用于塑料成型工具的支架和支架零件在成套工具(tool set)中用作塑料 成型工具的夹持部件(clamping component)和/或框架部件(framing component)，在这种工具中可以通过某种模塑方法制造塑料产品。在可以想 到的支架零件中有垫板(bolster plate)和其他结构件，以及可容纳和支撑真正 成型工具的具有较大凹孔的重型块体(block)。由本申请人制造并销售的注册 商标名为的钢具有下列标称组成，以重量％计：0.33C，0.35Si， 1.35Mn，16.6Cr，0.55Ni，0.12N，0.12S，余量为铁和生产该钢的过程中 产生的杂质。最相近的可比的标准化钢是AISI 420F。这种类型的钢具有合 适的耐蚀性，并且经硬化和回火而具有马氏体显微组织。
近年来已研究了多种钢，以寻求改进用于本申请领域的钢的特点。为 了改进钢的特点，注意力特别集中在耐蚀性、延展性、淬透性(hardenability) 和可切削性等属性。这些钢比上述钢含有更低量的碳和铬。此外，还加入 了铜并调整了硅、锰和镍的量。为了获得非常低的含碳量，必须在额外的 加工步骤中处理熔体。该所谓的脱碳处理需要配备有往熔体中吹气(通常为 氧气或者氧气和氩气的混合物)的装置的吹炉。该额外步骤导致了更高的生 产成本。
在US 6358334中公开了制造塑料注射模具基组件用的钢合金的实例。 该钢合金含有0.33-0.06％C，1.0-1.6％Mn，0.01-0.03％P，0.06-0.3％S， 0.25-1.0％Si，12.0-14.0％Cr，0.5-1.3％Cu，0.01-0.1％V，0.02-0.08％N，余 量为Fe和痕量的常见元素。与AISI 420F型的钢相比，该钢据称具有优良 的特性组合，因其减小的硬度和淬透性、改善的延展性、耐蚀性、热强度 和焊接性，以及在热加工条件下的改善的表面质量。
US2002/0162614公开了一种适于制造塑料模具框架结构的马氏体时效 处理的钢合金，和生产所述钢合金的模具部件及方法，该钢合金据称获得 了改善的可切削性、良好的焊接性和高耐蚀性。该合金含有0.02-0.075％C， 0.1-0.6％Si，0.5-0.25％S，最多0.04％P，12.4-15.2％Cr，0.05-1.0％Mo， 0.2-1.8％Ni，最多0.15％V，0.1-0.45％Cu，最多0.03％Al，0.02-0.08％N， 余量为Fe和生产过程中的杂质。
WO2006/016043公开了一种用于塑料注射成型的模型或模型部件的马 氏体不锈钢。所述钢合金含有0.02-0.09％C，0.025-0.12％N，最多0.34％Si， 最多0.080％Al，0.55-1.8％Mn，11.5-16％Cr，可能的至多0.48％Cu，至多 0.90％(Mo+W/2)，至多0.90％Ni，至多0.090％V，至多0.090％Nb，至多 0.025％Ti，可能的至多0.25％S，余量为Fe和生产过程中的杂质。例如与 US 6358334中公开的钢相比，所述钢据称获得了改善的焊接性、良好的耐 蚀性、良好的热导率和在锻造和再循环过程较小的问题。
由本申请人制造并销售的注册商标名为的钢为最近开发出 的钢。该钢合金具有下列标称组成：0.12％C，0.20Si，0.30Mn，0.10S，13.4 Cr，1.60Ni，0.50Mo，0.20V和0.105N，余量为铁和生产过程中产生的杂 质。生产这种钢不需要任何后续的脱碳步骤。所述钢具有优异的可切削性、 良好的耐蚀性和淬透性、所有方向上均一的硬度以及良好的压痕硬度，这 导致了较低的模具生产成本和维持成本，在市场上是成功的产品。
由于最近某些合金元素的价格上涨，上述钢的制造越来越昂贵。此外， 其中一些钢的含碳量低，需要对熔体进行脱碳，从而使得生产成本增加。 因此对钢存在的需求是，在不明显削弱本申请的钢的最重要特性(如耐蚀性、 淬透性、可切削性和硬度)的条件下，以更低的合金成本制造，并且不需要 任何后续的脱碳步骤。

本发明的目的是提供一种钢合金，特别是制造支架和支架零件以及结 构件的钢合金，其中该支架和支架零件用于塑料成型工具、对抛光性有适 中要求的塑料和橡胶模具、塑料挤出用的模，该钢合金可在较低的合金成 本下制造。可通过特征为下列化学组成的钢合金实现本发明，该钢合金的 化学组成以重量％计：
0.08-0.19C
0.16≤C+N≤0.28
0.1-1.5Si
0.1-2.0Mn
13.0-15.4Cr
0.01-1.8Ni
0.01-1.3Mo
任选的钒，最多达0.7V
任选的S，其量最多达0.25S，还任选
Ca和O，其量为
最多0.01(100ppm)Ca，
最多0.01(100ppm)O，以改进钢的可切削性，余量是铁和不可避免的 杂质，并且具有的显微组织在韧化调质条件(tough hardened condition)下包括 含有至多30体积％铁素体的马氏体基体，并且在其韧化调质条件下具有 290-352HB的硬度。
本发明的目的还在于提供一种具有改善的可切削性的钢合金，因为制 造成本的大部分与该操作相关，而该操作是由不同的切削操作进行的。还 优选的是，本发明的钢合金满足下列要求：
■合适的耐蚀性，
■在韧化调质条件下290-352HB的硬度，使得所述钢具有硬度和可切削性 的有利组合，
■合适的淬透性，考虑到所述钢可能会用来制造由板制成的支架块体 (holder blocks)，该板厚度高达至少300mm，在一些情况下甚至高达400 mm厚。
■合适的延展性/韧性，
■合适的可抛光性，至少根据优选的实施方式，以使其还能用于对抛光性 有适中要求的成型工具。
■合适的热延性，以避免因除去热加工操作中形成的缺陷而所需的大量切 削加工。
本发明还涉及用于制造这些支架和支架零件的钢合金所制成的坯件。 本发明的另一个目的是提供改善的生产经济的制造方法。
根据本发明最广的方面，用于制造支架或支架零件(其用于塑料成型工 具、塑料和橡胶模型、塑料挤出用的模)和支架或支架零件的结构件的钢合 金应当具有下列化学组成(以重量％计)：0.08-0.19C，0.16＜C+N＜0.28， 0.1-1.5Si，0.1-2.0Mn，13.0-15.4Cr，0.01-1.8Ni，0.01-1.3Mo，最多0.7V， 最多0.25S，最多0.01(100ppm)Ca和最多0.01(100ppm)O，余量为铁和 不可避免的杂质，且其基体中含有至多30体积％的铁素体。
根据本发明的第二个方面，如果所述钢含有(以重量％计)0.10-0.15C， 0.08＜N≤0.14N，且0.17＜C+N＜0.25，0.7-1.2Si，0.85-1.8Mn，13.5-14.8Cr， 0.10-0.40Mo，0.1-0.55Ni，0.09＜V≤0.20，余量为铁和不可避免的杂质， 并且其基体中含有至多15体积％的铁素体，则可得到可切削性的改善，还 减少了合金成本。优选地，所述钢的化学组成含有(以重量％计)0.10-0.15C， 0.08＜N≤0.14N，且0.17＜C+N＜0.25，0.75-1.05Si，1.35-1.55Mn，13.6-14.1 Cr，0.15-0.25Mo，0.30-0.45Ni，0.09＜V≤0.15，余量为铁和不可避免的杂 质，并且其基体中含有至多10体积％的铁素体。
在所述钢的一个变体中，如果该钢合金的化学组成含有(以重量％计的) 0.08-0.19C，0.16＜C+N＜0.28，0.75-1.05Si，1.05-1.8Mn，13.0-15.4Cr， 0.15-0.25Ni，0.15-0.55Mo，最多0.7V，最多0.25S，最多0.01(100ppm)Ca 和最多0.01(100ppm)O，余量为铁和不可避免的杂质，并且在其基体中含 有至多10体积％的铁素体，所实施的测试表明在合金成本和生产成本降低 的同时，可以得到出人意料的切削性的改进。
考虑到单独元素的重要性和它们在钢中的相互作用，实施下文无需将 本申请的保护与任何具体理论相结合。在本文中，如果没有另外说明，当 描述合金元素的量时，总是指重量％；当描述钢的结构组成时，总是指体积 ％，如碳化物、氮化物、碳氮化物、马氏体或铁素体。在本发明中，如果没 有另外说明，M(C，N)-碳化物，M23C6-碳化物，M7C3-碳化物等指碳化物和氮 化物以及碳氮化物。
碳和氮是对钢的硬度和延展性非常重要的元素。碳还是重要的促进淬 透性的元素。然而碳以碳化铬(M7C3-碳化物)的形式结合铬，由此可能削弱 钢的耐蚀性。因此，钢可含有最多0.19％的碳，优选最多0.15％的碳，甚至 更优选最多0.14％的碳。但是碳也与氮一起作为溶解元素存在于回火马氏体 中，以有利于其硬度，并起到奥氏体稳定剂的作用。碳在所述钢中的最小 量应为0.08％，优选多于0.09％。在一个优选的实施方式中，碳含量为至少 0.10％。所述钢标称含有0.12％C。
氮通过影响合金系中的凝固条件以有助于提供更均匀、更匀质的碳化 物和碳氮化物的分布，从而在凝固过程中避免或减少碳化物更大的聚集体。 还减少富铬M23C6-碳化物的比例以有助于较小的M(C，N)，即钒碳化物，这 对延展性/韧性和耐蚀性具有有利的影响。氮有利于提供更有利的凝固过程， 即意味着更小的碳化物和氮化物，该碳化物和氮化物可在加工过程中被分 解成更细的分散相。这些碳化物也有助于更细的钢粒度。氮也起奥氏体稳 定剂作用。
基于这些原因，应存在氮的量为至少0.05％，优选多于0.08％，但不超 过0.20％，优选最多0.13％，并且更优选最多0.11％。所述钢标称含0.09％N。 同时碳和氮的总量应当满足0.16≤C+N≤0.28、优选0.17≤C+N≤0.25的条 件。在一个优选实施方式中，碳和氮的总量应当为至少0.19％，但合适地为 最多0.23％。所述钢标称含有0.21％(C+N)。在所述钢的硬化和回火条件下， 氮基本上以在固溶体中氮-马氏体的形式溶于马氏体中，并因此有利于所需 硬度。
总之，对于含氮量，可以说应当存在所述最少量的氮，从而通过增加 钢基体的所谓PRE值以有利于所需的耐蚀性；氮作为溶解元素存在于回火 马氏体中以有利于马氏体的硬度；以及与碳一起形成碳氮化物M(C，N)达所 需程度但不超过所述最大含量，由此最大化碳+氮的含量，其中碳是最重要 的硬度调节剂(contributor)。
硅增加所述钢的碳活性，并因此增加析出更多初生碳化物(primary carbides)的趋势。同时，得到减少所述钢在切削工具上的粘着磨损(adhesive wear)和擦伤(galling)的能力的积极作用，并且硅可以改善切削折断(chip breaking)性能。而且硅还是铁素体稳定元素，其应与铁素体稳定元素铬和钼 平衡，以使钢获得所需的至多30％的铁素体含量，并因此提供钢所需的可 切削性和热延性。但是对于本发明钢，似乎硅不仅仅是因为其促进铁素体 的特性而有利于改善可切削性。同时，本申请的钢比传统钢含有更低的含 碳量，但是比上述某些新研制出的钢所建议的含碳量要高。因此所述钢应 当含有至少0.1％Si，优选多于0.6％，甚至更优选至少0.7％Si。一般来说， 铁素体稳定元素应当适应于奥氏体稳定元素，以在钢中得到所需的铁素体 的形成。硅的最大含量是1.5％，优选最多1.2％。优选的硅含量是0.75-1.05％。 所述钢标称含有0.90％的硅。
锰是促进淬透性的元素，这是锰的有益作用，其也能通过在钢中形成 硫化锰而用于除去硫，这也促进可切削性。在一个优选的实施方式中，本 发明钢应具有这样的淬透性，其使得大尺寸的棒材(bars)可通过空冷而硬化， 由此免除接下来矫直该硬化的棒材的需要。因此，应存在的锰的最小量为 0.1％，优选至少0.85％和甚至更优选至少1.05％。但是锰具有和磷一起偏析 的趋势，这可产生回火-脆变，因此应当控制磷含量不超过杂质含量(impurity level)。锰还是奥氏体稳定元素。因此锰必须不能超过2.0％，优选最多1.8％ 和甚至更优选最多1.6％。在一个优选的实施方式中，锰含量是1.35-1.55％， 甚至更优选1.40-1.45％。所述钢标称含有1.45％Mn。
铬是重要的合金元素，是产生钢的不锈特性的基本原因，该不锈特性 是塑料成型工具的支架和支架零件以及塑料成型工具本身的重要特点，其 中塑料成型工具常用于潮湿环境，这会导致耐蚀性不够的钢生锈。
铬也是钢的最重要的促进淬透性的元素。但是大量的铬没有结合成碳 化物的形式，因为所述钢有较低的碳含量，因此所述钢可具有的铬含量可 低至13.0％，却仍然获得所需的耐蚀性。但是优选的是，所述钢含有至少 13.5％。其上限首先根据成本原因、因碳化物沉积减小的硬度和铬偏析的风 险决定。因此所述钢必须含有不超过最多15.4％Cr，优选最多14.8％Cr和 甚至更优选最多14.5％Cr。铬是铁素体稳定剂，如果其含量在所限定区间 的上限范围内，可优选它与高碳含量结合，通常为0.14-0.18％C。但是根据 一个优选的实施方式，将铬含量保持在更适中(moderate)的量，通常是 13.6-14.1％。所述钢标称含有13.9％Cr。
镍是改进钢的韧性的元素。它还有利于淬透性。因此，镍应当以0.01％ 的最低量存在于钢中，优选至少0.15％。基于成本原因以及因为镍起奥氏体 稳定剂的作用，其含量应当限制在最多1.8％，优选最多1.5％。
为了进一步降低合金元素的成本，还可以进一步将镍含量降低至区间 0.15-0.55％，优选0.20-0.50％和甚至更优选0.30-0.45％Ni。为了使本实施方 式获得所需的淬透性，将低的镍含量与1.05-1.8％Mn、优选1.35-1.55％Mn 的锰含量组合，可能也与0.75-1.05％Si的硅含量组合。所述钢标称含有0.36 Ni。
在所述钢的一个变体中，所述钢不含任何故意加入的钒。但是，在一 个优选的实施方式中，本发明钢还含有有效含量(active content)的钒，以通 过与回火操作相关的次生碳化物(secondary carbides)的沉淀而引起二次硬 化，其中耐回火性得以提高。当钒存在时，其通过M(N，C)-碳化物的沉淀也 起到晶粒生长抑制剂的作用，这是有利的。然而，如果含钒量过高，将在 钢的凝固过程中形成大的初生M(N，C)-碳化物，该碳化物不能在硬化过程中 被溶解。为了获得所需的二次硬化和避免晶粒生长，含钒量应当为至少 0.05％V，优选0.07％V和甚至更优选多于0.09％V。钒的上限量主要由避 免在钢中形成大的不溶的初生碳化物而确定，因此钒含量应为最多0.7％V， 优选最多0.25％V和甚至更优选最多0.20％V，但是甚至可进一步减少至最 多0.15％V。标称含量为0.10％V。
优选的是，为了产生促进淬透性的效果，所述钢还含有有效含量的钼， 例如至少0.05％，优选至少0.10％。钼还促进了耐蚀性。但是基于成本原因， 理想的是，最小化钼含量，但是耐蚀性和淬透性两者仍然足够。
回火时，钼也有助于增加钢的耐回火性，这是有利的。另一方面，过 高的钼含量会导致由于引起晶界(grain boundary)碳化物沉淀和偏析的趋势 而产生不利的碳化物结构，基于该原因，将钼的最大含量设定为1.3％。总 之，所述钢应含有平衡含量的钼以利用其有益的作用，但同时避免那些不 利的作用。合适的钼含量是0.10-0.40％。在一个优选的实施方式中，钼为 0.15-0.25％Mo。所述钢标称含有0.20％Mo。
通常所述钢不含超过杂质含量的钨，但也可能允许至多1％的含量。
铜促进了钢的耐蚀性和硬度，并且原因是钢中的合适合金元素。但是， 即使低含量的铜也削弱热延性，并且一旦加入铜就不可能从钢中提取铜。 这个事实大大削弱了在炼钢厂(mill)中内部再循环钢的可能性。在这些情况 下，必须增设对物流废料(logistic scrap)的处理，以避免增加的铜含量达 到不可容忍的高Cu含量。对此有详尽的记载，例如对于热加工工具钢，其 中在具体应用中使用时在环境温度或高温下的延展性受到不利的影响(参见 Ernst等，使用废料对热加工工具钢的性能的影响(Impact of scrap use on the properties of hot-work tool steels)，European Commission technical steel research，EUR20906，2003)。基于此，应当仅允许铜作为不可避免的和非 故意加入的来自废料的元素。铜在所述钢中的最大量是0.40％，优选0.25％ 和甚至更优选最高0.15％Cu。
通常，强碳化物形成合金元素如钛和铌也是本发明钢中不期望的元素， 因为它们会损害韧性和延展性。
本发明钢应当能够在其韧化调质条件下被输送，这使得可以通过切削 操作制造大尺寸的支架和模型工具。尽管事实是减少了促进淬透性的元素 镍和钼，但是所述钢具有的淬透性使得可通过空冷硬化，即使是非常大尺 寸的棒材也如此。通过空冷可以避免钢中的变形和高应力，该变形和高应 力可以在模具制造过程中释放。所述硬化按照下述步骤进行：在900-1100 ℃、优选950-1025℃或在约1000℃温度下进行奥氏体化，接着在油中或在 聚合物浴中冷却、在真空炉的气体中冷却、或最优选空冷。硬度为290-352 HB的韧化调质材料适于切削操作，为了获得这种材料，高温回火在温度 510-650℃、优选540-620℃的温度下至少进行一小时，优选进行二重回火； 两次，每次两小时(twice for two hours)。
根据一个优选实施方式，所述钢合金还含有有效含量的硫，其可能与 钙和氧结合，以改善钢在其韧化调质条件下的切削性。为了在切削性上得 到进一步改善，如果所述钢不含有故意加入量的钙和氧，则所述钢应当含 有至少0.10％S。当将所述钢有目的地与一定量的硫进行合金化时，所述钢 的最大硫含量是0.25％，优选最大0.15％。在这种情况下，合适的硫含量可 以是0.13％。还可以想到所述钢的非硫化的变体(variant)。该变体将具有更 好的抛光性。在这种情况下，所述钢不含有超过杂质含量的硫，也不含有 任何有效含量的钙和/或氧。
由此可以想到，所述钢可以含有0.035-0.25％S和3-100ppm Ca，优选 5-75ppm Ca，合适地最多40ppm Ca，以及10-100ppm O，其中所述钙可以 硅-钙、CaSi所提供，以使存在的硫化物球化以形成硫化钙，且防止硫化物 形成会损害延展性的非所需的、伸长的形状。
根据本发明的最广的方面，如果所述钢含有至多30体积％的铁素体， 可以实现在硬化和回火条件下可切削性的改善。所实施的测试还表明，本 发明钢满足为其规定用途而设定的要求。此外，所述钢还可在低合金成本 和低制造成本下生产。
令人吃惊的是，所实施的测试还揭露了在所述钢的变体中，改进的切 削性可以在非常低的含量，即至多约10％含量时得到。在所述钢的该变体 中，硅含量是0.75-1.05％。特别是越来越贵的钼得以保持低含量，优选的钼 含量是0.15-0.25％。镍是昂贵的，因此镍也应当保持在低含量。合适的镍含 量是0.15-0.55％，优选0.30-0.45％，其优选与1.05-1.8％Mn、优选1.35-1.55％ Mn的锰含量结合，以获得所述钢所需的淬透性。所述钢标称含0.36Ni，1.45 Mn和0.90Si。为了进一步减少合金成本，可以减少钒含量至0.10-0.15％， 并仍能获得晶粒生长抑制剂的作用和足够的延展性/韧性。
本发明钢的其他特性、方面和特征，及其对制造支架和成型工具的有 用性，将在下文中通过对所实施实验和获得结果的说明进行更详细的解释。
附图说明
在以下根据钢的新变体所实施的实验和获得的结果的说明中，将参考 附图，其中
图1是典型设计的支架块体，其可由本发明钢制造，
图2A是第一组钢的硬度对奥氏体化温度的图，且保持时间为30分钟， 其中所述第一组钢在硬化后回火前制成所谓Q-钢锭的形式(50kg 实验室钢水(laboratory heats))。
图2B是制成Q-钢锭的另一些被测试钢的相应图
图2C是制成Q-钢锭的再一些被测试钢的相应图
图2D是在60吨生产规模(所谓的DV-钢水)制造的测试钢的相应图
图3是上述从1000℃硬化的钢的回火曲线
图4A-B是所述钢的淬透性曲线图
图5A-D是在实验室规模和生产规模制造的钢的切削性测试结果直方图
图6A，B是一些钢的热延性图
图7是本发明钢新变体的一个优选实施方案的显微组织的照片
图8是本发明钢和一些对比钢的极化曲线
钢的检测
图1是典型设计的支架块体(holder block)1，其应当可用本发明钢来制 造。在块体1中有空腔2，该空腔2应可容纳模型工具，通常是塑料成型工 具。块体1具有相当大的尺寸且空腔2既大又深。因此，对本发明材料提 出了很多不同的要求，即关于该块体相当大的厚度需要足够的淬透性，以 及使用切削工具如铣刀(mill cutters)和钻(borers)时良好的被切削能力。
材料
在实验室规模和生产规模制造测试材料。首先，对所谓的Q-钢锭(50kg 实验室钢水)实施三轮测试(Q9261-Q9284)，接着对生产规模制造的材料(本 发明钢标号4)进行一轮测试。然后制造一组新Q-钢锭(Q9294-9295)，最后 对在完全生产规模制造的材料(本发明钢标号5)进行一轮测试。
所述Q-钢锭的组成列于表VI中，其中钢锭Q9261是关于对比材料标 号1的对比组成；并且Q9271和Q9283是对比材料，其中Q9283含有高含 量的S。将所述Q钢锭锻造成尺寸为60×40mm的棒材形状，然后将棒材 (rod)空冷至室温。将所述棒材加热至740℃，以15℃/小时的冷却速率冷却 至550℃，然后从该温度开始自由空冷至室温。
生产规模制造的所述钢的组成列于下文表VIII中。为了与本发明钢标 号4和5的特征相比较，从市场上购得市售钢(钢标号1、2和3)，并且不对 这些钢进行热处理或其他处理。
本发明钢标号4以6吨全规模测试钢水(test heat)制造，并且铸造钢锭， 通过在1240℃热轧或锻造将钢锭制造成测试块。将所述测试块冷却到等温 退火温度650℃，并在该等温退火温度下等温退火10小时，然后自由空冷 至室温。然后通过在1000℃温度下奥氏体化30分钟硬化所述测试块，并在 550-620℃温度下两小时回火两次。
本发明钢标号5以60吨全规模测试钢水制造，使用电弧炉在常规的冶 金过程中生产，在二次钢水包步骤(secondary ladle step)中处理，并浇铸成钢 锭。在1240℃将所述钢锭分别锻造成尺寸为610×254mm、600×100mm和 610×305mm的棒材形状。将该棒材冷却至650℃的等温退火温度，并在该 等温退火温度下等温退火10小时，然后自由空冷至室温。然后通过在1000 ℃温度下奥氏体化30分钟硬化所述棒材，并在550-620℃温度下两小时回 火两次。
表VI：实验室规模制造的测试材料；化学组成，以重量％计，余量为 Fe和不可避免的杂质
  Q-钢锭标号   C   Si   Mn   S   Cr   Ni   Mo   V   N   Q9261   ＝对比   0.15   0.09   0.89   0.14   12.9   1.69   0.55   0.22   0.12   Q9262   0.13   0.24   1.10   0.14   13.0   0.84   0.21   0.15   0.10   Q9263   0.13   0.24   1.07   0.13   12.9   0.84   0.21   0.15   0.10   Q9264   0.12   0.26   1.11   0.14   13.0   0.84   0.11   0.14   0.07   Q9271   ＝对比   0.14   0.12   0.90   0.10   13.2   1.65   0.52   0.24   0.08   Q9272   0.15   0.93   0.90   0.13   14.5   0.96   0.22   0.33   0.08   Q9273   0.13   0.93   0.84   0.12   13.5   0.08   0.21   0.21   0.08   Q9274   0.15   0.75   0.78   0.13   14.7   0.07   0.20   0.20   0.10   Q9275   0.12   0.79   0.90   0.13   15.8   0.95   0.21   0.20   0.06   Q9276   0.07   0.78   0.90   0.11   14.4   0.93   0.20   0.20   0.05   Q9283＝   Q9271+S   0.12   0.09   1.16   0.13   13.4   1.68   0.53   0.25   0.09   Q9284   0.12   0.87   1.09   0.12   14.8   0.96   0.27   0.22   0.12   Q9294   0,12   0,89   1,54   0,12   14,0   0,21   0,21   0,11   0,09   Q9295   0,11   0,94   1,38   0,11   14,4   0,52   0,21   0,10   0,089
表VIII：生产规模制造的所检测的钢的钢组成；化学组成，以重量％计， 余量为Fe和不可避免的杂质
  C   Si   Mn   S   Cr   Ni   Mo   V   Cu   N  钢标号1   0.15   0.18   1.26   0.08   13.6   1.6   0.48   0.20   0.15   0.083  钢标号2   0.045   0.40   0.92   0.14   12.8   0.44   0.15   0.049   0.26   0.039  钢标号3   0.046   0.43   1.30   0.14   12.7   0.18   0.02   0.032   0.63   0.047  钢标号4   0,14   0,89   1,11   0,14   14,3   0,96   0,19   0,15   0.10   0,071  钢标号5   0.12   0.85   1.44   0.12   13.7   0.37   0.19   0.11   0.037   0.086
热处理后的硬度和铁素体含量
硬度对奥氏体化温度的关系示于图2A-图2D中。从这些图表中清楚看 出，对比钢(Q9261，Q9271和Q9283)都有最高的硬度。同样清楚的是，硬 度随着奥氏体化温度的增加而增加。但是一些本发明测试钢可得到接近于 对比钢硬度的硬度，但是这需要选择更高一些的奥氏体化温度，即约 1000℃。
从1000℃硬化的一些测试钢在回火后的硬度示于图3。从回火曲线可 得出下列结论：这些钢可通过在520-600℃温度范围的回火被回火降低至34 HRC。如图清楚所示，本发明钢标号Q9272、Q9273、Q9274和Q9284可以 在比其他本发明钢更高的温度下回火，并仍能得到高硬度，这从消除应力 的角度来看是有利的。
所述钢在韧化调质后的适合硬度是约31-38HRC，(即290-352HB)。在 下文表VII中描述了使不同钢产生该区间硬度的热处理。在硬化和回火后， 使用人工数点的方式(瑞典语为)测量铁素体含量。
表VII：用于韧化调质的热处理，测得的铁素体，体积百分比
 钢标号   热处理   铁素体含量％  Q9261   950℃+580℃/2x2小时   0  Q9262   950℃+565℃/2x2小时   0  Q9263   950℃+570℃/2x2小时   0  Q9264   950℃+565℃/2x2小时   0  Q9271   950℃+585℃/2x2小时   0  Q9272   950℃+555℃/2x2小时   4.5  Q9273   950℃+545℃/2x2小时   9  Q9274   950℃+535℃/2x2小时   32  Q9275   1000℃+540℃/2x2小时   21  Q9276   1000℃+520℃/2x2小时   19  Q9283   950℃+585℃/2x2小时   0  Q9284   1000℃+590℃/2x2小时   2.5  Q9294   1000℃+560℃/2x2小时   8.5  Q9295   1000℃+560℃/2x2小时   7  钢标号4   1000℃+590℃/2x2小时   1.5-4  钢标号5   1000℃+560℃/2小时+   570℃/2小时   0.05-6.5
淬透性(hardenability)
硬化后的硬度示于图4A和4B的淬透性曲线中。图中标记了奥氏体化 温度，从该温度开始试样以不同速率冷却。
图4A显示一些实验室规模制造的钢的淬透性，显然在1000℃奥氏体化 的钢标号Q9272、Q9294和Q9295是本发明钢中淬透性最好的。这些钢具 有充足的淬透性，使其能在较厚的尺寸通过空冷硬化。其他钢可用于不太 厚的尺寸。图中淬透性最低的钢具有低的含镍量。市售钢标号1具有最好 的淬透性，其由Q9283和Q9271的硬化曲线所表示。
图4B示出了生产规模制造的钢的淬透性，显然，本发明钢标号4和标 号5可在硬化后获得高硬度，该硬度等于市售钢标号1(图4A中的Q9271)， 且该硬度优于市售钢标号2和标号3。
实验室规模实施的可切削性试验
检测了实验室规模制造的本发明钢(Q-钢锭)的可切削性，并与对比钢 Q9261、Q9271和Q9283相比较。结果列于下文表IX中。应当考虑到实验 室制造的钢可能含有损害结果的缺陷。
在使用未涂层的硬质合金刀片(carbide inserts)面铣(face milling)时，检测 了磨损侧面(flank)0.5mm所需的时间。上述切削数据如下：
机床型号＝SEKN 1203AFTN-M14S25M
铣刀＝Seco R220.13-0040-1240mm，3个刀片(inserts)
切削速率，vc＝250m/分钟
每齿进给量(tooth feed)，fz＝0.2mm/齿
切削轴向深度，ap＝2mm
切削径向深度，ae＝22.5mm
磨损标准＝侧面磨损0.5mm
结果表明，本发明钢可以得到等于或好于市售钢的面铣(face milling)属 性。Q9284是本发明钢中最好的，Q9294和Q9295也非常好。
在使用高速钢钻孔时，检测了钻头损坏前可以钻出钻孔的平均数量。 钻孔的数据如下：
钻头型号：120未涂层的HSS2mm
切削速率，vc：26m/分钟
进给速率(feed rate)，f：0.04mm/转
钻头深度：5mm
结果表明本发明钢可得到比对比钢更好的钻孔属性。
在使用高速钢端铣(end milling)时，检测了磨损侧面0.15mm所需的时 间。钻孔数据如下：
铣刀＝Sandvik Coromant R216.33-05050-AK13P 16305mm，
切削速率，vc＝200m/分钟
每齿进给量，fz＝0.05mm/齿
切削轴向深度，ap＝2mm
切削径向深度，ae＝5mm
磨损标准＝侧面磨损0.15mm
结果表明，本发明钢可以得到比对比钢更好的端铣属性。
表IX：实验室规模制造的钢的切削试验结果
  钢   硬度(HB)   面铣   用HSS钻孔   端铣   Q9261   350   n.a.   160*   n.a.   Q9262   348   n.a.   325*   n.a.   Q9271   340   7,5   69   9   Q9272   350   5,9   345   14,9   Q9275   350   8   110   6,3   Q9276   350   1,1   455   9,6   Q9283   330   10,8   178   7   Q9284   320   23,5   507   9,9   Q9294   333   20,1   495   -   Q9295   333   22,2   535   -
*切削速度：22m/min
n.a.未分析
当同时考虑铣削和钻孔属性时，钢标号Q9284、Q9294和Q9295的结 果表明本发明钢可以得到改善的可切削性。
生产规模实施的可切削性试验
使用不同的切削操作检测了生产规模制造的本发明钢的可切削性，并 与一些市售钢的可切削性比较。
图5A示出使用涂层的硬质合金刀具(coated carbide tool)面铣的结果。 切削数据如下：
车床型号＝Sajo VM 450
铣刀＝Sandvik Coromant R245-80Q27-12M，80mm，6个齿
切削速率，vc＝250m/分钟
每齿进给量，fz＝0.2mm/齿
切削轴向深度，ap＝2mm
切削径向深度，ae＝63mm
磨损标准＝侧面磨损0.5mm
如图5A清楚所示，本发明钢可获得等于或好于市售钢的面铣属性。特 别地，硬度比市售钢更低一些的本发明钢，显示出更好的面铣属性。
图5B示出使用涂层的硬质合金刀具的腔铣(cavity milling)的结果。切 削数据如下：
切削工具：Coromant R200-028A32-12M，40mm，l＝145mm
碳化物等级(Carbide grade)：Coromant RCKT 1204MO-PM 4030
磨损标准＝VB最大值0.5mm
切削速率，vc＝变化的(varying)
每齿进给量，fz＝0.25mm/齿
切削轴向深度，ap＝2mm
切削径向深度，ae＝12mm
如图5B清楚所示，本发明钢可以得到等于或好于市售钢标号2和3的 腔铣属性，并且本发明钢好于市售钢标号1。
图5C示出使用高速钢钻孔的结果。从这些测试清楚看出，本发明钢可 以得到等于或好于市售钢的钻孔属性。钻孔数据如下：
钻头型号：120未涂层的HSS5mm
切削速率，vc：26m/分钟
进给速度，f：0.15mm/转
钻头深度：12.5mm
图5D示出了使用高速钢端铣的结果。从这些试验清楚看出本发明钢标 号5可得到比市售钢好得多的端铣属性。钻孔数据如下：
铣刀：C200未涂层的HSS12mm
切削速率，vc：70m/分钟
切削径向深度，ae＝1.2mm
切削轴向深度，ap＝18mm
每齿进给量，fz＝0.14mm/齿
磨损标准＝侧面磨损0.15mm
作为总结，表X中列出了可切削性测试的结果。在该表中，所述钢的 结果用值1-5表示，其中值5代表结果非常好，值1代表结果不令人满意。 根据图5A-C，经锻造的钢标号4的结果以不同硬度显示，锻造条件下的硬 度分别为310HB和327HB。
表X：工业规模制造的钢的切削试验结果
 钢   硬度   面铣   钻孔   腔铣   端铣  标号2   4   3   5   4   3  标号3   3   -   5   3   3  标号1，   4   3   4   2   4  标号1，   5   2   -   2   3  标号4，经热轧   3   5   5   5   n.a.  标号4，经锻造   3   5   5   5   n.a.  标号4，经锻造   4   3   4   3   n.a.  标号5，   4   4   5   5   5
n.a.未分析
热延性
本发明钢的热延性示于图6A和6B中。900-1150℃区间的曲线表示从 热加工温度1270℃冷却试样时得到的钢的热延性，在1150-1350℃区间的曲 线表示在加热时试样的热延性。本发明钢已被证实在高温和稍低温度时都 具有良好的热延性。结果表明本发明钢可在高温下进行热加工，也表明其 可在低至900℃时热加工，这使得可以一步进行热加工而不用再加热。
显微组织
图7是韧化调质条件下钢标号5的显微组织。该显微组织由马氏体3 的基体组成。该基体还含有约3％的铁素体1且可以看出一些硫化锰MnS 2。 所述韧化调质通过在1000℃的奥氏体化温度下保持30分钟并在560℃下回 火2小时和在570℃下回火2小时(tempering at 560℃/2h+570℃/2h)而进行。 制造方法包括锻造和空冷。该试样具有由热轧得到的610×254mm的尺寸。
腐蚀试验
对表XI中所述钢建立了关于临界电流密度Icr的极化曲线，以评估所 述钢的耐蚀性。就该测量方法而言，其规则是Icr越低耐蚀性越好。
表XI：极化试样的热处理。在真空炉中冷却
  Q-钢锭标号   热处理条件  硬度(HRC)   Icr   (mA/cm2)   Q9261   950℃+580℃/2x2h  34.6   3.49   Q9262   950℃+565℃/2x2h  35.8   7.23   Q9263   950℃+570℃/2x2h  34.5   6.84   Q9264   950℃+565℃/2x2h  34.3   7.90   Q9271   950+585/2x2h  35.9   1.70   Q9272   950+555/2x2h  36.7   5.40   Q9273   950+545/2x2h  36.5   6.28   Q9274   950+545/2x2h  31.9   4.29   Q9275   1000+540/2x2h  34.2   4.76   Q9276   1000+520/2x2h  35.7   2.53   Q9283   950+585/2x2h  34.3   3.08
结果表明钢Q9274、Q9275和Q9276具有比大多数其他测试钢更好的 耐蚀性，Q9276具有在本发明钢中最好的耐蚀性，比对比材料标号Q9261 和Q9283更好。
通过在0.05M的H2SO4，pH＝1.2中的极化试验，研究本发明钢标号4 和5和市售钢标号1和标号3的抗一般腐蚀性。极化曲线示于图7，显然本 发明钢标号4具有比市售钢标号3更好的抗一般腐蚀性，且本发明钢标号5 和市售钢标号3具有几乎相同的抗一般腐蚀性。市售钢标号1在所测试的 钢中具有最好的抗一般腐蚀性。
制造方法
在生产用于制造塑料成型工具或成型工具用的支架、支架零件的钢合 金的过程中，用具有本发明化学组成的钢合金制造支架基料(holder base)、 支架零件基料或成型工具基料。
通过优选在电弧炉、感应炉或者任何其它使用废料作为主要原材料的 炉中生产熔体制造本发明钢。可能的是，在二次钢水包步骤中处理所述熔 体，以确保在铸造过程之前适当调节所述钢，即将所述钢合金化至目标分 析(alloying of the steel to target analysis)、除去脱氧产物等。无需将所述钢在 转炉中进一步处理以降低含碳量。具有本发明化学组成的熔体被浇铸成大 型钢锭。也可以以连铸(continous casting)的方式浇铸所述熔体。还可以浇铸 熔融金属的母材(electrode)，然后通过电渣重熔(Electro-Slag-Remelting)(ESR) 再次熔化该母材。还可以用粉末冶金法制造钢锭：通过气体雾化使所述熔 体成为粉末，然后使用可包括热等静压(所谓HIPing)的技术将粉末压实，或 可通过喷射成形制造钢锭。
所述方法还包括下列步骤：将所述钢合金的钢锭在1100-1300℃、优选 1240-1270℃的温度范围进行热加工，将所述钢合金优选在空气中从热加工 温度冷却至50-200℃、优选50-100℃，由此硬化所述钢合金，接着在 510-650℃、优选540-620℃的温度以2小时回火两次(tempering twice during 2hours)，由此得到韧化调质的坯件，通过切削操作使支架基料、支架零件 基料或成型工具基料成形为塑料成型工具或成型工具用的支架、支架零件。
在生产用于制造支架、支架零件(其用于塑料成型工具或成型工具)的钢 合金的一个可选方法中，用含有上述钢合金的钢锭制造支架基料、支架零 件基料或成型工具基料，所述方法包括下列步骤：将所述钢合金的钢锭在 1100-1300℃、优选1240-1270℃的温度范围进行热加工。在所述热加工之后， 将所述钢合金冷却至等温退火温度550-700℃、优选600-700℃，其中所述 合金在所述等温退火温度下等温退火5-10小时。通常在所述等温退火之后， 将所述合金冷却至室温，接着对所述钢合金进行硬化和回火操作。所述硬 化通过下列操作实施：在900-1100℃、优选950-1025℃和甚至更优选在 1000℃温度下奥氏体化所述钢合金30分钟，且在510-650℃、优选540-620℃ 的温度下以2小时回火两次，由此得到韧化调质的坯件，之后通过切削操 作使支架基料、支架零件基料或成型工具基料成形为塑料成型工具或成型 工具用的支架、支架零件。可以排除从等温退火温度到室温的冷却步骤， 且加热至奥氏体化温度的步骤可以直接发生在等温退火之后，但是对此还 要进行研究。