合金工具鋼的制作方法

專利名稱：合金工具鋼的制作方法
技術領域：
本發明關于合金工具鋼，尤有關于應用于包含熱塑性加工模及溫塑性加工模的各種不同工具的合金工具鋼。
背景技術：
傳統上，對于在苛刻條件下(即在高承受壓力及高溫下)所使用的熱/溫塑性加工模而言，通常采用重點在抗軟化性的W-Cr系熱模具鋼如JIS-SKD8，以及鍛模鋼如JIS-SKT4。
此外，在某些熱/溫加工領域，也可使用基體(matrix)高速工具鋼，因其可保證在室溫及高溫兩者下的高強度，例如日本公開特許公報平2-8347及平2-11736號中披露除了如C、Si、Mn、Cr、V及Co(見兩參考文件中的第8欄第1-14行與表1)等元素之外，含有0.98wt％至1.61wt％的W以及1.98wt％至2.55wt％的Mo的熱加工工具鋼。在這些參考文件中描述當W及Mo兩者或其中之一的組成，就1/2W+Mo而論，為2.0wt％至3.50wt％時，可提升抗軟化性與高溫強度而不會減損韌性。
另外，日本公開特許公報平7-207414號中披露一種用于鋁鑄模的鋼材，其含有除了如C、Si、Mn、Cr、V及Co(見0014段及表1)等元素外的0.42wt％至3.21wt％的W以及0.35wt％至3.70wt％的Mo。此參考數據中描述當W及Mo兩者或其中之一的組成就1/2W+Mo而論，為0.2wt％至4.0wt％時，可避免韌性降低。
再者，日本公開特許公報2003-268499號中披露一種高速工具鋼以代替基體高速工具鋼，其中該高速工具鋼除了如C、Si、Mn、Cr、V及Co等元素外，還包含2.0wt％至9.5wt％的Mo及1.0wt％至16.0wt％的W，且2Mo+W的組成為自5wt％至20wt％。此參考文件中描述當2Mo/(2Mo+W)的組成不大于0.9時，可提升高溫抗軟化性且可保證于低溫硬化期間對抗熱處理的硬度。
包含Mo而不含W的JIS-SKD61是最廣泛使用作為熱模具鋼的，其具有改良韌性及對于熱震的穩定性；然而，因SKD61僅具有50HRC等級的最大硬度，且其抗軟化性不足，所以無法應用于苛刻條件下所使用的熱/溫塑性加工模。
另一方面，在JIS鋼材中，W-Cr系熱模具鋼(如SKD8)具有高強度及高抗軟化性；然而，即使W-Cr系熱模具鋼具有55HRC等級的最大硬度，其仍難以應用至苛刻條件下所使用的壓鍛模。此外，鍛模鋼(例如SKT4)有下列問題(1)因其可硬化性不足，不易應用至大產品，以及(2)最大硬度在55HRC等級，因此不保證具有高強度。
相反地，基體高速工具鋼可保證高強度且其優于傳統熱模具鋼及鍛模鋼；然而，因傳統基體高速工具鋼在700℃的強度仍不足，故當其應用至最外層達700℃數量級的熱/溫塑性加工時，即產生無法達到足夠耐受性的問題。

發明內容
本發明目的之一是克服上述問題，并提供保證在其操作溫度700℃數量級下具有高溫強度的合金工具鋼，以及維持與傳統基體高速工具鋼一樣高的室溫強度。本發明的另一目的為通過提供在維持室溫強度以支持鋼模同時，可抑制最外層強度降低，從而改善熱/溫塑性加工模的壽命的材料。
為達到目的且根據本發明的目的，根據本發明優選實施例的合金工具鋼包含0.45wt％至0.6 5 wt％的C、0.10wt％至1.00wt％的Si、0.20wt％至2.00wt％的Mn、不超過0.02wt％的P、不超過0.015wt％的S、不超過1.00wt％的Cu、不超過1.00wt％的Ni、3.5wt％至5.00wt％的Cr、0.00wt％至3.00wt％的Mo、0.00wt％至10.00wt％的W、1.00wt％至2.00wt％的V、0.00wt％至8.00wt％的Co、不超過0.10wt％的Al、不超過0.01wt％的O、不超過0.02wt％的N，以及余量基本上由Fe和不可避免的雜質組成，其中Weq為2.0wt％至10.0wt％，2Mo/Weq不大于0.60，且ΔC為-0.3至0.0，其中Weq＝2Mo(wt％)+W(wt％)ΔC＝C(wt％)-(0.06×Cr(wt％)+0.063×Mo(wt％)+0.033×W(wt％)+0.2×V(wt％))因為根據本發明優選實施例的合金工具鋼是制成基體高速工具鋼的延伸，且Mo對W的比例(2Mo/Weq)已經過最優化，因此在維持室溫下的強度(室溫強度)的同時，可抑制高溫下強度(高溫強度)的降低；另外，因ΔC量亦已經最優化，因此可達到高硬度及高韌性。
本發明另外的目的與優勢將由下面的說明而變得更顯而易見，或者可通過實施本發明而了解；本發明的目的及優勢可由權利要求中的合金工具鋼來實現并獲得。


在此并入并構成本發明一部分的附圖，說明了本發明的實施例，且其與說明書一同提供了本發明的目的、優勢以及原理。在圖中圖1為顯示本發明鋼材與對照鋼材的室溫強度與700℃高溫強度間的關系圖。
圖2為顯示2Mo/Weq與高溫強度對低溫強度之比間的關系圖。
具體實施例方式
以下提供由本發明所實施的合金工具鋼的一個優選實施例的詳細說明。根據本發明合金工具鋼的特征是包含下列元素，以及余量基本上由Fe和不可避免的雜質組成。之后的說明將集中于添加元素、其添加量的范圍、以及該范圍限制的理由。
(1)C0.45wt％至0.65wt％C是確保硬度及耐磨性所必須的元素。為在不小于60HRC的硬化及回火后能確保最大硬度，C的添加量必須保持不低于0.45wt％；另一方面，當加入的C為大量時，其與碳化物形成元素(Cr、Mo、W、及V)結合以形成碳化物，如此在硬化時會殘留大量碳化物，此導致韌性降低，因此C的添加量最好不超過0.65wt％。在確保硬度時為保證抗軟化性，C的添加量最好為0.50wt％至0.60wt％。
(2)Si0.10wt％至1.00wt％添加硅是作為脫氧元素，且硅可在碳化物及基體中溶解，由此可提高硬度，因此Si的添加量最少為0.10wt％；另一方面，當Si過度添加時，加工性及韌性便會降低，因此Si的添加量最好不要超過1.00wt％。為抑制材料的韌性降低，優選Si的添加量不超過0.5wt％。
(3)Mn0.20wt％至2.00wt％Mn是作為脫氧元素與確保可硬化性及硬度所必須的元素，故Mn的添加量最少為0.20wt％；另一方面，過量的Mn將導致熱加工性降低，故Mn的添加量優選不超過2.00wt％。
(4)P不超過0.020wt％P為不可避免地存在于熔融材料中的元素，P含量增加會造成晶粒間脆化，故P的添加量優選不超過0.020wt％，更優選不超過0.010wt％，如此可基本上避免降低韌性。
(5)S不超過0.015wt％S不可避免地存在于熔融材料中。因其可提高切削性，故同時添加S與Mn的方法被廣泛采用，然而當硫化物的形成量增加時，韌性即顯著降低，故S的添加量優選不超過0.015wt％，更優選不超過0.010wt％。
(6)Cu不超過1.00wt％當Cu添加大量時，即顯現出紅脆性，且其熱加工性便降低，因此，Cu的添加量優選不超過1.00wt％，更優選不超過0.50wt％。
(7)Ni不超過1.00wt％因為Ni有助于提高可硬化性并強化基體，故可利用Ni的添加；然而，添加過量將降低加工性，因此，Ni的添加量優選不超過1.00wt％，更優選不超過0.50wt％。
(8)Cr3.50wt％至5.00wt％Cr在硬化時溶解于基體中以確保可硬化性，為確保可硬化性所需的最少添加量為3.50wt％。為確保極佳可硬化性，Cr的添加量優選不低于4.00wt％；另一方面，添加過量Cr會導致Cr系碳化物殘留或降低在硬化溫度下的抗軟化性，故Cr的添加量優選不超過5.00wt％；當需要改善抗軟化性時，Cr的添加量優選不超過4.5wt％。
(9)Mo0.00wt％至3.00wt％Mo可形成碳化物，以強化基體并提高耐磨性以及確保可硬化性。為獲得具有優異強度、耐磨性及可硬化性的合金工具鋼，Mo的添加量優選不少于0.20wt％；然而，當其過量添加時，Mo在硬化時以碳化物型態殘留，此將導致韌性降低。因此，Mo的添加量優選不超過3.00wt％，更優選不超過2.00wt％。
(10)W0.00wt％至10.00wt％W可形成碳化物，以強化基體并提高耐磨性以及確保可硬化性。為獲得具有優異強度、耐磨性及可硬化性的合金工具鋼，W的添加量優選不少于1.00wt％；然而，當其過量添加時，W在硬化時以碳化物型態殘留，此將導致韌性降低。因此，W的添加量優選不超過10.00wt％，更優選不超過8.00wt％。
順便說明，雖然W可單獨添加，其也可與Mo同時添加，因W與Mo會產生類似效應。在這種情況下，優選決定W及Mo的添加量以使W當量(Weq)及Mo-W比(2Mo/Weq)落在后面將提及的預定范圍內。
(11)V1.00wt％至2.00wt％V是與C結合以形成穩定MC型碳化物的元素。V可通過在硬化時以碳化物型態分散于基體中而有效防止晶粒粗化，并通過在硬化時溶解于基體中且于回火時以微細回火碳化物型態沉積而提高回火硬度。為了在硬化時以碳化物形態留存于基體中，以避免晶粒粗化，V的添加量優選不低于1.00wt％；另一方面，為抑制因V作為粗碳化物的結晶化所致的韌性降低，V的添加量優選不超過2.00wt％。
(12)Co0.00wt％至8.00wt％Co溶解于基體中有助于提高強度；再者，因Co可避免碳化物粗化且有助于增加抗軟化性，故優選主動添加Co，雖然Co為非必須添加元素，但其可能由廢料混入而占不超過1.00wt％。因Co為昂貴添加元素，過量添加將耗費高成本；此外，過量添加Co將使強化基體與避免碳化物粗化的效應失效，故Co的添加量優選不超過8.00wt％，更優選不超過5.00wt％。
(13)Al不超過0.10wt％因Al是作為脫氧劑，其不可避免地存在于鋼材中。當過量添加Al時，Al即形成氧化物而變成夾雜物，因此鋼材的韌性大幅降低，故Al的添加量優選不超過0.10wt％。
(14)O不超過0.01wt％O為包含于熔融鋼材中的元素，且其不可避免地存在于鋼材中。當包含大量O時，其將與Al、Si、Mg等反應而產生氧化物的夾雜物，故O含量優選不超過0.01wt％。
(15)N不超過0.02wt％N在熔化期間溶解于熔融鋼材中，且不可避免地存在。當包含大量N時，將產生氮化物而使材料性質劣化，因此，N含量優選不超過0.02wt％。
之后將說明元素的平衡。
(A)Weq2.0至10.0Mo及W兩者均為形成M6C型碳化物的元素，因W的原子量約為Mo的2倍，故M6C型碳化物的形成量是根據原子量之比而由下列(1)式的Weq(W當量)表示Weq＝2Mo(wt％)+W(wt％)(1)當此值小時，代表在硬化時碳化物的溶解量不足，無法充份達到二次硬化，故Weq優選不小于2.00，更優選不小于4.00；另一方面，W和/或Mo的過量添加將增加碳化物的形成量，因此難以確保其韌性，故Weq優選不大于10.00，此時碳化物有明顯殘留，優選不大于8.00。
(B)2Mo/Weq不大于0.602Mo/Weq代表Mo-W比，若此值小即意謂W為主要添加元素。為盡量維持高抗軟化性，主要由W組成的碳化物比主要由Mo組成的碳化物更為有效，因此，為提高溫強度對室溫強度之比(之后將其簡稱為“強度比”)，2Mo/Weq優選不大于0.60，為獲取穩定的強度比，2Mo/Weq優選不大于0.50；另一方面，2Mo/Weq的下限為0，此代表僅有W添加于鋼材中。但為獲得高韌性以及穩定強度比，2Mo/Weq優選不小于0.1。
(C)ΔC-0.3至0.0ΔC為當所有代表性碳化物形成元素已變成碳化物時，基體中的C殘留量，由下列(2)式表示ΔC＝C(wt％)-(0.06×Cr(wt％)+0.063×Mo(wt％)+0.033×W(wt％)+0.2×V(wt％))(2)通常在高速工具鋼中，ΔC量是作為C溶解量的指標。當此值大時即意謂C的溶解量大，且鋼是制成具有高硬度但低韌性的類型；另一方面，當此值小時，鋼是制成具有低硬度但高韌性的類型。因為根據本發明的合金工具鋼包含主要由Cr、Mo、W、V組成的碳化物形成元素，其中Cr的添加量稍大，而ΔC量是作為硬度與韌性的指標以及用于計算適當C量的指標。
換言之，若ΔC量過小，則不易確保硬度，故ΔC量優選不小于-0.3；另一方面，若ΔC量過大，則韌性會大幅降低，故ΔC量優選不大于0.0。
按上面定義的每個添加元素的添加量而在一預定溫度下硬化以及在不低于500℃下回火，可獲得具有不小于53HRC的室溫硬度、不低于1800Mpa的室溫強度、及不低于450Mpa的700℃高溫強度的合金工具鋼；再者，當組成經最優化后，可獲得不低于1900Mpa的室溫強度、及不低于600Mpa的700℃高溫強度的合金工具鋼。
接著，除了上述每個元素外，根據本發明的合金工具鋼還可包含一種或多種下列元素。
(16)Nb不超過0.50wt％與V相同，Nb為可與C結合以形成穩定MC碳化物的元素，主要由Nb所組成的碳化物相對于主要由V組成的碳化物具有較高穩定性，且Nb在硬化時幾乎不溶于基體中，故其可依需要添加，因其有助于避免硬化時的晶粒粗化。然而，過量添加Nb將產生粗碳化物而降低韌性，如此，Nb的添加量優選不超過0.50wt％。
(17)Ti不超過0.10wt％Ti是與C及N結合且有助于提升高溫強度及細化晶粒的元素，其可依需要添加；然而，添加過量Ti會使大量氧化物及氮化物殘留于鋼材中，殘留的氧化物及氮化物會降低加工性。因此，Ti的添加量優選不超過0.10wt％。
(18)B不超過0.01wt％B可強化晶粒邊界并有助于提升沖擊值及確保熱韌性，且其可依需要添加。然而，當B添加過量時，B的濃度區域形成于顆粒邊界附近，且在不超過1200℃時會出現熔融相，如此將降低熱加工性，故B的添加量優選不超過0.01wt％。
在上述組成中，具有此組成的根據本發明的合金工具鋼，如果C、Si、Cr、Mo、W及Co的含量、Weq及2Mo/Weq在以下提供的范圍內時是優選的C0.50wt％至0.60wt％；Si0.10wt％至0.50wt％；Cr4.00wt％至4.50wt％；Mo0.20wt％至2.00wt％；W1.00wt％至8.00wt％；Co不超過5.00wt％；Weq4.0至8.0；以及2Mo/Weq0.10至0.50以在上述范圍內的個別添加元素的添加量，于預定條件下硬化并回火，可獲得具有在高溫(700℃)下強度對在室溫(25℃)下強度的比值(即強度比)不低于0.25的合金工具鋼。
再者，除了上述每個元素外，根據本發明的合金工具鋼還可包含一種或多種下列元素。
(19)Ta和/或Zr不超過0.10wt％
Ta及Zr兩者為極強氮化物形成與碳化物形成元素，此類型碳氮化物的作用為令晶粒細化。然而，當過度添加Ta和/或Zr時，大量碳氮化物形成，韌性會因此降低，故Ta和/或Zr之添加量優選其總量(Ta+Zr)不超過0.10wt％。
(20)Ca，Te和/或Se不超過0.10wt％Ca、Te及Se是與S和Mn一起使用，以作為MnS的形成控制。其不可避免地會與外界混合并形成穩定氧化物及硫化物，因此會使延展性變差。因此，Ca、Te和/或Se之添加量優選其總量(Ca+Te+Se)不超過0.10wt％。
(21)Pb和/或Bi不超過0.10wt％Pb與Bi兩者均為以夾雜物形式存在于鋼材中的低熔點金屬。當其在低溫熔融時，將降低鋼的熱加工性；因此，Pb和/或Bi的添加量優選其總量(Pb+Bi)不超過0.10wt％。
(22)Mg不超過0.01wt％Mg是強氧化物形成元素，其在鋼材中會與氧反應形成氧化物，因此，Mg會以氧化物夾雜物形式殘留而降低品質，故Mg的添加量優選不超過0.01wt％。
(23)REM不超過0.010wt％REM主要包含La、Ce及Pr。因REM具備強氮化物形成能力，若將其加入鋼材中，固氮反應在固化初期即會進行，延遲了包含Nb、V等的氮化物的形成；此外，在固化結構中的MC碳化物因而被細化，結構即變得均勻。然而，過量添加REM將導致大量氧化物形成，此令夾雜物產生，故REM的添加量優選不超過0.010wt％。
再者，就以根據本發明的合金工具鋼而言，在Ta和/或Zr、Ca，Te和/或Se、Pb和/或Bi、Mg、和/或REM的添加量在上述范圍內時，在包含于鋼材的元素之中，P、S、Cu及Ni的添加量在下列范圍較佳P不超過0.010wt％；S不超過0.010wt％；Cu不超過0.50wt％；以及
Ni不超過0.50wt％按照在上述范圍內的每個添加元素的添加量，在預定條件下硬化并回火，可獲得具有在高溫(700℃)下強度對在室溫(25℃)下強度的比值(即強度比)不低于0.30的合金工具鋼。
如上所述，在根據本發明的合金工具鋼中，將上述每個元素的組成經過最優化，以達不小于0.25或不小于0.30的強度比。
再者，通過將組成最優化，即可獲得具有700℃高溫強度不小于600MPa或不小于700MPa的合金工具鋼。
另外，通過將組成最優化，即可獲得具有室溫硬度不低于55HRC、室溫強度不小于1900MPa、且強度比不小于0.27的合金工具鋼。
又另外，通過更將組成最優化，即可獲得具有室溫硬度不低于55HRC、室溫強度不小于2000MPa、且強度比不小于0.29的合金工具鋼。
又另外，通過更將組成最優化，即可獲得具有室溫硬度不低于55HRC、室溫強度不小于2100MPa、且強度比不小于0.30的合金工具鋼。
又另外，通過更將組成最優化，即可獲得具有室溫硬度不低于55HRC、室溫強度不小于2200MPa、且強度比不小于0.31的合金工具鋼。
雖然根據本發明的合金工具鋼可于硬化及回火后即刻使用，但可對硬化及回火的合金工具鋼提供表面處理；表面處理的方法并無特殊限制，且可采用各種不同的方法，尤其碳化處理、氮化處理、碳化與氮化處理、CVD處理、PVD處理、TD處理等為表面處理方法的適合例子。
根據與應用至一般合金工具鋼相似的工藝，根據本發明的合金工具鋼在使用前受過熱處理，尤其具有一預定組成的材料經過熔化及鑄造，接著在一預定鍛造比下鍛造。至于鍛造比、硬化溫度、回火溫度等，可根據合金工具鋼的組成、應用目的、所需性質等來選擇最優條件。
其次將說明根據本發明的合金工具鋼的效果。在每個添加元素的組成是最優化時，Weq、2Mo/Weq、及ΔC也是最優化的，合金工具鋼可在維持高室溫強度時仍抑制高溫強度的降低。
Weq指示了在回火期間沉淀的碳化物的二次沉淀量；ΔC表示C的溶解量指標，因此，當Weq和/或ΔC增加時，二次沉淀量也有增加的趨勢。另一方面，W-Mo比(2Mo/Weq)的值影響將于回火期間沉淀的碳化物種類以及沉淀的條件，且其顯示當2Mo/Weq變大時，主要由Mo組成的碳化物會產生沉淀。
另外，因為高溫強度的降低是由于回火期間所沉淀的碳化物的內聚力及粗化所致，若排除內聚力及粗化，即可維持高溫強度；此外，碳化物的內聚力及粗化是由于Mo、W等的擴散所致，W的擴散速率較Mo的慢，當擴散速率較快的Mo被W取代后，即排除了碳化物的內聚力及粗化，也就可維持高溫強度。
特別地，通過將每個元素的添加量、Weq及ΔC值最優化并添加W，即可提高強度比，因此2Mo/Weq值為0.6或更小；此外，當2Mo/Weq不大于0.5時，即可獲得具更進一步穩定性的強度比。
〔實施例〕表1顯示在根據本發明的合金工具鋼(本發明鋼材1，2-1至2-3，以及3至16)中的元素；另外，表2顯示在傳統基體高速工具鋼(1至6)及傳統熱模具鋼(1，2，SKD61，SKD7，SKD4，SKD5，SKD8，DH42，2-4，及2-5)中的比較實施例。
表1


表2


表1所示的每一本發明鋼材及表2所示的基體高速工具鋼與熱模具鋼(之后稱為“對照鋼材”)是在一150kg真空感應電爐熔化及鑄造的，接著再經過均熱處理(1230℃×10hr或更久)；其次，所得的鑄錠在鍛造比為8S下鍛造；再者，在各鋼材的最優溫度下施行硬化及回火。
此外，如下所述執行硬化。所得材料維持在適中溫度(800℃至850℃)10分鐘，維持在一硬化溫度持續一預定時間，再用油冷卻；當硬化溫度低于1100℃時，在硬化溫度的維持時間為30分鐘，但當硬化溫度不低于1100℃時則維持5分鐘；通過重復維持一預定溫度1小時并以空氣冷卻的程序兩次來進行回火。
在每一種所得的本發明鋼材及對照鋼材上進行表征測試，該表征測試是針對硬度及室溫(25℃)下的抗拉強度、硬化及回火后在高溫(700℃)下的抗拉強度。此外，計算在室溫下的抗拉強度與高溫下的抗拉強度的強度比，表3顯示本發明鋼材的結果，表4顯示對照鋼材的結果。
表3

表4

在對照鋼材的熱膜鋼之中，SKD4、SKD5、SKD8中的每一種均顯示超過3.0的強度比；然而，其室溫硬度并未超過52HRC且室溫強度小于1900MPa。
另一方面，在對照鋼材的熱膜鋼之中，鋼2-4及2-5顯示超過55HRC的室溫硬度及超過2000MPa的室溫強度；再者，基體高速工具鋼具有高室溫硬度與高室溫強度，且其值超過鋼2-4及2-5。然而，這些對照鋼材中每一種均顯示0.231至0.263的強度比，且其高溫強度大幅降低。
反之，在每一本發明鋼材中，室溫硬度不低于53HRC；此外，室溫強度不小于1900MPa；再者，強度比不小于2.80，這些方面均穩定地獲得高值。表3顯示出根據本發明的合金工具鋼在室溫及高溫下均具有高強度，故其適合作為高溫使用的鋼模所用的材料。
圖1顯示關于表1與表2所示的每一種鋼材的室溫強度與700℃高溫強度間的關系。圖1指出根據本發明的合金工具鋼具有較對照鋼材更大的室溫強度(即不低于1900MPa)及強度比(即不小于0.27)。
圖2顯示關于本發明鋼材(鋼2-1至2-3)及對照鋼材(鋼2-4及2-5)的2Mo/Weq與強度比之間的關系。圖2指出當2Mo/Weq變小時，強度比即變大，認為這是由于碳化物的內聚力及粗化因W的比例增加而受抑制所致。
根據本發明的合金工具鋼可作為各種不同工具包含熱/溫塑性加工模所用的材料。
已出于舉例和說明的目的介紹了本發明優選實施例的上述說明。但并非意圖將本發明限制于此處所披露的具體形式，本發明可依照上述教導或由本發明的實施中作修正或變化。此處所選擇及說明的實施例為說明本發明的原理，且其實施應用為本領域技術人員可在各種不同實施例中使用本發明，并可進行根據其所考慮的具體用途的各種不同修正；本發明的范圍由此處所附的權利要求及其等同物所限定。
權利要求
1.一種合金工具鋼，包含0.45wt％至0.65wt％的C；0.10wt％至1.00wt％的Si；0.20wt％至2.00wt％的Mn；不超過0.020wt％的P；不超過0.015wt％的S；不超過1.00wt％的Cu；不超過1.00wt％的Ni；3.50wt％至5.00wt％的Cr；0.00wt％至3.00wt％的Mo；0.00wt％至10.00wt％的W；1.00wt％至2.00wt％的V；0.00wt％至8.00wt％的Co；不超過0.10wt％的Al；不超過0.01wt％的O；不超過0.02wt％的N；以及余量基本上由Fe和不可避免的雜質組成，其中Weq為2.0至10.0，2Mo/Weq不大于0.60，且ΔC為-0.3至0.0，其中Weq＝2Mo(wt％)+W(wt％)，且ΔC＝C(wt％)-(0.06×Cr(wt％)+0.063×Mo(wt％)+0.033×W(wt％)+0.2×V(wt％))。
2.根據權利要求1的合金工具鋼，還包含選自下列元素中的至少一種元素不超過0.50wt％的Nb；不超過0.10wt％的Ti；以及不超過0.01wt％的B。
3.根據權利要求2的合金工具鋼，其中該合金工具鋼包含0.50wt％至0.60wt％的C；0.10wt％至0.50wt％的Si；4.00wt％至4.50wt％的Cr；0.20wt％至2.00wt％的Mo；1.00wt％至8.00wt％的W；以及0.00wt％至5.00wt％的Co；Weq為4.0至8.0，2Mo/Weq為0.10至0.50，且高溫強度對室溫強度之比不小于0.25。
4.根據權利要求3的合金工具鋼，其中該合金工具鋼包含不超過0.010wt％的P；不超過0.010wt％的S；不超過0.50wt％的Cu；以及不超過0.50wt％的Ni；該合金工具鋼還包含選自下列元素中的至少一種元素不超過0.10wt％的(Ta+Zr)；不超過0.10wt％的(Ca+Te+Se)；不超過0.10wt％的(Pb+Bi)；不超過0.01wt％的Mg；以及不超過0.010wt％的REM，且高溫強度對室溫強度的比不小于0.30。
5.根據權利要求4的合金工具鋼，其中室溫硬度不小于55HRC，室溫強度不低于1900MPa，且高溫強度對室溫強度之比不小于0.27。
6.根據權利要求3的合金工具鋼，其中室溫硬度不小于55HRC，室溫強度不低于1900MPa，且高溫強度對室溫強度之比不小于0.27。
7.根據權利要求2的合金工具鋼，其中該合金工具鋼包含不超過0.010wt％的P；不超過0.010wt％的S；不超過0.50wt％的Cu；以及不超過0.50wt％的Ni；該合金工具鋼還包含選自下列元素中的至少一種元素不超過0.10wt％的(Ta+Zr)；不超過0.10wt％的(Ca+Te+Se)；不超過0.10wt％的(Pb+Bi)；不超過0.01wt％的Mg；以及不超過0.010wt％的REM，且高溫強度對室溫強度之比不小于0.30。
8.根據權利要求7的合金工具鋼，其中室溫硬度不小于55HRC，室溫強度不低于1900MPa，且高溫強度對室溫強度之比不小于0.27。
9.根據權利要求2的合金工具鋼，其中室溫硬度不小于55HRC，室溫強度不低于1900MPa，且高溫強度對室溫強度之比不小于0.27。
10.根據權利要求1的合金工具鋼，其中該合金工具鋼包含0.50wt％至0.60wt％的C；0.10wt％至0.50wt％的Si；4.00wt％至4.50wt％的Cr；0.20wt％至2.00wt％的Mo；1.00wt％至8.00wt％的W；以及0.00wt％至5.00wt％的Co；Weq為4.0至8.0，2Mo/Weq為0.10至0.50，且高溫強度對室溫強度之比不小于0.25。
11.根據權利要求10的合金工具鋼，其中該合金工具鋼包含不超過0.010wt％的P；不超過0.010wt％的S；不超過0.50wt％的Cu；以及不超過0.50wt％的Ni；該合金工具鋼還包含選自下列元素中的至少一種元素不超過0.10wt％的(Ta+Zr)；不超過0.10wt％的(Ca+Te+Se)；不超過0.10wt％的(Pb+Bi)；不超過0.01wt％的Mg；以及不超過0.010wt％的REM，且高溫強度對室溫強度之比不小于0.30。
12.根據權利要求11的合金工具鋼，其中室溫硬度不小于55HRC，室溫強度不低于1900MPa，且高溫強度對室溫強度之比不小于0.27。
13.如申請專利范圍第10項之合金工具鋼，其中室溫硬度不小于55HRC，室溫強度不低于1900MPa，且高溫強度對室溫強度之比不小于0.27。
14.根據權利要求1的合金工具鋼，其中該合金工具鋼包含不超過0.010wt％的P；不超過0.010wt％的S；不超過0.50wt％的Cu；以及不超過0.50wt％的Ni；該合金工具鋼還包含選自下列元素中的至少一種元素不超過0.10wt％的(Ta+Zr)；不超過0.10wt％的(Ca+Te+Se)；不超過0.10wt％的(Pb+Bi)；不超過0.01wt％的Mg；以及不超過0.010wt％的REM，且高溫強度對室溫強度之比不小于0.30。
15.根據權利要求14的合金工具鋼，其中室溫硬度不小于55HRC，室溫強度不低于1900MPa，且高溫強度對室溫強度之比不小于0.27。
16.根據權利要求1的合金工具鋼，其中室溫硬度不小于55HRC，室溫強度不低于1900MPa，且高溫強度對室溫強度之比不小于0.27。
全文摘要
一種合金工具鋼，其可在操作溫度約為700℃時具有高溫強度，同時維持和傳統基體高速工具鋼一樣高的室溫強度。該合金工具鋼包含0.45wt％至0.65wt％的C、0.10wt％至1.00wt％的Si、0.20wt％至2.00wt％的Mn、不超過0.020wt％的P、不超過0.015wt％的S、不超過1.00wt％的Cu、不超過1.00wt％的Ni、3.50wt％至5.00wt％的Cr、0.00wt％至3.00wt％的Mo、0.00wt％至10.00wt％的W、1.00wt％至2.00wt％的V、0.00wt％至8.00wt％的Co、不超過0.10wt％的Al、不超過0.01wt％的O、不超過0.02wt％的N，以及余量基本上由Fe和不可避免的雜質組成，其中Weq為2.0至10.0，2Mo/Weq不大于0.60，且ΔC為－0.3至0.0。
文檔編號C22C38/44GK1648276SQ20051000579
公開日2005年8月3日 申請日期2005年1月25日 優先權日2004年1月26日
發明者尾崎公造 申請人:大同特殊鋼株式會社