专利名称：：冷加工用钢的制作方法
技术领域：
：本发明涉及冷加工用钢，即涉及用于在加工材料的冷条件下加工的钢。所述钢的用途的典型实例为用于切削和沖孔、螺紋切削如螺紋板牙和螺紋丝锥(threadtaps)、冷挤压、粉末压制、深拉、冷锻的工具。本发明还涉及加工金属加工材料的方法或通过含所述钢的工具压制粉末的方法，以及制造该钢的方法。
背景技术：
：对于高质量冷加工用钢有许多要求，例如对于使用有足够的硬度，和良好的耐磨性和高韧性/延性。对于最佳工具性能这些特性都满足是重要的。VANADIS4为粉末冶金制造的冷加工用钢，该钢由本申请人制造和市售，且具有高性能工具所需的耐磨性和韧性/延性的组合，这种性能的组合被认为是优异的。所述钢的标称组成为，按重量％计1.5C、1.0Si、0.4Mn、8.0Cr、1.5Mo、4.0V、余量的铁和不可避免的杂质。所述钢特别适合于其中粘着磨损/研磨磨损(abrasivewear)或损伤(chipping)为主要问题的应用，即用于软/粘性加工材料如奥氏体不锈钢、简单碳钢、铝、铜等，以及用于厚加工材料。可使用所述钢的冷加工工具的典型实例在上述介绍中进行了说明。通常，可以说瑞典专利457,356号的主题VANADIS4的特征为良好的耐磨性、高抗压强度、良好的淬透性、优异的韧性、与热处理相关的优异的尺寸稳定性和良好的耐回火性；所有性能对于高性能的冷加工用钢是重要的。申请人制造和出售了另一种粉末冶金制造的冷加工用钢VANADIS6，其特征为优异的耐磨性和相对良好的韧性，其中所述钢适用于其中研磨磨损为主要特征且其中制造过程长(manufacturingtakesplaceinlongseriesofmanufature)的应用。所述钢的标称组成为，按重量％计2.1C、1.0Si、0.4Mn、6.8Cr、1.5Mo、5.4V、余量的铁和不可避免的杂质。其耐损伤性、可加工性(machinability)和可磨性不如VANADIS4那样良好。上述VANADIS4的后续产品以VANADIS4Extra的名称市售，且其特征为韧性比VANADIS4更好，与这种材料相比它的其它性能特征被保持或改进且具有大体上相同的应用领域。该钢具有巨大的商业成功，其具有以下化学组成，按重量％计1.38%C、0.4%Si、0.4%Mn、4.7%Cr、3.5%Mo、3.7%V。已知几种商品钢在US专利4,249,945号说明的宽组成范围内。具有化学纟且成为2.45C、0.50Mn、0.90Si、5.25Cr、9.75V、1.30Mo禾口0.07S的4冈市场上可以买到，包含1.80C、0.50Mn、0.90Si、5.25Cr、1.30Mo和9.00V的钢同样包含在内。所述钢为粉末冶金制造的和出售的以用于需要良好耐磨性和足够韧性的应用。由于优异的性能，上述VANADIS钢在高性能冷加工用钢中获得了领先的市场地位。上述竟争性钢也在同样的市场取得了成功。特别是VANADIS4Extra被证明为具有优异的性能。因此，本申请人有志于提供另一种高性能冷加工用钢，其性能显著好于上述钢。根据本发明一个方面，所述钢应具有普遍提高的应用特性，尤其是相对于VANADIS6。根据另一个方面，需要提供具有良好的耐磨性的钢，有利地是与VANADIS6和VANADIS10相同水平，但相对这些钢具有显著提高的韧性/延性。根据另一方面，所述钢的特征为良好的可加工性和改进的耐磨性。根据本发明另一方面，另一目的是能提供具有高硬度，优选与良好的淬透性相结合的钢。所述钢的应用领域基本上与VANADIS4相同。
发明内容本发明一个目的是提供满足上述对高性能冷加工用钢的高要求中至少一些的钢。其通过具有以下化学组成的冷加工用钢获得，>接重量％计1.3-2.4(C+N)，其中至少0.5C,0.1-1.5Si、0.1-1.5Mn、4.0-5.5Cr、1.5-3.6(Mo+W/2),但最大0.5W,4.8-6.3(V+Nb/2)，但最大2Nb，和最大0.3S，一方面(C+N)的含量和另一方面(V+Nb/2)的含量彼此平衡，以使这些元素的含量在由图11的坐标系中坐标A、B、C、D、A所限定的区域内，其中这些点的[(C+N)，(V+Nb/2)]坐标为A:[1.38,4.8],B:[1.78,4.8],C:[2.32,6.3]，D:[1.92，6.3]，余量基本上仅有铁和正常含量的杂质。本发明另一目的是提供通过包含根据本发明的钢的工具在冷条件下对金属加工材料进行切削、剪切、沖孔和/或成形加工的方法，提供通过包含根据本发明的钢的工具压制金属粉末的方法，和制造本发明钢的方法。根据本发明的钢为粉末冶金制造的，这是所述钢成为高度无氧化物杂质的先决条件。优选，所述粉末冶金制造包括通过将氮气作为雾化气体对钢熔体进行气体雾化，从而所述钢合金将获得最小含量的氮。如果需要，所述钢粉末可以以固相渗氮(nitrided)以进一步增加钢中的氮含量。之后，通过热等静压进行固结。所述钢可以这种条件使用或锻造/轧制成最终尺寸之后使用。除非另有说明，本说明书中关于钢的化学组成总是重量百分比，而关于钢的结构组分是体积百分比。关于名称MX-碳化物、M7X3-碳化物或仅为碳化物，总是意指碳化物以及氮化物和/或碳氮化物，除非另有说明。关于M6C-碳化物总是仅指碳化物。和热处理是真实的。碳，以及视需要还有一些氮，应在钢中存在一定的量，以使在钢的硬化和回火条件下(典型地是从奥氏体化温度TA为105CTC),足够与钒和视需要的铌一起形成8-13重量％的MX-碳化物，其中M主要为钒且X为碳和氮，优选主要为碳，其中碳化物至少90体积％具有的等效直径最大为2.5|im，优选最大为2.0lam。这种MX-碳化物以本身为本领域技术人员已知的方式有助于给予钢以所需的耐磨性，且其还具有某种作用以产生较细的颗粒(grain)，且还产生一定量的二次硬化。通过合适的热处理，即选择奥氏体化温度和回火温度，钢中MX-碳化物的含量可在上述范围内改变，以获得适用于本目的的显微组织，其将在实验说明和中更详细的描述。除了这些MX-碳化物，所述钢应基本不含其它初生沉淀的(primaryprecipitated)碳化物如M7Xr和M6C-碳化物(carbider)。优选，所述钢相比于由于从环境和/或添加的原料的吸收所不可避免和自然包含的氮，不再包含更多的氮，即最大约0.12%，优选最大约0.10%。然而，在一个可能的实施方案中，所述钢可包含更多的、故意添加量的氮，其可通过制造钢中所用的钢粉末的固相渗氮提供。这种情况下，(C+N)的主要部分可为氮，这意味着这种情况下所述M主要为钒碳氮化物，其中氮为与钒一起的主要成分，或者甚至为纯的氮化钒，而碳在钢的硬化和回火条件下基本上仅以溶解于钢基质中的形式存在。钒在钢中的含量应为至少4.8%,但最大6.3%,以使在使用钢的硬化和回火条件下，与碳和存在的任何氮一起形成上述总含量为8-13体积％的MX-碳化物。钒原则上可被铌替代，但与钒相比需要两倍量的铌，这是缺点。铌还导致更尖角形状的MX-碳化物，且它们变得比纯的碳化钒更大，从而可产生裂口(fractures)或损伤(chippings)，从而降低材料的韧性，这是缺点。因此，铌含量必须不高于2%,优选最大1%和适合地最大0.1%。最优选所述钢不包含任何故意添加的铌和不允许含有高于杂质含量的铌，该杂质是以源自制造钢的过程中包含的原料的残余元素的形式。根据本发明一个方面，一方面钢中(C+N)的含量和另一方面(V+Nb/2)的含量应彼此平衡，以使这些元素的含量在由图11的坐标系中坐标A、B、C、D、A所限定的区域内，其中这些点的[(C+N)，(V+Nb/2)]坐标为A:[1.38,4.8],B:[1.78,4.8]，C:[2.32,6.3],D:[1.92,6.3]。在这些范围内，可以提供具有非常有利的特性的钢。通过适合的热处理可获得硬度、耐磨性、延性和可加工性的合适的组合。在该最宽的组成范围内，通常正确的是，钢中(C+N)和(V+Nb/2)的总量越高硬度和耐磨性将增加，而这些元素的总量越低对延性越有利。根据一个更优选的实施方案，这些元素的含量应在由图11的坐标系中坐标E、F、G、H、E所限定的区域内，其中这些点的[(C+N)，(V+Nb/2)]坐标为E:[1.48,4.8]，F:[1.68,4.8]，G:[2.22,6.3]，H:[2.02,6.3]。根据一个更优选的实施方案，一方面(C+N)的含量和另一方面(V+Nb/2)的含量应彼此平衡，以使这些元素的含量在由图11的坐标系中坐标K、L、M、N、K所限定的区域内，其中这些点的[(C+N),(V+Nb/2)]坐标为K:[1.62，5.2],L:[1.82,5.2]，M:[2.05,5.8]，N:[1.85,5.8]。根据本发明另一方面，一方面(C+N)的含量和另一方面(V+Nb/2)的含量应彼此平衡，以使这些元素的含量满足条件0.32<(C+N)/(V+Nb/2)<0.35。才艮据本发明另一方面，一方面(C+N)的含量和另一方面(V+Nb/2)的含量应4皮此平1軒，以卩吏这些元素的含量在由图11的坐标系中坐标A'、B'、C'、D'、A'所限定的区域内，其中这些点的[(C+N)，(V+Nb/2)]坐标为A':[1.52,5，2]，B':[1.93,5.2]，C':[2.18,5.9],D':[1.77,5.9]。在钢硬化和回火条件下，在980-1050。C的奥氏体化温度Ta下，碳通过以0.4-0.6重量％的含量存在于钢基质的固溶体中，也有助于其硬度。硅以制造钢中的残余元素而存在，其含量至少0.1%,通常至少0.2%。硅增加钢中的碳活性从而有助于给予钢以足够的硬度。太高的含量会由于固溶硬化导致脆性问题，因此硅在钢中的最大含量为1.5%，优选最大1.2%,适合地最大0.9%。对钢有利的Si含量为0.2-0.5Si。所述钢具有标称含量为0.4%Si。加入钢中的锰含量至少为0.1%,以便通过形成硫化锰以结合可存在于钢中的疏。锰以及元素铬和钼还有助于给予所述钢以足够的淬透性，这意味着可允许的锰含量为0.1%而不对钢性能产生任何不利作用。高含量的锰可引起残余奥氏体的不合需要的稳定性，这将导致减弱的硬度。残余奥氏体还将使钢尺寸稳定性不够，这是一个主要地缺点。因此，锰含量不应超过1.2%Mn，对于钢有利的锰含量范围为0.1-0.9%Mn。所述钢具有标称含量为0.4%Mn。如上所述，铬有助于钢的淬透性，因此其存在量应至少为4.0%，优选至少4.5%。铬还是碳化物成形元素，在许多钢中其通过形成M7X3-碳化物而有助于钢的耐磨性。这种碳化物可通过在硬化时选择合适的奥氏体化温度而以各种程度溶解，然后已经以这种方式溶解于奥氏体的铬和碳可以不同程度沉淀，以形成非常小的次生沉淀的(secondaryprecipitated)碳化物，该碳化物将有效地有助于给予所述钢以所需的硬度，其与回火有关。根据本发明的钢还应具有非常好的耐磨性且其应能够硬化至相对高的硬度。目前已显示，这可以同时获得，因为所述钢具有出人意料的良好延性，其优于市场上类似用途而出售的一些申请人自己的钢。通过限制铬含量，可以避免或至少使M7Xr碳化物的形成最小化，有利于形成初生沉淀的MX-碳化物。为获得这种有利的碳化物组成，因此铬含量应限制为最大5.5%，且更优选最大5.1%。对于该钢有利的铬含量为4.8%。添加至钢中的铬的主要部分将溶解在钢中以有助于钢的淬透性。根据本发明的概念，钢应具有必要的淬透性，使得一直硬化以改变尺寸(inorderforvaryingdimensionstobehardenedallthewaythrough),且^口果^t冈要用于不津青确的尺寸(coarsedimensions)时，淬透性是个特别重要的方面。因此，钼在钢中的含量应为至少1.5%。没有生成不需要的M6C-碳化物沉淀的风险，钼的含量可允许高达3.6%Mo。优选，所述钢包含1.5至2.6%Mo,更优选1.6至2.0%Mo。钼可以一定程度地被鴒替代，但与钼相比需要双倍量的鴒，这是一个缺陷。它也使碎屑(scarp)处理更加困难。因此，鴒含量应不大于最大0.5%,优选最大0.3%,合适的最大0.1%。最优选所述钢不含任何故意添加的鴒，且在最优选的实施方案中不允许含有高于杂质含量的钨，该杂质是以源自制造钢的过程中包含的原料的残余元素的形式。硫在钢中主要以杂质存在，其含量最大为0.03%。然而根据本发明可能的是，为了提高钢的可加工性，钢包含故意添加的硫，其含量高达最大0.3%，优选最大0.15%。根据本发明钢的标称组成为1.77%C、0.4%Si、0.4%Mn、4.8%Cr、2.5%Mo和5.5。/。V、余量基本为铁。以下组成为本发明范围内的所述钢的可能方案(variant)的实施例1.9%C、0.4%Si、0.4%Mn、4.8%Cr、3.5%Mo、5.8%V、余量基本为铁。以下组成为所述钢的可能方案的另一实施例1.67%C、0.4%Si、0.4%Mn、4.8%Cr、2.3%Mo、5.2%V、余量基本为铁。以下组成为所述钢的可能方案的另一实施例1.80%C、0.4%Si、0.4%Mn、4.8%Cr、1.8%Mo、5.8%V、余量基本为铁。上述方案已被最优化以获得稍有不同的特性，以使具有碳化物成形物钼和钒的含量增加的钢在延性稍有降低的情况下将得到更好的耐磨性。具有降低含量的这两种元素的钢将在耐磨性稍有降低的情况下得到更好的延性。在制造钢的过程中，首先制造钢熔体，其含有预定量的碳、硅、锰、铬、钼、可能的钨、钒、可能的铌、超过杂质含量的可能的硫、不可避免含量的氮、余量的铁和杂质。由该熔体通过氮气雾化制造粉末。气体雾化中形成的小滴急速冷却，以使在小滴固化形成粉末颗粒前，在快速固化小滴的过程中形成的碳化钒和/或混合的钒和铌的碳化物没有时间生长而变得非常薄-厚度不大于零点几微米_并得到由在树枝状骨架中残余熔体区域中沉淀的碳化物产生的显著不规则的形状。在钢含有的氮含量超过不可避免杂质含量的情况下，这可以通过粉末渗氮而获得，例如SE462,837所描述的。筛分之后(待渗氮的粉末在渗氮之前合适的进行)，将粉末装进套管，然后将其排空并密封，并在高温和高压，950-1200。C和90-150MPa，通常为约1150。C和100MPa下进行热等静压处理，HIP:ing(其本身是已知的)，以使粉末固结以形成完全致密体。通过HIP:ing，该碳化物将会获得比其粉末更规则的形状。主要体积部分的尺寸最大约1.5nm并具有圓形。偶见的颗粒仍然是《^立伸的并更长，最大约2.5pm。这种转化很有可能是由于粉末中非常薄的颗粒破碎并聚结。所述钢可用于HIP:ed条件。通常，所述钢在HIP:ing后通过锻造和/或热轧。该每更造和/或热轧在起始温度为1050至1150°C,优选约110(TC进行。由此，发生附加的聚结和尤其是碳化物的球化作用。锻造和/或热轧后，至少90体积％的碳化物的尺寸最大为2.5|im,优选最大2.0|um。为了能够通过切削工具加工钢，必须首先进行软退火。其在温度低于950°C，优选约900。C进行。当所述工具通过切削而具有其最终形状时，其被硬化和回火。在奥氏体化过程中，该MX-碳化物在一定程度上溶解以便在退火中二次沉淀。除了这些MX-碳化物，所述钢不应包含任何其它碳化物。相比于使钢具有相当的耐磨性的常规硬化而言，所述硬化可以在明显低得多的奥氏体化温度下进行，通常在980至115(TC，优选低于IIO(TC下进行，以避免不合需要的MX-碳化物的大范围溶解。合适的奥氏体化温度为1000-1050。C。这对工具制造者是一个重大优点，因为这样就可以将所述钢与市售的其它工具钢的主要部分一起热处理。在所述钢的硬化条件下，TA为980-1050°C,所述基质基本上由马氏体组成，仅在固溶体中包含0.4-0.6%碳。随后的回火可在温度200至600。C进行，优选在温度500至56(TC进行。最终结果为该显微组织，其是本发明典型的且由回火马氏体组成，且在回火马氏体中有8-13体积％的MX-碳化物，其中M基本为钒且X为碳和氮，优选主要为碳，其中至少90体积％的碳化物的等效直径最大为2.5优选最大2.0iLim。所述碳化物主要为圆形或滚圓的形状，但可偶存较长的碳化物。在该说明书中，所述等效直径Dekv定义为Dek产A/tc,其中A为在研究部分的碳化物颗粒的面积。通常，至少96体积％的MX-碳化物、-氮化物和/或碳氮化物具有的Dekv<3.0pm。通常，所述碳化物还球化成以下程度，其在观察的部分没有碳化物的实际长度大于3.0pm。硬化和回火后，所述钢具有的硬度为58-66HRC。本发明的其它特征和方面可从权利要求和以下所进行的实验说明中清楚的得到。附图简述在以下实验说明中将参考附图，其中图l表示硬化和回火后根据本发明钢的显微组织，图2表示硬化和回火后商业可比较的材料的显微组织，图3表示硬化和回火后另一商业可比较的材料的显微组织，图4为表示根据本发明的钢的硬度作为奥氏体化温度的函数的示图，图5为表示在不同奥氏体化温度下根据本发明的钢的硬度和其作为回火温度的函数的示图，图6为表示高温回火的根据本发明的钢和一些对比材料的延性的示图，图7为表示根据本发明的钢和一些对比材料的可加工性的示图，图8仍然为表示根据本发明的钢和一些对比材料的可加工性的示图，图9表示根据本发明的钢和一些对比材料的无缺口沖击能量和耐磨性，图IO表示根据本发明的钢和一些对比材料在磨损实验中的磨损速率，图11表示碳和任何存在的氮的含量与钒和任何存在的铌的含量之间的关系，图12表示切削试验后在上刀和下刀的刀刃磨损(edgewear)的示图，图13a、图13b表示切削试验后上刀的侧面，图14a、图14b表示切削试验后上刀的正面(frontface)，和图15a、图15b表示切削试验后下刀的正面实验说明检测的钢的化学组成示于表1。在该表中，对于一些钢所示的硫为杂质。其它杂质没有说明，但不超过正常杂质含量。余量为铁。在表l中，钢7具有本发明化学组成。钢l-5是参比材料。表1-检测的钢的化学组成，按重量％计<table>tableseeoriginaldocumentpage12</column></row><table>钢l-5是商业钢，其中除了l号钢都为本申请人的钢。这些钢材料样品根据化学组成定制(ordered)和分析。所有这些钢是粉末冶金制造的并在软退火条件下定制。根据常规熔体冶金技术由7号钢制造6吨的熔体。通过熔体喷射(meltjet)的氮气雾化由该熔体制造金属粉末。所形成的小滴急速冷却。从具有表1中化学组成的7号钢粉末制造每种2吨的坯件。将钢粉末填进金属薄板的套管，然后将其密封，排空，加热至约1150。C并之后在约1150。C和lOOMPa压力进行热等静压(HIP)处理。最初获得的粉末的碳化物结构在HIP:ing中在碳化物聚结的同时被破坏。在钢的HIP:ed条件下，所述碳化物获得了更规则的形状，达到球化的形状。它们仍然非常小。主要部分，大于90体积％,具有的等效直径最大2.5jam,优选最大约2.0]um。之后，将坯件在温度1100。C锻造成尺寸为100mm的圓钢。7号钢在900。C软退火并检测其显微组织和进行硬度测试。材料中存在的碳化物的量非常少，其等效直径最大约2.0nm，且为基本上球化的MX-碳化物。软退火之后，从7号钢获得测试样品以继续检测。同样类型的测试样品从进行过软退火的参比材料1-5获得。有关各种钢硬化和回火的热处理示于表2。对所述钢中的三种检测了硬化和回火条件下的显微组织，更具体地分别为根据本发明的7号钢，示于图1，和参比4号和1号钢，示于图2和图3。根据本发明的钢，图1，在基质中包含11.7体积％的MX-碳化物，该基质由回火马氏体组成。除了MX-碳化物没有其他碳化物能够检测到。在硬化和回火条件下具有等效直径大于3.0pm的偶见的碳化物可在本发明的钢中存在。图2，4号参比钢在硬化和回火条件下总共包含约14.4体积％的碳化物，其中约9.2体积％为MC-碳化物和约5.2体积％为M7Cr碳化物。从图中可以清楚地是，所述M7C3-碳化物比较大，通常大于MC-碳化物，这主要对于延性有不利影响。图3,1号参比钢在硬化和回火条件下包含约15.7体积％的MC-碳化物。没有检测到其它碳化物。高含量的碳化物导致钢具有相对好的耐磨性但较低的延性。如表2所确定的热处理后的硬度也示于表2。高温回火后，根据本发明的7号钢获得了与高合金5号参比材料相当的硬度，且该硬度比检测的参比材料2-4号高大约1HRC单位。还检测了上述材料的冲击强度且结果示于图6。测定了在LC2和CR2两个方向上的冲击能量(J),且主要相比于4号参比材料，本发明7号钢测得了显著的提高，该参比4号材料是用于进一步研究的材料。本发明7号钢的最好的值为在横向(CR2)上的37J，其是在高温回火后测得的。这相当于与4号参比材料相比有约60%的改进。即使考虑到硬度，清楚的是本发明的7号钢具有高硬度和非常好的延性的独特组合，这与具有相当硬度的5号参比材料最相近，其示于图9。将样品棒切削并研磨，尺寸为7x10mm和长度为55mm的无在夹口才羊品寺奉才艮才居表2硬化至一定硬度。根据本发明的7号钢的硬度也在各种奥氏体化溫度和回火温度后检测。结果示于图4和5。已经在相对低的奥氏体化温度103(TC下，7号钢显示出最大的硬度，从热处理观点看这是非常有利的，因为市场上的大多数工具钢在大约该温度下进行热处理。大部分的参比钢必须加热至约1060-1070。C以获得最大硬度。对于参比钢l,直到温度1100-115(TC才得到最大硬度。从图5可以清楚地是，通过在500至550。C回火得到了显著的二次硬化。该钢也提供在约200-250。C的低温下回火的可能性。从该图还能清楚的获知可通过高温回火清除残余奥氏体。还将根据本发明的钢的耐磨性与许多参比材料进行了比较，其结果示于图10。在磨损测试中，使用具有尺寸为0为15mm和长度为20mm的样品棒。该检测以销盘试验(pin-on-disctest)进行，以Si02作为研磨磨损剂。在磨损测试之前，2-5号参比钢和本发明的7号钢高温回火至硬度为62.5HRC。1号参比钢具有稍高的硬度，62.7HRC,其通过从1120°C/30min硬化和以540°C/3x2h回火而获得。磨损速率(mg/min)同样示于表2。显示7号钢具有与4号参比钢大约相同的良好耐磨性，且其优于2和3号参比钢。5号参比钢与7号钢相比具有稍好的耐磨性。1号参比钢在所有钢中具有最好的耐磨性。在两个不同试验中，根据本发明的7号钢的可加工性与2-5号参比钢比较，且结果示于表2以及图7和图8。图7显示当通过用超硬金属切缘车削软退火的试验样品以检测可加工性时的结果，图8表示用未涂覆的钻头(uncoateddrills)对材料的钻孔测试。这些测试的结果显示本发明的7号钢具有非常好的可加工性，即V30和V1000值高，实际上为参比材料4的两倍。在应用测试中，通过切削试验对耐刀刃磨损性(theresistancetoedgewear)进行了检测。切刀由4号钢和7号钢制造。将刀硬化和回火，使硬度分别为60.5HRC和60.0HRC。切削测试在具有最大切削负载能力为15吨和切削速度为200次切削/分的ESSA偏心压机中进行。切削在高强度钢带上进行，该钢的等级为Docol1400M，宽50mm，厚1mm。切削间隙(cuttingclearance)为0.05mm。上刀和下刀的刀刃磨损都进行了测试且结果示于图12。在图12中，表示在100000次切削后和试验完成后的刀刃磨损。对于由5号钢制造的刀，该测试在150000次切削后必须停止，因为刀刃的损伤。由7号钢制造的刀当在测试完成时315000次切削后没有显示有损伤的倾向。明显的是7号钢显示比5号钢更好的刀刃耐磨损性。在图13a和13b中，显示了在完成测试后由5号钢制造的上刀在150000次切削后和由7号钢制造的上刀在315000次切削后的侧面，即与切削方向平行的切削工具的面。从图中可以看出，与7号钢多于两倍的切削之后相比，在150000次切削后5号钢显示出明显的更加研磨磨损。图14a、14b表示分别在150000次切削和315000次切削后5号钢和7号钢制造的上刀的正面，而图15a、15b显示5号钢和7号钢的下刀的正面，即与钢板的切削方向垂直的切削工具的面。可以看出由5号钢制造的上刀和下刀两者显示出刀刃的损伤，而7号钢制造的没有显示有损伤的倾向。该应用测试表明本发明的钢与5号参比钢相比具有更好的韧性和更好的耐磨性。尤其是其耐损伤性是有利的。根据本发明的概念，钢应具有良好的淬透性。根据本发明的钢，已经证实了使淬透性在宽范围的钢组成中改变的可能性。这可以通过在给定的范围内改变钼含量而进行，以使与具有钼含量是或接近所述范围上限的本发明的钢相比，具有钼含量是或接近所述范围下限的本发明的钢将获得相对较低的淬透性，但在钼含量的整个范围内获得的淬透性超过1号和4号参比材料的淬透性。基于相对等级1-10，其中1=最差的淬透性和10=最好的淬透性，根据本发明的7号钢评定为10。具有含量2.3%的钼的一种本发明钢的变体评定为4。这些评定和对一些参比材料的评定示于表2。<table>tableseeoriginaldocumentpage16</column></row><table>通过已知的理论计算，即ThermoCalc,对本发明钢的一种变体(指的是6号钢)计算基质的固溶体中平衡的碳化物含量和钼含量，并与4号钢和7号钢比较。6号钢的组成为含1.8%C、0.4%Si、0.4%Mn、4.8%Cr、1.8%Mo和5.8。/。V,其被设计为能进一步减少合金元素的成本。该结果示于下表3。表3<table>tableseeoriginaldocumentpage17</column></row><table>与7号钢相比，6号钢在基质的固溶体中具有较低含量的钼，其导致较低的淬透性。然而，其淬透性约是4号钢所具有的(thehardenabilityisinorderofsteelNo.4),其足以硬化和回火具有0250mm的圓钢或尺寸高达400x200mm的方钢，其覆盖了预期应用领域的工具尺寸。因为基质中较低含量的MC-碳化物，6号钢将具有比7号钢更高的延性，表示较低的耐研磨磨损性。与4号钢相比，本发明6号和7号钢两者具有更高的延性和更好的耐研磨磨损性。因此可以说，通过本发明的钢，获得了具有高硬度和非常好的耐磨性的材料，其使所述钢适用于切削和沖孔、螺紋切削，如螺紋板牙和螺紋丝锥，冷挤压、粉末压制、深拉用的冷加工工具，以及用于机械刀。因为所述钢还显示出人意料的良好的延性、相对好的可加工性，且在所述钢最优选的实施方案中还显示非常好的淬透性，所述钢易于硬化(allowingthesteeltobecomehardenedallthewaythrough),即使在非常大的尺寸(verycoarsedimension)时也具有良好的结果，因此可以对所述应用提供非常适合和非常好特性的钢。在本发明范围内还可提供一种钢，其不具有非常良好的淬透性，但具有同样良好的其余的特性，在制造较薄尺寸的工具时从成本观点看也是优点。权利要求1.冷加工用钢，其特征在于其具有以下化学组成，按重量％计1.3-2.4(C+N)，其中至少0.5C，0.1-1.5Si，0.1-1.5Mn，4.0-5.5Cr，1.5-3.6(Mo+W/2)，但最大0.5W，4.8-6.3(V+Nb/2)，但最大2Nb，和最大0.3S，其中一方面(C+N)的含量和另一方面(V+Nb/2)的含量彼此平衡，以使这些元素的含量在由图11的坐标系中坐标A、B、C、D、A所限定的区域内，其中这些点的[(C+N)，(V+Nb/2)]坐标为A[1.38，4.8]B[1.78，4.8]C[2.32，6.3]D[1.92，6.3]，余量基本上仅有铁和正常含量的杂质。2.根据权利要求1所述的冷加工用钢，其特征在于一方面(C+N)的含量和另一方面(V+Nb/2)的含量彼此平衡，以使这些元素的含量在由图11的坐标系中坐标E、F、G、H、E所限定的区域内，其中这些点的[(C+N)，(V+Nb/2)]坐标为E:[1.48,4.8]F:[1.68,4.8]G:[2.22,6.3]H:[2.02,6.3]。3.根据权利要求2所述的冷加工用钢，其特征在于一方面(C+N)的含量和另一方面(V+Nb/2)的含量彼此平衡，以使这些元素的含量在由图11的坐标系中坐标K、L、M、N、K所限定的区域内，其中这些点的[(C+N),(V+Nb/2)]坐标为K:[1.62,5.2]L:[1.82，5.2]M:[2.05,5.8]N:[1.85,5.8]。4.根据前述权利要求任一项所述的冷加工用钢，其特征在于一方面(C+N)的含量和另一方面(V+Nb/2)的含量彼此平衡，以使这些元素的含量满足条件0.32<(C+N)/(V+Nb/2)<0.35。5.根据前述权利要求任一项所述的钢，其特征在于其包含0.1-1.2%Si，优选0.2-0.9%Si。6.根据权利要求5所述的钢，其特征在于其包含0.4。/。Si。7.根据前述权利要求任一项所述的钢，其特征在于其包含0.1-1.3%Mn,优选0.1-0.9%Mn。8.根据权利要求7所述的钢，其特征在于其包含0.4。/。Mn。9.根据前述权利要求任一项所述的钢，其特征在于其包含4.5-5.1%Cr。10.根据权利要求9所述的钢，其特征在于其包含4.8。/。Cr。11.根据前述权利要求任一项所述的钢，其特征在于其包含1.5-2.6%(Mo+W/2)。12.根据前述权利要求任一项所述的钢，其特征在于其包含1.6-2.0%(Mo+W/2)。13.根据权利要求12所述的钢，其特征在于其包含1.8%(Mo+W/2)。14.根据前述权利要求任一项所述的钢，其特征在于其包含最大0.3%W,优选最大0.1。/。W。15.根据前述权利要求任一项所述的钢，其特征在于其包含最大0.3%Nb，优选最大0.1。/。Nb。16.根据前述权利要求任一项所述的钢，其特征在于其包含最大0.15。/。S。17.根据前述权利要求任一项所述的钢，其特征在于所述钢在980至1050。C的温度下硬化且在500-560°C/2x2h下回火后获得的硬度为58-63HRC，优选在980至1020。C的温度下硬化且在500-560°C/2x2h下回火后获得的硬度为59-62HRC。18.根据前述权利要求任一项所述的钢，其特征在于所述钢在从105CTC硬化并回火后具有的显孩i组织中包含8-13体积％的MX-碳化物、MX-氮化物和/或MX-碳氮化物，其均匀分布在所述钢的基质中，其中M主要为钒且X为碳和/或氮，其中至少90体积％的碳化物、氮化物和/或碳氮化物的等效直径，Dekv,小于3.0)im，且基本上无M7CV碳化物、M7Cr氮化物和/或M7Cr碳氮化物。19.根据权利要求18所述的钢，其特征在于至少90体积。/。的所述MX-碳化物具有的最大伸长为2.0nm。20.通过包含根据权利要求1-19任一项所述的钢的工具在冷条件下对金属加工材料进行切削、剪切、沖孔和/或成形加工的方法。21.通过包含根据权利要求1-19任一项所述的钢的工具压制金属粉末的方法。22.制造钢的方法，其包含以下制造步骤a)从金属熔体制造金属粉末，b)在950至1200。C的温度和90至150MPa的压力下热等静压处理该粉末以形成固结体，c)在最初温度1050至1150。C热加工所述固结体，d)在约90(TC软退火，e)从980至1050。C的温度硬化和在500至560。C的温度回火，至硬度范围为58-66HRC，优选61-63HRC,其特征在于所述金属粉末具有根据权利要求1的组成。全文摘要本发明涉及冷加工用钢，其具有以下化学组成，以重量％计1.3-2.4(C+N)，其中至少0.5C，0.1-1.5Si，0.1-1.5Mn，4.0-5.5Cr，1.5-3.6(Mo+W/2)，但最大0.5W，4.8-6.3(V+Nb/2)，但最大2Nb，和最大0.3S，其中一方面(C+N)的含量和另一方面(V+Nb/2)的含量彼此平衡，以使这些元素的含量在由图11的坐标系中坐标A、B、C、D、A所限定的区域内，其中这些点的[(C+N)，(V+Nb/2)]坐标为A[1.38，4.8]，B[1.78，4.8]，C[2.32，6.3]，D[1.92，6.3]，余量基本上仅有铁和正常含量的杂质。文档编号C22C33/02GK101421430SQ200780013200公开日2009年4月29日申请日期2007年4月12日优先权日2006年4月13日发明者伦纳特·琼森,奥德·桑德伯格,马格努斯·蒂德斯坦申请人:尤迪霍尔姆工具公司