對用于加工的鋼的韌貝氏體熱處理的制作方法

　　【專利摘要】本發明涉及已經開發以獲得在工具鋼或類似的高合金鋼中的大型材上良好的韌性和均勻性的方法。所得到的微觀組織主要為貝氏體。該方法對于熱加工工具鋼在需要大型材和非常高的韌性的應用中是特別好的。該方法在于向表現出足夠低的馬氏體轉變溫度(Ms)的工具鋼應用低溫貝氏體轉變。額外地或備選地，用其他更細碳化物，主要是含有對碳具有比鐵強的親和力的元素的混合碳化物，代替來自貝氏體的滲碳體。如果應用于具有高含量的Si或Al(分別>1.3％和>0.4％)的鋼(其中削弱了滲碳體生長)，該方法特別簡單。對于低成本注塑成型和結構鋼來說，該方法也表現良好。甚至一些較高合金工具鋼也可以受益于本方法。

　　【專利說明】對用于加工的鋼的韌貝氏體熱處理 發明領域

　　[0001] 本發明涉及對某些鋼（通常是合金工具鋼或可以用于工具的鋼并且尤其是熱加 工工具鋼）進行韌性完全和部分貝氏體熱處理。這種熱處理策略允許獲得在大型材（heavy section)上的性能的相當均勻分布。所得微觀組織表現出高韌性。本發明還通常被應用于 高韌性注塑成型和結構鋼，以及甚至應用于冷加工和高速鋼。

　　[0002] 榧述

　　[0003] 工具鋼通常需要被認為是相反的不同性能的組合。典型實例可以是屈服強度和韌 性。對于大多數工具鋼來說，當進行純馬氏體熱處理、接著進行足夠的回火以得到所需硬度 時，據信可以獲得此類性能的最好折中。

　　[0004] 對于大型材來說，通常不能得到在整個橫截面上的純馬氏體微觀組織，并且十分 常見的是甚至不能在表面處得到這種微觀組織。在一些工具鋼中，具有貝氏體和馬氏體的 混合微觀組織具有特別低的斷裂韌性，這對多種應用非常有害，例如在熱疲勞是主要損傷 機制的應用中。

　　[0005] 對于大多數工具鋼來說，得到在整個大型材上的馬氏體微觀組織意味著采用可能 會容易導致破裂的非常劇烈的冷卻。

　　[0006] 在大多數應用中，硬度（即機械耐受性或屈服強度）和韌性（彈性或斷裂韌性） 不是工具鋼的唯一相關材料性能，而且一些其他性能也是相關的或至少在設計加工方案時 足夠相關以被考慮。此類性能可以是：對加工條件的耐受性（耐腐蝕性、耐磨性、在高溫下 的抗氧化性……）、熱性能（熱擴散率、導熱率、比熱、熱膨脹系數……）、磁和/或電性能、溫 度耐受性和許多其他性能。通常這些性能是微觀組織依賴性的并且因此將會在熱處理期間 改變。因此，對給定的應用來說，優化熱處理賦予了最佳的性能折中。

　　[0007] 在材料成形過程中的磨損主要是摩擦和粘著，盡管有時還存在其他磨損機制，t匕 如腐蝕和空化。為了抵消摩擦磨損，在工具鋼中通常需要硬粒子，這些硬粒子通常是陶瓷粒 子，比如碳化物、氮化物、硼化物或一些它們的組合。以這種方式，對于給定的應用來說，指 定的硬粒子的體積分數、硬度和形態將決定材料耐磨性。此外，對于確定在摩擦磨損條件下 的材料耐久性，工具材料的使用硬度是非常重要的。硬粒子形態決定了它們對基體的附著 以及能夠被抵消而本身不與工具材料基體分離的摩擦外來粒子的尺寸。抵消粘著磨損的最 佳方式是使用通常為在工具材料上的陶瓷涂層的形式的FGM材料（功能分級材料）。在這 種情況下，為通常非常脆的涂層提供良好的支持是非常重要的。為了為涂層提供良好的支 持，工具材料必須是硬質的并且具有硬粒子。以這種方式，對于一些工業應用來說，需要具 有在較高水平的硬度下具有高熱擴散率并且具有次級碳化物、氮化物和/或硼化物并且通 常還是初級硬粒子（在需要抵消大摩擦粒子的情況中）的形式的硬粒子的工具材料。

　　[0008] 在一些應用中，與磨損相比，對加工環境的耐受性更多關注于耐腐蝕性或抗氧化 性，盡管二者通常共同存在。在此類情況下，在加工溫度下的抗氧化性或針對侵蝕性試劑的 耐腐蝕性是合乎需要的。對于此類應用來說，通常根據應用采用在不同硬度水平的并且具 有不同耐磨性的耐腐蝕性工具鋼。

　　[0009] 熱梯度是熱沖擊和熱疲勞的原因。在許多應用中，歸因于低暴露時間和來自引起 溫度梯度的源的有限量的能量，沒有實現穩定的傳遞狀態。工具材料的熱梯度的大小還是 其導熱率的函數（反比例關系適用于具有足夠小的畢奧數（Biotnumber)的所有情況）。

　　[0010] 因此，在具有特定的熱通量密度函數的特定的應用中，使具有較高導熱率的材料 經受較低的表面負荷，因為得到的熱梯度較低。當熱膨脹系數較低并且楊氏模量較低時同 樣適用。

　　[0011] 傳統上，在其中熱疲勞是主要損傷機制的許多應用中，如在許多鑄造或輕合金擠 出的情況中，需要使傳導性和韌性（通常是斷裂韌性和CVN)最大化。

　　[0012] 大多數鍛造應用使用在48-54HRC范圍內的硬度，優選用具有大約50-54HRC的 硬度的工具進行注塑成型，但是對于大型注塑模來說，通常使用30-45HRC預淬硬的材料， 通常用表現出在47-52HRC范圍內的硬度的工具進行鋅合金的拉模鑄造，而更通常具有 35-49HRC的模中鑄造黃銅和鋁，大多用表現出48-54HRC的硬度的工具進行涂層片材的熱 沖壓，并且對于未涂布的片材來說是54-58HRC。對于片材拉拔和切割應用來說，最廣泛使 用的硬度處于56-66HRC范圍中。對于一些微細切割應用來說，甚至使用在64-69HRC內的 較高硬度。在本段中描述的不同應用的幾乎所有實例中，彈性、斷裂韌性或二者是非常重要 的。

　　[0013] 貝氏體熱處理的一個另外的優點是，它們可以以較不急劇的淬火速率得到。此外 對于一些工具鋼來說，它們可以提供在較厚斷面上的類似微觀組織。對于具有延緩的貝氏 體轉變的一些工具鋼來說，可以得到在極大型材的斷面上的完全均勻的貝氏體微觀組織。

　　[0014] 遺憾的是，眾所周知具有在馬氏體預期微觀組織中存在相當多的部分的貝氏體的 微觀組織的工具鋼表現出低韌性，并且尤其是低斷裂韌性。

　　[0015] 然而，如果在足夠低的溫度下發生轉變，貝氏體可以是非常細的并且提供高硬度 和韌性。許多應用需要高韌性，無論是彈性或是斷裂韌性。在注塑應用中，通常使薄壁（就 抗性橫截面而言）經受高壓。當那些壁高時，在通常具有小半徑的底部產生大的力矩，并且 因此需要高水平的斷裂韌性。在熱加工應用中，鋼通常經受劇烈熱循環，導致在拐角上的裂 紋或在表面上的熱裂。為了避免此類裂紋的快速蔓延，對于那些鋼來說，在加工溫度下具有 盡可能高的斷裂韌性也是重要的。已經做出許多努力以在此類應用中獲得純馬氏體組織， 這通過以下方式進行：適當的合金化以延緩貝氏體轉變動力學，或者通過方法的開發以增 加冷卻速率而避免破裂。作者已經觀察到，對韌性、并且尤其是斷裂韌性非常有害的是馬氏 體和貝氏體的混合物，即使對于少量的后者來說。但是如果貝氏體是存在的唯一相，或者至 少占據顯著優勢的，并且尤其是如果貝氏體是細下貝氏體，則可以在高溫下得到非常高的 韌性值以及斷裂韌性值。作者也已經觀察到，即使對于較高和較粗的貝氏體來說，當合金化 水平足夠高并且遵循適當的回火策略時，那么可以用細碳化物代替大多數粗滲碳體并且尤 其在較高溫度下得到良好的韌性值。如所提到的，對于大型材來說通常難以實現馬氏體熱 處理，或者它們可能會涉及對其他性能有害的合金化。

　　[0016] 發明人已經觀察到，用于在需要大型材和高機械性能的加工中得到均一的高韌性 值的可能的方式是通過：在具有足夠低的馬氏體轉變溫度起始點工具鋼或者可能是高合金 鋼上實現至少70%貝氏體微觀組織（優選多于80%并且甚至多于90% )，以及在與馬氏體 轉變溫度起始點足夠接近的溫度下實現大多數的貝氏體轉變以具有細貝氏體微觀組織。備 選地，對于在較高溫度下需要韌性的應用來說，在足夠的合金化元素和適當的回火策略的 存在下可以解決這些問題，以用其他碳化物代替大多數Fe3C，并且因此即使對于較粗的貝 氏體來說也得到高韌性。也可以在某些實例中使用傳統方式，其在于避免粗Fe3C和/或隨 著促進其成核的元素，比如Al、Si……，的加入其在晶界上的析出。對于大多數應用來說， 還有利的是使用熱-機械處理，引起最終晶粒尺寸的精制。

　　[0017] 現有摶術水平

　　[0018] 超級貝氏體或高強度貝氏體鋼是由H.K.D.H.Bhadeshia等人開發的低合金鋼， 其中使用低溫貝氏體轉變以得到高機械性能（作為實例，可以選取：Verystronglow temperaturebainite(非常強的低溫貝氏體），F.G.Caballero,H.K.D.H.Bhadeshia等 人，在MaterialsScienceandTechnology(材料科學與技術），2002年3月，第18卷，第 279-284頁中。D0I10. 1179/026708301225000725)。它們是具有大多歸因于其高碳含量的 低馬氏體轉變溫度起始點并且對于平衡相（尤其鐵素體/珠光體和上貝氏體）來說具有延 緩的轉變動力學的鋼。本發明的工具鋼依賴于，為得到合乎需要的機械性能的較高的合金 化，以及通常較低的％Ceq含量。因此，對于本發明來說，轉變溫度通常較高，導致在通常不 是使用條件的"淬火（asquenched)"條件下產生較低的機械強度。

　　[0019] 發明詳沭

　　[0020] 本發明基于合金化和熱處理的組合以及如何應用那些熱處理。優選的微觀組織主 要是貝氏體，至少52體積％，優選至少75體積％，更優選至少86體積％并且甚至更優選多 于92體積％，因為這通常是在大型材中較容易得到微觀組織的類型，并且還因為當遵照指 定的步驟時它是非常具有韌性的。

　　[0021] 對于一些應用來說，尤其是需要具有在貝氏體狀態下表現出有限淬透性的材料的 大型材的那些，高溫貝氏體將是優選的，因為它是當將奧氏體化后的鋼冷卻時首先形成的 貝氏體。在本文中，高溫貝氏體是指在高于與TTT圖中貝氏體鼻子相對應的溫度但低于鐵 素體/珠光體轉變終止的溫度的溫度下形成的任何微觀組織。盡管在文獻中高溫貝氏體僅 指上貝氏體，但在本發明中是指上和下貝氏體二者，后者也可以在高于貝氏體鼻子之一的 溫度下的等溫處理中偶然少量形成。對于需要高易淬透性的應用來說，高溫貝氏體應該是 貝氏體的主要類型，并且因此在所有貝氏體中優選至少50體積％，優選至少65體積％，更 優選至少75體積％并且甚至更優選多于85體積％為高溫貝氏體。如在冶金術語中眾所周 知的，貝氏體是當不在熱力學平衡下冷卻奧氏體時的分解產物中的一種。其由細的非薄層 組織的滲碳體和富含錯位的鐵素體片組成，因為其為非擴散過程。在貝氏體中存在的鐵素 體中的高濃度的錯位使得這種鐵素體比其通常更硬。通常高溫貝氏體將是主要的。上貝氏 體是指將在TTT溫度-時間-轉變圖中看到的、在貝氏體區域內的較高溫度范圍形成的較 粗的貝氏體微觀組織，其進而取決于鋼組成。細貝氏體定性地指鐵素體的片或板條的尺寸， 其在這種情況下的意思是小；相反，對于大板條尺寸來說，貝氏體被稱為粗貝氏體。另一方 面，穩定相，比如鐵素體或珠光體，通常是在熱處理期間得到的不是非常合乎需要的組織的 術語。發明人已經看到，增加包括上和下貝氏體在內的高溫貝氏體的韌性的方式是降低晶 粒尺寸，并且因此對于本發明來說，當需要韌性上貝氏體時，8以上、優選10以上并且更優 選13以上的ASTM晶粒尺寸是有利的。發明人也已經看到，當使用在其中已經抑制、大幅減 少滲碳體和/或其形態被改變為更微細的薄層的微觀組織時，甚至當滲碳體被球化時，可 以用高溫貝氏體得到出乎意料地高的韌性值。對于包含殘余奧氏體的貝氏體來說，對殘余 奧氏體相的形態同樣適用。這在本申請中被稱為韌性高溫貝氏體：小晶粒尺寸高溫貝氏體 和/或低滲碳體貝氏體和/或細薄層或球狀形態高溫貝氏體。對于一些應用來說，顯然優 選的是使大多數高溫貝氏體成為韌性高溫貝氏體，其以體積百分數計多于60%，優選多于 78%，并且甚至更優選多于88%。發明人已經看到，特別是對于低％Si合金（低于1%，特 別是低于〇, 6%并且甚至更特別是低于0, 18% )來說，高含量的球狀貝氏體提供了在多種 應用中非常令人感興趣的非常高的彈性，在這種情況下需要使全部貝氏體的34%以上具有 球狀形態，優選55%以上，更優選72%以上并且更優選88%以上。在一些實例中，甚至可以 使全部貝氏體具有球狀形態。當與如上所述的小晶粒尺寸結合時，對于高溫貝氏體來說，通 常可以得到意想不到的高斷裂韌性值。對于一些應用來說，具有一些鐵素體和或珠光體并 不是太有害的，但是對于大多數應用來說，沒有鐵素體/珠光體或者至多2%或最終5%將 是合乎需要的。對鐵素體/珠光體更耐受的應用能夠允許多至10%或甚至18%。在貝氏體 微觀組織中，通常馬氏體的存在導致斷裂韌性的降低，對于在其中斷裂韌性不是這么重要 的應用來說，對貝氏體和馬氏體的分數不存在限制，但是在其中斷裂韌性對主要為貝氏體 的微觀組織重要的應用將優選不存在馬氏體或者至多存在多至2%或最終4%。對于一些 組合物來說，8%或甚至17%的馬氏體是可耐受的并且仍然維持高斷裂韌性水平。在大截面 型材中，如果在較低溫度下的高斷裂韌性是合乎需要的，在主要為貝氏體的熱處理內，對于 本發明的鋼來說，存在兩種可能的要遵循的策略。使鋼合金化以確保馬氏體轉變溫度足夠 低（通常低于480°C，優選低于40(TC，更優選低于340°C，還更優選低于290°C并且甚至低 于240°C。對于極細的、但是通常與非常延緩的轉變動力學相關的貝氏體來說，轉變溫度應 該低于220°C，優選低于180°C并且甚至低于140°C)，并且向穩定地、不是這么合乎需要的 組織（鐵素體/珠光體、上貝氏體）的全部轉變動力學足夠緩慢（對于10%鐵素體/珠光 體轉變來說至少600秒，對于10%鐵素體/珠光體轉變來說優選多于1200秒，對于10%鐵 素體/珠光體轉變來說更優選多于2200秒并且對于10%鐵素體/珠光體轉變來說甚至多 于7000秒。此外，對于20 %轉變為貝氏體來說多于400秒，優選對于20%貝氏體來說多于 800秒，更優選對于20%貝氏體來說多于2100秒并且甚至對于20 %貝氏體來說多于6200 秒），能夠進行主要為細貝氏體（至少50 %體積％，優選55 %體積％，更優選60 %體積％并 且甚至更優選多于70%體積％ )的熱處理。備選地，就與％C、％N和％B合金化具有比 Fe更高傾向的元素而言的合金化含量需要選擇得足夠高。對于碳具有高于鐵的親和力的元 素是作為最重要的元素的批、11、21'、他、￥、1、(>、]\1〇，并且在本文中將被稱為強碳化物形成 元素（已經引起了特別的注意，因為這種定義與在其中通常Cr、W并且甚至Mo和V通常不 被稱為強碳化物形成元素的文獻中最常見的定義不一致）。具有比Fe高的碳親和力的元素 將在碳化鐵可以形成前形成它們各自的碳化物或者它們的組合（現在開始被稱為合金化 碳化物）。根據碳化物本身，性能可以變化。稍后并且根據所需的特定性能適當地描述特 殊情況。在這種意義上，對于較低程度的％Cr和全部其他碳化物形成元素來說，最重要的 ％V、％Nb、％Zr、％Ta、％Hf的存在。通常總計存在多于3%的對碳具有 比鐵高的親和力的元素，優選多于6. 2%，更優選多于7. 2%并且甚至多于8. 4%。另外，任 何引起最終晶粒尺寸的精制的熱-機械處理均是有利的，尤其是對于主要為貝氏體的熱處 理來說，因為之后效果不僅在于韌性的改善而且還在于淬透性的增加，對于避免晶界上碳 化物析出的處理來說也是一樣的。這種處理可以是，例如，第一步在高于1. 020°C的高溫下 使奧氏體晶粒尺寸變粗（因為這是擴散過程，溫度越高，所需時間越少，還可以通過機械形 變引入應變（strain)，但是此時避免重結晶）。之后將鋼足夠快速地冷卻以避免轉變為穩 定的微觀組織（鐵素體/珠光體、以及盡可能多的貝氏體），并且使碳化物析出最小化。最 終將鋼在接近Acl的溫度下釋放應力。這種將促進在最終的熱處理中的非常細的晶粒的成 核，尤其是如果其主要為貝氏體。

　　[0022] 關于在對于一些應用導致低摩擦學性能的一些非常限制性的條件下的非常韌性 的下貝氏體的存在，文獻中有相當多的報道。發明人已經看到，如稍后更詳細地解釋，當 使％C充分地平衡時，這可以通過使用合金化碳化物解決。通常，對于那些應用來說，需要 具有3%以上的比鐵強的碳化物形成元素，優選3, 2%以上，更優選4, 6以上或甚至7, 6以 上。文獻中高溫貝氏體狀態中韌性貝氏體組織的存在的報道甚至更少，例如球狀或球狀化 的貝氏體，并且其總是與通常以重量百分數計在％C〈0, 2的范圍內的低％C含量有關。盡 管這種組織對于本發明中的許多應用來說是非常合乎需要的，那些相同的應用中的大多數 需要利用這樣低的％C含量極難得到的機械和摩擦學性能。發明人已經看到，出乎意料地， 在本發明中，對于非常高的％C含量來說可以得到這種組織。本發明的特殊性是同時具有 韌性高溫貝氏體并且多于0, 21重量％的％C，優選多于0, 26%，更優選多于0, 31 %，甚至更 優選多于0, 34 %，并且甚至多于0, 38 %。實現其的方式是通過具有標稱％C-鋼的理論總％ C-未參加奧氏體向貝氏體轉變中的一些，這么做的一種有效方式是具有剛好在轉變開始前 和轉變期間與碳化物結合的％C中的一些。這可以通過下列方式完成：在奧氏體化期間不 將全部碳化物溶解，或者進行受控冷卻從而在貝氏體轉變前出現碳化物析出。在這種意義 上，對于本發明的一些應用來說是有利的是具有5%以上的在貝氏體轉變前形成的碳化物 形式的標稱重量％C，優選8%以上，更優選12%以上并且甚至23%以上。注意，在冶金術 語中，鋼的組成通常以Ceq給出，其被定義為組織上的碳不僅考慮碳本身或標稱碳而且還 考慮對鋼的立方組織具有類似效果的所有元素（通常是B、N)的組織的碳。在最后描述中， 碳意指僅是碳含量、或標稱碳。

　　[0023] 馬氏體或貝氏體微觀組織在剛淬火后通常相當脆，并且恢復一定延展性和/或韌 性的一種方式是通過將它們回火。在本文中，提及回火的馬氏體和回火的貝氏體，在本文中 該術語是指在形成后（在淬火過程期間）經歷任何類型的加熱的馬氏體和/或貝氏體。這 種加熱首先引起組織的弛豫（relaxation)，接著是碳原子的遷移（通常所得到的微觀組織 在文獻中給出特定的名稱：屈氏體（Troostite)、索氏體（Sorbite)......)，殘余奧氏體（如 果存在的話）的轉變，合金化碳化物的析出和/或任何類型的碳化物（包括滲碳體和合金 化碳化物）的形態變化和再溶解等等。實際上發生哪種機制以及到什么程度取決于鋼組 成、初始微觀組織以及所施加的回火循環的溫度和時間。因此，淬火后（貝氏體的形成）的 任何加熱均產生在本文中所謂的回火的貝氏體。通常在本發明的實施期間，在鋼的制造期 間進行回火（其可以為多次回火），并且在使用鋼制造組件或工具期間進行另一個回火（其 再次可以為多次回火）。

　　[0024] 工具鋼的奧氏體化溫度通常大大高于Ac3,因為方便的是使大多數碳化物在淬火 前溶解。根據最終應用，在較低溫度、甚至在AC1和AC3之間（在其中發生不完全奧氏體化） 的奧氏體化將會是更令人感興趣的。通常，奧氏體化溫度將會高于AC3,但是通常低于完全 碳化物溶解的溫度，甚至在不存在初級碳化物的情況下，因為晶粒生長與溫度成正比。小晶 粒尺寸通常伴隨較高的強度，因此較低的溫度對于這種目的來說更方便。如果用短時間完 成，一旦核心達到了溫度，甚至是更好的。對于一些應用來說，這些值低于1040°C，優選低于 1020°C并且甚至低于990°C。相反并且根據鋼的組成，如果奧氏體化溫度小于一些類型碳 化物，例如1C碳化物的溶解溫度，碳化物不具有使其本身沿著基體重新分布的可能性。高 溫碳化物傾向于由冶金偏析（metallurgicalsegregation)導致的聚集并且其通常對韌性 具有負面影響。歸因于通過相邊界的強度的增加，對于小尺寸發現了碳化物的更好的性能。 如果基體內的實施方案始終均勻，甚至是更好的。因此，對于一些應用來說，更方便的是確 保碳化物向奧氏體中的最大溶解，從而在熱處理的接下來的步驟期間在所需位置析出。典 型值高于i〇8〇°c，對于本發明的一些組成來說高于mere并且甚至高于ii2〇°c。可以在 爐、大氣、保護氣氛、鹽浴、真空......的任何類型中進行加熱和奧氏體化。應該避免不均勻加 熱或偏離指定溫度的過熱。必須控制加熱速率，特別是在AC3范圍周圍，因為來自鐵素體的 體心立方組織轉變為奧氏體的面心立方組織的收縮可能會產生可以向后生長的微裂紋。

　　[0025] 一旦已經以優選的方式進行奧氏體化，即將材料快速冷卻至中間溫度或轉變溫度 Tint。這種冷卻需要足夠快速從而在過程期間沒有大量的鐵素體轉變出現。出于此目的，可 以將工件改變至在指定溫度下運行的另一個爐，借助鹽浴等任何確保沒有穩定相比如鐵素 體和/或珠光體出現的方式冷卻。通常，小于20%的鐵素體或穩定相是合乎需要的，更優選 小于12%并且最優選的是小于2%或者甚至都沒有。保持在這種溫度需要足夠長以使奧氏 體向馬氏體的轉變最小化。至少1. 5h以上，優選10h以上，更優選24h以上并且甚至更優 選72h以上。有時，根據工件的尺寸及其最終應用，推薦甚至更長的保持時間，優選90h，更 優選120h并且甚至200h。Tint需要在其中很少或沒有馬氏體能夠形成并且大多數的最終 微觀組織由具有細碳化物類成分的貝氏體微觀組織組成的范圍內。因此，Tint需要低于馬 氏體轉變起始點（Ms)+300°C并且高于Ms-50°C。所需的最終組織需要是至少70%體積％貝 氏體微觀組織，優選至少75 %體積％，更優選至少86 %體積％并且甚至更優選多于92 %體 積％。當在低于400°C的溫度Tint下完成貝氏體轉變時，非常有利于得到高于45HRc的最 終硬度。

　　[0026] 其他優選實施方案由在指定溫度范圍的從奧氏體化溫度到室溫（包括在內）的兩 步冷卻組成。出于此目的并且對于這種優選實施方案來說，Tint將會被重命名為Tintl和Tint2。 關于Tintl的上限，合乎需要的是低于750°，更優選低于620°C，更優選低于590°C并且甚至 更優選低于560°C，下限合乎需要的是高于460°C，優選高于495°C，更優選高于512°C并且 甚至更優選523°C。在該溫度范圍（Tintl-Tint2)下的保持時間根據熱處理的工件尺寸和在 Tintl的轉變的缺少而在數分鐘至數小時之間變化，合乎需要的是至少半小時，優選至少lh， 更優選至少2h并且在一些情況下甚至多于5h。事實上，不保持更多時間的唯一原因是經濟 原因，如果所需的Tint2上限合乎需要地低于450°C，優選低于420°C，更優選低于320°C并且 甚至更優選低于360°C，則可以在所選溫度下保持數天。下限合乎需要地低于350°C，優選 低于320°C，更優選低于250并且甚至更優選低于200°C。

　　[0027] 因此，本發明是一種制造鋼、鑄造模具或工具的方法，所述方法包括提供存在貝氏 體和馬氏體區域二者的鋼，其特征在于對鋼進行包括下列步驟的熱處理：

　　[0028] a)奧氏體化

　　[0029] b)足夠快速地冷卻以避免形成多于20%的具有高于貝氏體的轉變溫度的穩定相

　　[0030] C)將溫度維持在Ms+300°C和Ms-50°c之間以轉變至少60體積％的殘余奧氏體，其 中Ms是馬氏體轉變溫度起始點；

　　[0031] 其中在距經熱處理的鋼的表面至少20mm的范圍內至少70%的微觀組織是具有 CVN高于8焦耳的細碳化物類成分的貝氏體。

　　[0032] 本發明非常適合具有等于或低于540°C、優選低于480°C、更優選低于440并且甚 至更優選低于360°C的馬氏體轉變起始點（Ms)的鋼。

　　[0033] 當熱處理之后進行合乎要求地高于500°C、優選高于550°C、更優選高于600°C并 且甚至更優選高于620°C的至少一個回火循環時，本發明是有利的。通常多于一個循環是合 乎需要的，更優選多于一個循環以分離合金滲碳體的回火循環，以將所述滲碳體溶解在固 溶體中，并且以分離所述比鐵強的碳化物形成元素。

　　[0034] 備選地，對于在較高溫度下需要韌性的應用來說，在足夠的合金化元素和用其他 碳化物代替大多數Fe3C的適當的回火策略的存在下可以解決這些問題，并且因此即使對 于較粗的貝氏體來說也得到高韌性。在所述貝氏體形成時，用至少一個在高于500°C的溫度 下的回火循環將所述鋼回火，以確保所述滲碳體的大部分被含有比鐵強的碳化物形成元素 的碳化物狀組織代替。也可以在某些實例中使用傳統方式，其在于避免粗Fe3C和/或隨著 促進其成核的元素，比如Al、Si……的加入其在晶界上的析出。

　　[0035] 在本發明的方法的仍進一步的實施方案中，至少70%的所述貝氏體轉變在低于 400°C的溫度下進行，和/或所述熱處理包括至少一個在高于500°C的溫度下的回火循環以 確保較強的碳化物形成元素碳化物的分離，因此除了最終存在初級碳化物之外，所得到的 微觀組織中的大多數的特征在于粗次級碳化物的最小化，尤其是至少60體積％的所述次 級碳化物具有250nm以下的尺寸，從而得到10JCVN以上的韌性。

　　[0036] 在本發明的方法的另外的實施方案中，選擇組成和回火策略，從而形成高溫分離 次級碳化物類型如MC類型，類似MC的類型如M4C3、M6C和M2C，使得即使在將所述材料保 持在600°C以上的溫度下2h之后也可以獲得高于47HRc的硬度。

　　[0037] 在本發明的方法的另一個另外的實施方案中，所述鋼具有在下列范圍內的組成：

　　[0038] %Cr<3. 0

　　[0039] %Si<0.8

　　[0040] 其中

　　[0041] %Mo+1/2 ? %ff>2. 0,

　　[0042] 并且選擇回火策略以使載流子散射最小化，從而即使對于45HRc以上的硬度來說 也可以獲得特征在于擴散率為8mm2/s的低散射組織。

　　[0043] 在本發明的方法的又一個另外的實施方案中，所述鋼具有下列組成：

　　[0044] %Ni>0.8

　　[0045] 根據本發明的方法制造的鋼表現出下列特征中的至少兩個：

　　[0046] _它含有殘余奧氏體；

　　[0047] _它的滲碳體不完全溶解于固溶體；

　　[0048]-它的滲碳體未充分聚結；以及

　　[0049] _比鐵強的碳化物形成元素存在于所述固溶體中，

　　[0050] 因此在應用低于奧氏體化溫度的后熱處理時可以將所述鋼的硬度提高至少4HRc 的量。

　　[0051] 本發明尤其非常適用于獲得用于熱沖壓加工應用的鋼。當用于注塑加工時，本發 明的鋼表現尤其好。它們也非常適合作為用于模具鑄造應用的加工。對于本文的鋼來說， 另一個目標領域是片材或其他磨料組分的拉拔和切割。此外，對于本發明的鋼來說，鍛造應 用也是非常令人感興趣的，尤其是對于閉模鍛造來說。此外，對于醫用、食物和藥物加工應 用來說，本發明的鋼是特別令人感興趣的。

　　[0052] 當使用表現出高導熱率（導熱率高于35W/mK，優選42W/mK，更優選48W/mK并且甚 至52W/mK)的鋼時，本發明尤其非常適合，因為它們的熱處理通常復雜，尤其是對于幾何形 狀大或復雜的模具來說。由于不能以任何其他方式得到所述的韌性水平（至少在高硬度水 平下和對于大型材來說），在這種情況中，本發明的使用可以引起非常顯著的成本節約。尤 其當使用高導熱率的鋼時充分表示了本發明，下列組成所有百分數以重量百分數表示：

　　[0053]

　　【權利要求】

　　1. 一種制造鋼、鑄造模具或工具的方法，所述方法包括提供存在貝氏體和馬氏體區域 二者的鋼，其中對所述鋼進行熱處理，所述熱處理包括下列步驟： a) 奧氏體化， b) 足夠快速地冷卻以避免形成多于20%的具有高于貝氏體的轉變溫度的穩定相， c) 將溫度維持在Ms+300°C至Ms-50°C之間以轉變至少60體積％的殘余奧氏體，其中 Ms是馬氏體轉變溫度起始點； 其中在距經熱處理的鋼的表面至少20mm的范圍內至少70%的微觀組織是具有CVN高 于8焦耳的細碳化物類成分的貝氏體。

　　2. 根據權利要求1所述的方法，其中，所述鋼具有等于或低于480°C的馬氏體轉變起始 點（Ms)。

　　3. 根據權利要求1或2中任一項所述的方法，其中所述鋼含有至少3%的比鐵強的碳 化物形成元素，并且在所述熱處理之后進行至少一個高于500°C的回火循環，以分離合金滲 碳體，以使所述滲碳體溶解在固溶體中，并且以分離所述比鐵強的碳化物形成元素。

　　4. 根據權利要求1至3中任一項所述的方法，其中所述鋼含有至少0. 4% Si和/或 0. 4% Al用于延緩所述滲碳體的生長。

　　5. 根據權利要求1或4中任一項所述的方法，其中在所述貝氏體形成時，用至少一個在 高于500°C的溫度下的回火循環將所述鋼回火，以確保所述滲碳體的大部分被含有比鐵強 的碳化物形成元素的碳化物類組織代替。

　　6. 根據權利要求1至5中任一項所述的方法，其中所述鋼是高導熱性鋼，并且所述至少 一個回火循環在高于540°C的溫度下進行，從而提供特征在于熱擴散率高于SmmVs的低散 射組織。

　　7. 根據權利要求1至6中任一項所述的方法，其中所述鋼具有下列組成，所有百分數以 重量百分數表示：

　　余量由鐵和痕量元素組成，其中 % Ceq=% C+0. 86*% N+1. 2*% B, 并且 % Mo+1/2 · % ff>2. 0〇

　　8. 根據權利要求1至6中任一項所述的方法，其中所述鋼具有下列組成，所有百分數以 重量百分數表示：

　　余量由鐵和痕量元素組成，其中 % Ceq=% C+0. 86*% N+1. 2*% B。

　　9. 根據權利要求1至6中任一項所述的方法，其中所述鋼具有下列組成，所有百分數以 重量百分數表示：

　　余量由鐵和痕量元素組成，其中 % Ceq=% C+0. 86*% N+1. 2*% B。

　　10. 根據權利要求1至6中任一項所述的方法，其中所述鋼具有下列組成，所有百分數 以重量百分數表示：

　　余量由鐵和痕量元素組成，其中 % Ceq=% C+0. 86*% N+1. 2*% B, 其特征在于， % Si+% Mn+% Ni+% Cr>2. 0,或者 % Mo>L 2,或者 % B>2ppm〇

　　11. 根據權利要求I至10中任一項所述的方法，其中至少70%的貝氏體轉變在低于 400°C的溫度下進行，從而在沒有回火的情況下得到特征在于硬度高于45HRc的細貝氏體 的微觀組織。

　　12. 根據權利要求1至11中任一項所述的方法，其中至少70%的貝氏體轉變在低于 400°C的溫度下進行，和/或所述熱處理包括至少一個在高于500°C的溫度下的回火循環， 用于確保更強的碳化物形成元素碳化物的分離，因此除了最終存在的初級碳化物之外，所 得到的微觀組織的大部分的特征在于粗次級碳化物的最小化，尤其是至少60體積％的所 述次級碳化物具有250nm以下的尺寸，從而得到IOJ CVN以上的韌性。

　　13. 根據權利要求1至12中任一項所述的方法，其中選擇組成和回火策略，以形成高溫 分離次級碳化物類型如MC類型，M4C3、M6C和M2C形式的類似MC的類型，使得即使在將材 料在600°C的溫度下保持2h之后也能夠獲得高于47HRc的硬度。

　　14. 根據權利要求1至13中任一項所述的方法，其中所述鋼具有在下列范圍內的組 成： % Cr<3. 0 % Si<0.8 其中 % Μο+1/2 · % ff>2. 0, 并且選擇回火策略以使載流子散射最小化，使得即使對于45HRc以上的硬度也能夠獲 得特征在于擴散率為8mm2/s以上的低散射組織。

　　15. 根據權利要求1至13中任一項所述的方法，其中所述鋼具有下列組成： % Ni>0. 8〇

　　16. 根據權利要求1至15中任一項所述的方法，其特征在于所述鋼表現出下列特征中 的至少兩個： -它含有殘余奧氏體； -它的滲碳體不完全溶解于所述固溶體中； -它的滲碳體未充分聚結；以及 -比鐵強的碳化物形成元素存在于所述固溶體中， 因此通過應用低于奧氏體化溫度的后熱處理，可以將所述鋼的硬度提高至少4HRc的 量。

　　【文檔編號】C21D6/00GK104271775SQ201380023778

　　【公開日】2015年1月7日 申請日期:2013年5月7日 優先權日:2012年5月7日

　　【發明者】艾薩克·巴爾斯盎格魯斯 申請人:沃斯貝茨公司