％≤Mo+0.65W≤2.90％且1.80％≤Mo≤3.40％和W≤0.90％，0.66％≤V≤0.76％，而且所述部件是铝合金铸造用的挤出模。
本发明还涉及用于热成型的工具的部件的用途，其特征在于所述部件由如下钢材制备0335％≤C≤0375％，2.00％≤Ni≤2.40％，1.80％≤Mo+0.65W≤2.90％且1.80％≤Mo≤3.40％和W≤0.90％，0.66％≤V≤0.76％，且其表面的工作温度保持低于680℃。
本发明还涉及用于热成型的工具的部件的用途，其特征在于所述部件由如下钢材制备0.335％≤C≤0.375％，0.90％≤Ni≤1.50％，1.50％≤Mo+0.6W≤1.90％且W≤0.40％，0.55％≤V≤0.63％，且使用时其表面温度保持低于770℃。
将会理解的是，与上文提及的已知钢相比，尤其是EP-B1-0 663 018中的钢相比，本发明特别是使起软化和稳定作用的元素Mo和V与中和它们弱化作用的Ni同时相互匹配。所有这些使得可淬火性得以提高，从而在大部件上再现这些性能，而此前这些性能只能在小部件上获得。
由于发明人首先致力于有效测量热成型工具使用时通过其表面的瞬时热流量，从而使得优化本发明的钢的成分成为可能。然后，发明人通过计算由于热冲击(所述热冲击会导致裂纹的产生)导致的瞬时热应力，进行推导。这能更好地理解材料工作时的力学行为。由于在重现工业淬火速度的试样上进行的实验测量，以及热力学模拟，发明人得以了建立钢的成分，应用前的热处理参数和微观结构之间的联系。特别是，发明人证实，组分和淬火温度之间的相互依赖性对获得各种力学性能的平衡具有特别重要的影响，而这些力学性能又对用于热成型工具的钢具有特别重要的作用。
通过阅读下文的描述以及参照附图，能更好地理解本发明 -

图1表明的是，随着许可温度的变化，参照组合物(图1a)～图1e))和本发明的组合物(图1f))的未溶解的碳化物的分数变化。
-图2是参照钢(图2a))和本发明的钢(图2b))的QCC曲线。
-图3是不同参照试样和本发明的试样淬火后的断裂能的比较，该淬火是在实验室条件下和工业条件下进行的。
测试是在具有表1所列的组分的试样上进行的，具体的测试方法参见下文的描述。在该表中，系数K2，K1和K对应于下述量，其中含量是以wt％表示的 K2＝0.75×(Ni-0.60) K1＝1.43×(V-0.40)+0.63×[(Mo+0.65W)-1.20] K＝K2-K1
本发明基本上是基于对元素碳、铬、钼、钒和镍的作用和相互作用的研究，以及淬火前奥氏体转变温度对所研究的钢的力学性能的影响的研究。
奥氏体转变温度的影响 奥氏体转变温度决定了合金元素在未溶解的碳化物和基体之间的分配。随着温度的升高，未溶解的碳化物的量一直升高。
在最终的产品中，未溶解的碳化物必须保持一个适当的含量，以便控制晶粒尺寸。为保证韧性和抗疲劳性，细的晶粒尺寸是必要的。
溶解在基体中的合金元素控制着可淬火性，抗退火性和一般而言所有的力学性能。
表2是研究的组合物之一(参照熔体10)的淬火温度对微观结构和性能的影响。
表2-参照例10的实验铸件奥氏体转变温度对微观结构(元素C和V的分布)和力学性能的影响
当钒的碳化物溶解逐渐增多时，在这种情况下，奥氏体转变温度的升高会导致受热时抗软化的改善和韧性损失。
这表明，要得到满足预期应用的最优材料，必须同时考虑组分与奥氏体转变条件。采用冶金学家普遍使用的计算软件

对相平衡进行描述，通过这种描述进行热力学模拟，从而对于每一种元素，提供了关于未溶解的每一种碳化物(VC，M23C6，和可能的话M6C，Fe3C，M2C……)的量的信息。图1就是借助这种模拟绘出的。图1所示的是，随着奥氏体转变温度的变化，五个参照组合物(图1a)～图1e))和本发明的一个组合物(图1f))的未溶解的碳化物的分数的变化。
很好地建立了元素Mo和V之间通过它们优选的碳化物形式来固定碳的竞争关系。镍的加入对这种机制仅产生次要作用(secondary effect)。
对未经加工的淬火状态下的实验微观结构的观察，证实了模拟的预测趋势。通过如下原则，对奥氏体转变温度进行优化 -在适当的温度下，碳化物M6C和M23C6，对晶粒尺寸的控制不是很有效，必须被溶解，以使金属元素M和C释放出来，为基体提供最好的可淬火性的潜力。
-根据热力学模拟，未溶解的钒的碳化物的摩尔分数的最小值为0.20％量级是必须的，这样能保证晶粒的均一和细小；奥氏体转变温度必须保持低于相应的阈值。
-对于这种参考，必须考虑特定温度上下10～15℃的偏差，这对应于工业化批量生产时通常的温度分布。
不同组合物的奥氏体转变温度，在表3中进行了概述 表3不同实验熔体的理想奥氏体转变温度。

优化的组合物和关键性能的测量值的定义 如上所述，本发明的一个基本目的包括了对下述方面的进行平衡 -一方面，元素钼、钒和任选存在的钨，对操作时的软化和抗软化性有利，但是有弱化作用(weakening effect)。
-另一方面，镍有利于提高韧性，但有损于受热时的硬度。
需要知道的是，本发明的钢在受热时，必须有足够的硬度以避免凹陷(recessing)并抗疲劳，在第一次近似值中，它们受热时的硬度和20℃下的硬度具有相同的关系，在20℃下相同的硬度条件下，对淬火和回火热处理状态进行了比较。预先选定的硬度为47、45和42HRC。
根据本发明的独创方法，对能以高速淬火的实验室试样和在实验设备上重现典型的工业部件的淬火速度的试样(选定为每分钟22℃，温度范围为900/400℃)，进行了系统地和同时地测量。
该测量包括 -描述随着2次回火处理2小时的回火温度的变化，硬度的变化，从而确定将要进行的回火以获得期望的硬度； -通过测量由于在560℃下保持80小时后造成的硬度损失量，得到抗软化性，初始硬度值为47HRC； -在+20～200℃不同温度下，通过V形缺口冲击试样破坏时的冲击弹弯曲能，对韧性进行测量。
奥氏体重新转变点(Re-austenisation point Ac1) 在操作中，一定不能超过该点，因为部件材质的结构会发生变化，这将导致力学性能的显著变化。
表4所示的是从不同试样获得的最具代表性的结果，这证实Mo和V元素的影响不明显；另一方面，随着镍含量的升高，Ac1点降低。因此，在操作时表面温度非常高(如在一些锻造工具中)的应用场合中，必须避免镍含量高的组合物；但是它们也有多种的用途，如轻质合金的铸模，它们的表面温度更温和。
表4-奥氏体重新转变Ac1点与组分的关系 抗回火性和抗操作时的软化 表5所示的是，合金元素对处于高温时抗硬度降低性的影响。
两次回火之后获得的硬度值为47和42HRC，第一次回火温度为550℃，第二次回火是在表中出现的特征温度下进行的。
硬度损失测量的初始值为47HRC。
表5A所示的是从参照试样1和镍含量高于所述参照试样的两个试样12和试样13得到的结果。表5B所示的是从试样1、Mo和可能的V的含量高于试样1的试样3、试样5、试样6和试样8得到的结果。表5C所示的是从试样8和试样22以及试样6和试样26得到的结果，它们的Ni、Mo和V的含量高于试样1。
表5-当保持一段长时间后，合金元素对回火温度和软化性的影响

表5-A表明简单地加入镍所造成的损害作用——对于给定的硬度，非常显著地降低回火温度，并在受热状态下保持一段长时间后增大硬度损失量。回火温度的降低具有破坏性，因为为了避免过度软化，钢必须提供其可能的最高工作温度，至少为600～630℃。
由于在铝的注入(injection)时部件的表面温度通常接近520-560℃，在锻造时甚至更高，为了确定给定的组合物是否能满足给定的应用要求，这个指标是值得考虑的一个重要因素。
表5-B表明，简单地加入钼和钒在提高操作时的抗回火性和抗软化性上具有有利的影响。另一方面，实验室条件和工业条件间淬火速度的下降对这些参数有不利的影响，这是由于材料的可淬火性不足所造成的。
表5-C中关于组合物对(pairs)(8，22)和(6，26)的比较表明，在实验室条件下，含镍铸件的抗硬度损失性要低于相应的镍含量低的铸件，但是在工业淬火条件下，它们的性能很接近。
总结在工业热处理条件下，组合且平衡地添加镍、钼和钒，赋予材料以在保持一段长时间后的抗回火性和抗软化性，这些性能与未添加镍时的性能相当。
这些有利的结果可以通过图2中所示的可淬火性的显著提高加以解释，图2将参照组合物1的QCC连续冷却图(图2a)和本发明的组合物22(图2b)的进行了比较，参照组合物1在990℃下进行奥氏体转变30分钟，组合物22在1030℃下进行奥氏体化30分钟。
本发明的组合物具有珠光体相区和贝氏体相区，相对于参照组合物，能明显抵消低冷却速度的影响。因此，对于待处理的工具，根据部件的尺寸和在部件中所处的位置，通常的工业淬火(其方式已在图2a和图2b中以黑体示出)使得在1000～5000秒达到400℃成为可能，本发明的组合物能产生排他的马氏体转变。相反，参照组合物必需形成大量的贝氏体，这不那么有利于得到期望的性能。
韧性 实验室条件下和工业条件下的冷却速度的下降产生的不利影响，在V形缺口冲击试样由于受到冲击产生弯曲的断裂能上表现得更为明显。
表6所示的是经过筛选得结果的典型趋势，同时加入Ni、Mo和V对本发明的铸件21产生了有利的影响，因为其在工业条件下进行处理后获得的弹性值(resilience value)最高，由淬火速度的降低造成的降低最小。

表6-由几个典型铸件测得的V形缺口冲击试样由于其周边受到冲击时产生的断裂能，其中 R快速淬火(试样的油淬) L慢速淬火(实验室中重现的工业淬火速度)。
图3对所有的铸件的值进行了比较，这些值是对组成相同的金属在工业速度下淬火和快速淬火后获得的，其中对试样进行了退火处理，以获得42、45和47HRC的硬度，且试样在20℃和100℃下进行了破坏。每个点代表了试样的硬度值和破坏温度。结果表明，对于本发明的组合物而言由于淬火速度的下降造成的硬度损失量要小得多。
实验室测试的结果的趋势被按下述条件进行处理的工具块的测试结果所证实 工具块的尺寸570×450×228mm 处于炉中的相同位置 在气压为5巴下，以相同的气体流速，在相同的工业炉中进行淬火 两次回火的温度单独调整，以获得46+/-0.5HRC的硬度 在横截面上选取V形缺口冲击试样在靠近工具块的表层和核心部位的大面中心上选取。
冲击弯曲能的平均值见表7，其证实了本发明的钢22具有优异的性能，特别是在工具块的核心部位上，该部位能代表更大尺寸的部件。
表7-在工业条件下处理的工具块的冲击弯曲能的测试结果 所有这些力学测试结果都表明，降低淬火速度具有不利的影响，尤其是 当硬度相同时，冲击弯曲能会降低 在560℃保持一段长的时间，硬度的损失量会增大 然而，对于所有的组合物而言，这些变化的幅度并不相同，已经证实，按照下文所述的规律同时且平衡地加入合金元素，能显著降低这种差异。
合金元素的作用 通过将实验铸件的性能和热力学模拟的性能进行比较性研究，已经能够对各种合金元素的作用以及它们之间的相互作用进行评价。通过遵循上文提出的关于淬火条件的规律，证实了如下趋势 碳 对可淬火性有利，能提高理想的奥氏体转变温度，确定在550℃下退火处理后获得的最大硬度。但是，对韧性有害。与高含量的钼或钒联用，会导致共晶碳化物的形成，这种共晶碳化物对微观结构和韧性有害。其含量应至少为0.30％，以获得足够的硬度，至多为0.39％以避免无法修复的疲劳。最佳的范围为0.33～0.38％。
铬 对可淬火性有利。在回火硬化中起着重要的作用，而且对于本发明所期望的优选应用场合——即需要高硬度(42～52HRC)的大尺寸部件，这种特性是有利的。但是，其产生的碳化物会迅速发展成更为稳定的状态，且已经证实对于高温下抗硬度降低性不是非常有效。因此，有必要用其他可形成碳化物的元素如Mo和V，对Cr进行补充。铬元素的含量必须保持至少为4.0％，以获得可淬火性，至多为6.0％，如果超过6.0％，铬的作用会抑制V和Mo的作用。优选地，铬的含量为4.6％～6％。
钼 能提高可淬火性。其与铬共存在于铬基碳化物中，能提高铬基碳化物的数量。当含量高时，其形成特定的M2C和M6C。在宏观性能方面，它能提高硬度和抗回火性，降低韧性。它的含量为1.50～2.60％。还需要考虑到可能存在的钨，这将在下文加以说明。优选地，Mo的含量为1.60～2.00％且Mo+0.65W为1.60～2.20％。
钒 形成特定的VC型碳化物，在被实验铸件所覆盖的面上，该碳化物占沉淀物的绝大多数，这些沉淀物奥氏体转变温度下不溶解，因此保证了晶粒无法长大。在淬火后实施的回火过程中，会沉淀出新的微米和纳米级碳化物，并且它们通过与马氏体晶体缺陷的相互作用，在二次软化和操作时受到温度和循环应力的作用时的抗软化性中起着积极作用。另一方面，在回火过程中产生的过量的碳化物，会造成性能的显著下降。在本文所研究的组合物的范围内，且在遵循总结出的关于奥氏体转变温度的选择原则时，V的含量必须为0.55％～0.75％。
镍 对处理状态下的硬度有着不利的影响；它能降低回火处理的温度而获得期望的硬度和抗软化性。而且，在所采用的温度范围内，超过3％的量能显著降低奥氏体重新转变点，这绝对应当加以避免。另一方面，镍能提高可淬火性，特别是含量为1～3％时，还能显著改善韧性。本发明将Ni的含量定为0.80～2.80％。镍的大量加入所带来的副作用可用前文所述含量的Cr、Mo、V和W来补偿。
钨 任选的添加元素，在Mo+0.65W为1.50～3.20％且Mo的含量为1.50～2.60％的条件下，W含量至多为1.45％，当Mo的含量为1.60～2.00％时，W的含量优选为1.60～2.20％。实际上，钨能补偿钼的作用，1％的钨相当于0.65％的钼。钨的加入，对韧性和可淬火性造成的副作用有限，对于受热时，特别是高于560℃(如600℃)的测试温度下的抗软化性有积极作用。
钴 加入的上限为2.75％。对于抗软化性，特别是所处的温度为600℃数量级时，是有利的；但是对可淬火性不利。考虑到这种添加元素的价格高，不特别推荐采用。
而且为了在应用时，在各种性能之间达到理想的平衡，还要求平衡地同时加入钼、钒、镍和可能的钨，且满足如下关系 K为-0.65～+0.65，优选为-0.35～+0.35，最好尽可能接近零，其中 K＝K2-K1 K2＝0.75×(％Ni-0.60) K1＝1.43×(％V-0.40)+0.63×[％Mo+(0.65×％W)-1.20] 可以看到，表1列出了所有铸件的K1、K2、K值。
当同时满足下述条件时，得到的结果最好 0.335％≤C≤0.375％； 1.50％≤Ni≤2.10％； 1.60％≤Mo+0.65W≤2.00％且Mo≥1.60％； 0.62％≤V≤0.75％。
对于更加特定的应用场合，还推荐满足下述条件 0.335％≤C≤0.375％ 2.00％≤Ni≤2.40％ 1.80％≤Mo+0.65W≤2,90％且1.80≤Mo≤2.40％和W≤0.90％ 0.66％≤V≤0.76％ 应用场合在为了生产例如铸造Al合金用的挤出模的大尺寸部件，而需要得到优异的可淬火性时，考虑通过Ni来降低相转变点A1，表面的工作温度保持低于680℃。
0.335％≤C≤0.375％ 0.90％≤Ni≤1.50％ 1.50％≤Mo+0.65W≤1.90％且W≤0.40％ 0.55％≤V≤0.63％ 应用场合为满足中等尺寸的部件的性能要求并适于工作时表面温度低于770℃的应用时。
另外，还需提及其他元素，它们必须或能够以确定含量限度存在。
硅由于对韧性有害，在工业生产的成本所能允许的前提下，保持低含量，不能超过的限度为0.50％，优选限度为0.40％。
锰对可淬火性有利，但对韧性有害，含量不能超出0.80％，优选不能超过0.60％。
元素硫、磷、砷、锡、锑、钛、锆、铌、氮对韧性不利，在操作时会产生弱化作用，必须限定到工业和经济手段所能达到的最低含量。最大允许含量为 S0.0040％，优选为0.0010％ P0.0200％，优选为0.0080％ Ti0.05％，优选为0.01％ Zr0.05％，优选为0.02％ Nb0.08％，优选为0.01％ N0.0400％，优选为0.0100％ 而且，P、As、Sb和Sn的含量必须满足 10P+As+5Sb+4Sn≤0.21％，优选≤0.10％. 铝的含量必须为痕量～0.080％，优选为痕量～0.030％。它的作用是除去钢中的氧，因此能限制钢中的氧化物夹杂物的量，这种氧化物特别能导致钢的抗疲劳性下降。基于这个原因氧的含量必须不能超过30ppm，优选15ppm。高含量的Al降低了溶解在液态钢中的O含量，但这也使液态钢在铸造时对大气的再氧化作用更敏感，从而提高了形成有害氧化夹杂物的风险。
按一般的方法，本发明的钢可分为两个品级。
“标准”品级，对于组合物中的每一种元素，当其含量不是绝对处于上文定义的最佳范围之内时，获得的就是“标准”品级。与现有技术相比，其提高之处在于可淬火性。这能生产具有高硬度和整个产品各个部分都均一的大尺寸产品。
“优质”品级，当每一种元素的含量都处于上文定义的最佳范围之内时，获得的就是“优质”品级。在这种情况下，除了提高了可淬火性之外，还能获得高韧性，以及高韧性与高硬度同时带来的良好的抗热疲劳性和抗突然断裂。
为了获得这种结果，有必要求助这样一种方法，该方法包括，在电炉和钢水包中进行初次精炼后，采用真空电弧重熔工艺(vacuum arc refusion)(VAR)或者电极导电性炉渣重熔工艺(electroconductive slag refusion)(ESR)进行可消耗电极的重熔，这尤其能保证所期望的非常低O含量。同样地，正如对这些类型的钢通常所作的处理那样，有必要对铸造钢进行轧制和退火的热力学过程，该热力学过程能使钢的结构紧密，结合，细密和均一；同时还进行固化过程，其能产生非常小且不是彼此分隔的枝晶。
在按照上文所述的方法所生产的本发明的钢所能制备的部件，一般来说，包括热成型用工具的部件，特别地 -部件是在轻质合金或铜合金的挤压下的铸造用模具； -锻模； -用于钢管的钻孔或轧制工具。
-玻璃和塑料材料的成型工具。
本发明优选用于生产厚度为200mm或更高的部件。
权利要求
1.用于热成型工具的钢，具有以重量百分比表示的如下组分
-0.30％≤C≤0.39％
-4.00％≤Cr≤6.00％
-痕量≤Si≤0.50％
-痕量≤Mn≤0.80％
-痕量≤W≤1.45％
-痕量≤Co≤2.75％
-0.80％≤Ni≤2.80％
-1.50％≤Mo≤2.60％且1.50％≤Mo+0.65W≤3.20％
-0.55％≤V≤0.80％
--0.65≤K≤0.65
式中K＝K2-K1
K2＝0.75×(Ni-0.60)
K1＝1.43×(V-0.40)+0.63×[(Mo+0.65W)-1.20]
-痕量≤Al≤0.080％
-痕量≤S≤0.0040％
-痕量≤P≤0.0200％
-痕量≤Ti≤0.05％
-痕量≤Zr≤0.05％
-痕量≤Nb≤0.08％
-痕量≤N≤0.040％
-10P+As+5Sb+4Sn≤0.21％
-痕量≤O≤30ppm
余量为铁和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的钢，其特征在于0.33％≤C≤0.38％。
3.根据权利要求1或2所述的钢，其特征在于痕量≤Si≤0.40％。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的钢，其特征在于痕量≤Mn≤0.60％。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的钢，其特征在于4.6％≤Cr≤6.0％。
6.根据权利要求1～5中任一项所述的钢，其特征在于1.60％≤Mo≤2.00％，且1.60％≤Mo+0.65W≤2.20％。
7.根据权利要求1～6中任一项所述的钢，其特征在于痕量≤Al≤0.030％。
8.根据权利要求1～7中任一项所述的钢，其特征在于痕量≤S≤0.0010％。
9.根据权利要求1～8中任一项所述的钢，其特征在于痕量≤P≤0.0080％。
10.根据权利要求1～9中任一项所述的钢，其特征在于痕量≤Ti≤0.01％。
11.根据权利要求1～10中任一项所述的钢，其特征在于痕量≤Zr≤0.02％。
12.根据权利要求1～11中任一项所述的钢，其特征在于痕量≤Nb≤0.01％。
13.根据权利要求1～12中任一项所述的钢，其特征在于痕量≤N≤0.01％。
14.根据权利要求1～13中任一项所述的钢，其特征在于10P+As+5Sb+4Sn≤0.10％。
15.根据权利要求1～14中任一项所述的钢，其特征在于痕量≤O≤15ppm。
16.根据权利要求1～15中任一项所述的钢，其特征在于-0.35≤K≤0.35。
17.根据权利要求1～16中任一项所述的钢，其特征在于
-0.335％≤C≤0.375％
-1.50％≤Ni≤2.10％
-1.60％≤Mo+0.65W≤2.20％且1.60％≤Mo≤2.00％
-0.62％≤V≤0.75％。
18.根据权利要求1～5、7～16中任一项所述的钢，其特征在于
-0.335％≤C≤0.375％
-2.00％≤Ni≤2.40％
-1.80％≤Mo+0.65W≤2.90％且1.80％≤Mo≤3.40％且W≤0.90％
-0.66％≤V≤0.76％。
19.根据权利要求1～5、7～16中任一项所述的钢，其特征在于
-0.335％≤C≤0.375％
-0.90％≤Ni≤1.50％
-1.50％≤Mo+0.6W≤1.90％且W≤0.40％
-0.55％≤V≤0.63％。
20.根据权利要求1～17中任一项所述的钢，其特征在于
0.335％≤C≤0.375％，4.60％≤Cr≤6.00％，痕量≤Si≤0.40％，痕量≤Mn≤0.60％，痕量≤W≤1.45％，痕量≤Co≤2.75％，1.50％≤Ni≤2.10％，1.60％≤Mo+0.65W≤2.20％且1.60％≤Mo≤2.00％，0.62％≤V≤0.75％，-0.35≤K≤0.35，痕量≤Al≤0.030％，痕量≤S≤0.0010％，痕量≤P≤0.0080％，痕量≤Ti≤0.011％，痕量≤Zr≤0.02％，痕量≤Nb≤0.01％，痕量≤N≤0.01％，痕量≤O≤15ppm。
21.生产钢部件的方法，其特征在于所述部件是将权利要求1～20中任一项所述的钢，在1000～1050℃下进行奥氏体转变，然后淬火，从而制备得到的。
22.根据权利要求21所述的方法，其特征在于进行奥氏体转变的温度为1015～1040℃。
23.根据权利要求21或22所述的方法，其特征在于淬火后，将所述部件在550～650℃下，至少进行两次回火，使所述部件的硬度为42～52HRC。
24.由权利要求21～23任一项所述的方法得到的钢制备的部件，其特征在于所述部件是热成型用工具的部件。
25.根据权利要求24所述的部件，其特征在于所述部件的厚度大于或等于200mm。
26.根据权利要求24或25所述的部件，其特征在于所述部件是用于在压力下铸造轻质合金或铜合金的模具。
27.根据权利要求24或25所述的部件，其特征在于所述部件是锻造工具。
28.根据权利要求24或25所述的部件，其特征在于所述部件是锻模。
29.根据权利要求24或25所述的部件，其特征在于所述部件是用于钢管的钻孔或轧制工具。
30.根据权利要求24或25所述的部件，其特征在于所述部件是用于玻璃成型的工具。
31.根据权利要求24或25所述的部件，其特征在于所述部件是用于塑料材料成型的工具。
32.根据权利要求24或25所述的部件，其特征在于所述部件是由权利要求18所述的钢制备的，并且所述部件是用于铸造铝合金的挤出模。
33.权利要求24或25所述部件的用途，其特征在于所述部件是由权利要求18所述的钢制备的，其表面的工作温度保持低于680℃。
34.权利要求24或25所述部件的用途，其特征在于所述部件是由权利要求19所述的钢制备的，其工作时的表面温度保持低于770℃。
全文摘要
本发明涉及用于热成型工具的钢，所述钢的成分如下(重量百分数)0.30％＝C＝0.39％，4.00％＝Cr＝6.00％，痕量＝Si＝0.50％，痕量＝Mn＝0.80％，痕量＝W＝1.45％，痕量＝Co＝2.75％，0，80％＝Ni＝2.80％，1.50％＝Mo＝2.60％且1.50％＝Mo+0.65W＝3.20％，0.55％＝V＝0.80％，且0.65＝K＝0.65，其中K＝K2-K1且K2＝0.75×(Ni 0.60)，K1＝1.43×(V 0.40)+0.63×[(Mo+0.65W)1.20]，痕量＝Al＝0.080％，痕量＝S＝0.0040％，痕量＝P＝0.0200％，痕量＝Ti＝0.05％，痕量＝Zr＝0.05％，痕量＝Nb＝0.08％，痕量＝N＝0.040％，10P+As+5Sb+4Sn＝0.21％，痕量＝O＝30ppm，余量为铁和不可避免的杂质。本发明还涉及由所述钢制成的部件及其制造方法和用途。
文档编号C22C38/22GK101316943SQ200680044670
公开日2008年12月3日 申请日期2006年11月28日 优先权日2005年11月29日
发明者尼古拉斯·比诺, 安德烈·格雷利耶, 皮埃尔-埃马纽埃尔·里奇 申请人:奥贝特迪瓦尔公司