一种对用于加工的钢的韧贝氏体热处理的制作工艺流程

　　对用于加工的钢的韧贝氏体热处理的制作方法

　　【专利摘要】本发明涉及已经开发以获得在工具钢或类似的高合金钢中的大型材上良好的韧性和均匀性的方法。所得到的微观组织主要为贝氏体。该方法对于热加工工具钢在需要大型材和非常高的韧性的应用中是特别好的。该方法在于向表现出足够低的马氏体转变温度(Ms)的工具钢应用低温贝氏体转变。额外地或备选地，用其他更细碳化物，主要是含有对碳具有比铁强的亲和力的元素的混合碳化物，代替来自贝氏体的渗碳体。如果应用于具有高含量的Si或Al(分别>1.3％和>0.4％)的钢(其中削弱了渗碳体生长)，该方法特别简单。对于低成本注塑成型和结构钢来说，该方法也表现良好。甚至一些较高合金工具钢也可以受益于本方法。

　　【专利说明】对用于加工的钢的韧贝氏体热处理 发明领域

　　[0001] 本发明涉及对某些钢（通常是合金工具钢或可以用于工具的钢并且尤其是热加 工工具钢）进行韧性完全和部分贝氏体热处理。这种热处理策略允许获得在大型材（heavy section)上的性能的相当均匀分布。所得微观组织表现出高韧性。本发明还通常被应用于 高韧性注塑成型和结构钢，以及甚至应用于冷加工和高速钢。

　　[0002] 榧述

　　[0003] 工具钢通常需要被认为是相反的不同性能的组合。典型实例可以是屈服强度和韧 性。对于大多数工具钢来说，当进行纯马氏体热处理、接着进行足够的回火以得到所需硬度 时，据信可以获得此类性能的最好折中。

　　[0004] 对于大型材来说，通常不能得到在整个横截面上的纯马氏体微观组织，并且十分 常见的是甚至不能在表面处得到这种微观组织。在一些工具钢中，具有贝氏体和马氏体的 混合微观组织具有特别低的断裂韧性，这对多种应用非常有害，例如在热疲劳是主要损伤 机制的应用中。

　　[0005] 对于大多数工具钢来说，得到在整个大型材上的马氏体微观组织意味着采用可能 会容易导致破裂的非常剧烈的冷却。

　　[0006] 在大多数应用中，硬度（即机械耐受性或屈服强度）和韧性（弹性或断裂韧性） 不是工具钢的唯一相关材料性能，而且一些其他性能也是相关的或至少在设计加工方案时 足够相关以被考虑。此类性能可以是：对加工条件的耐受性（耐腐蚀性、耐磨性、在高温下 的抗氧化性……）、热性能（热扩散率、导热率、比热、热膨胀系数……）、磁和/或电性能、温 度耐受性和许多其他性能。通常这些性能是微观组织依赖性的并且因此将会在热处理期间 改变。因此，对给定的应用来说，优化热处理赋予了最佳的性能折中。

　　[0007] 在材料成形过程中的磨损主要是摩擦和粘着，尽管有时还存在其他磨损机制，t匕 如腐蚀和空化。为了抵消摩擦磨损，在工具钢中通常需要硬粒子，这些硬粒子通常是陶瓷粒 子，比如碳化物、氮化物、硼化物或一些它们的组合。以这种方式，对于给定的应用来说，指 定的硬粒子的体积分数、硬度和形态将决定材料耐磨性。此外，对于确定在摩擦磨损条件下 的材料耐久性，工具材料的使用硬度是非常重要的。硬粒子形态决定了它们对基体的附着 以及能够被抵消而本身不与工具材料基体分离的摩擦外来粒子的尺寸。抵消粘着磨损的最 佳方式是使用通常为在工具材料上的陶瓷涂层的形式的FGM材料（功能分级材料）。在这 种情况下，为通常非常脆的涂层提供良好的支持是非常重要的。为了为涂层提供良好的支 持，工具材料必须是硬质的并且具有硬粒子。以这种方式，对于一些工业应用来说，需要具 有在较高水平的硬度下具有高热扩散率并且具有次级碳化物、氮化物和/或硼化物并且通 常还是初级硬粒子（在需要抵消大摩擦粒子的情况中）的形式的硬粒子的工具材料。

　　[0008] 在一些应用中，与磨损相比，对加工环境的耐受性更多关注于耐腐蚀性或抗氧化 性，尽管二者通常共同存在。在此类情况下，在加工温度下的抗氧化性或针对侵蚀性试剂的 耐腐蚀性是合乎需要的。对于此类应用来说，通常根据应用采用在不同硬度水平的并且具 有不同耐磨性的耐腐蚀性工具钢。

　　[0009] 热梯度是热冲击和热疲劳的原因。在许多应用中，归因于低暴露时间和来自引起 温度梯度的源的有限量的能量，没有实现稳定的传递状态。工具材料的热梯度的大小还是 其导热率的函数（反比例关系适用于具有足够小的毕奥数（Biotnumber)的所有情况）。

　　[0010] 因此，在具有特定的热通量密度函数的特定的应用中，使具有较高导热率的材料 经受较低的表面负荷，因为得到的热梯度较低。当热膨胀系数较低并且杨氏模量较低时同 样适用。

　　[0011] 传统上，在其中热疲劳是主要损伤机制的许多应用中，如在许多铸造或轻合金挤 出的情况中，需要使传导性和韧性（通常是断裂韧性和CVN)最大化。

　　[0012] 大多数锻造应用使用在48-54HRC范围内的硬度，优选用具有大约50-54HRC的 硬度的工具进行注塑成型，但是对于大型注塑模来说，通常使用30-45HRC预淬硬的材料， 通常用表现出在47-52HRC范围内的硬度的工具进行锌合金的拉模铸造，而更通常具有 35-49HRC的模中铸造黄铜和铝，大多用表现出48-54HRC的硬度的工具进行涂层片材的热 冲压，并且对于未涂布的片材来说是54-58HRC。对于片材拉拔和切割应用来说，最广泛使 用的硬度处于56-66HRC范围中。对于一些微细切割应用来说，甚至使用在64-69HRC内的 较高硬度。在本段中描述的不同应用的几乎所有实例中，弹性、断裂韧性或二者是非常重要 的。

　　[0013] 贝氏体热处理的一个另外的优点是，它们可以以较不急剧的淬火速率得到。此外 对于一些工具钢来说，它们可以提供在较厚断面上的类似微观组织。对于具有延缓的贝氏 体转变的一些工具钢来说，可以得到在极大型材的断面上的完全均匀的贝氏体微观组织。

　　[0014] 遗憾的是，众所周知具有在马氏体预期微观组织中存在相当多的部分的贝氏体的 微观组织的工具钢表现出低韧性，并且尤其是低断裂韧性。

　　[0015] 然而，如果在足够低的温度下发生转变，贝氏体可以是非常细的并且提供高硬度 和韧性。许多应用需要高韧性，无论是弹性或是断裂韧性。在注塑应用中，通常使薄壁（就 抗性横截面而言）经受高压。当那些壁高时，在通常具有小半径的底部产生大的力矩，并且 因此需要高水平的断裂韧性。在热加工应用中，钢通常经受剧烈热循环，导致在拐角上的裂 纹或在表面上的热裂。为了避免此类裂纹的快速蔓延，对于那些钢来说，在加工温度下具有 尽可能高的断裂韧性也是重要的。已经做出许多努力以在此类应用中获得纯马氏体组织， 这通过以下方式进行：适当的合金化以延缓贝氏体转变动力学，或者通过方法的开发以增 加冷却速率而避免破裂。作者已经观察到，对韧性、并且尤其是断裂韧性非常有害的是马氏 体和贝氏体的混合物，即使对于少量的后者来说。但是如果贝氏体是存在的唯一相，或者至 少占据显著优势的，并且尤其是如果贝氏体是细下贝氏体，则可以在高温下得到非常高的 韧性值以及断裂韧性值。作者也已经观察到，即使对于较高和较粗的贝氏体来说，当合金化 水平足够高并且遵循适当的回火策略时，那么可以用细碳化物代替大多数粗渗碳体并且尤 其在较高温度下得到良好的韧性值。如所提到的，对于大型材来说通常难以实现马氏体热 处理，或者它们可能会涉及对其他性能有害的合金化。

　　[0016] 发明人已经观察到，用于在需要大型材和高机械性能的加工中得到均一的高韧性 值的可能的方式是通过：在具有足够低的马氏体转变温度起始点工具钢或者可能是高合金 钢上实现至少70%贝氏体微观组织（优选多于80%并且甚至多于90% )，以及在与马氏体 转变温度起始点足够接近的温度下实现大多数的贝氏体转变以具有细贝氏体微观组织。备 选地，对于在较高温度下需要韧性的应用来说，在足够的合金化元素和适当的回火策略的 存在下可以解决这些问题，以用其他碳化物代替大多数Fe3C，并且因此即使对于较粗的贝 氏体来说也得到高韧性。也可以在某些实例中使用传统方式，其在于避免粗Fe3C和/或随 着促进其成核的元素，比如Al、Si……，的加入其在晶界上的析出。对于大多数应用来说， 还有利的是使用热-机械处理，引起最终晶粒尺寸的精制。

　　[0017] 现有抟术水平

　　[0018] 超级贝氏体或高强度贝氏体钢是由H.K.D.H.Bhadeshia等人开发的低合金钢， 其中使用低温贝氏体转变以得到高机械性能（作为实例，可以选取：Verystronglow temperaturebainite(非常强的低温贝氏体），F.G.Caballero,H.K.D.H.Bhadeshia等 人，在MaterialsScienceandTechnology(材料科学与技术），2002年3月，第18卷，第 279-284页中。D0I10. 1179/026708301225000725)。它们是具有大多归因于其高碳含量的 低马氏体转变温度起始点并且对于平衡相（尤其铁素体/珠光体和上贝氏体）来说具有延 缓的转变动力学的钢。本发明的工具钢依赖于，为得到合乎需要的机械性能的较高的合金 化，以及通常较低的％Ceq含量。因此，对于本发明来说，转变温度通常较高，导致在通常不 是使用条件的"淬火（asquenched)"条件下产生较低的机械强度。

　　[0019] 发明详沭

　　[0020] 本发明基于合金化和热处理的组合以及如何应用那些热处理。优选的微观组织主 要是贝氏体，至少52体积％，优选至少75体积％，更优选至少86体积％并且甚至更优选多 于92体积％，因为这通常是在大型材中较容易得到微观组织的类型，并且还因为当遵照指 定的步骤时它是非常具有韧性的。

　　[0021] 对于一些应用来说，尤其是需要具有在贝氏体状态下表现出有限淬透性的材料的 大型材的那些，高温贝氏体将是优选的，因为它是当将奥氏体化后的钢冷却时首先形成的 贝氏体。在本文中，高温贝氏体是指在高于与TTT图中贝氏体鼻子相对应的温度但低于铁 素体/珠光体转变终止的温度的温度下形成的任何微观组织。尽管在文献中高温贝氏体仅 指上贝氏体，但在本发明中是指上和下贝氏体二者，后者也可以在高于贝氏体鼻子之一的 温度下的等温处理中偶然少量形成。对于需要高易淬透性的应用来说，高温贝氏体应该是 贝氏体的主要类型，并且因此在所有贝氏体中优选至少50体积％，优选至少65体积％，更 优选至少75体积％并且甚至更优选多于85体积％为高温贝氏体。如在冶金术语中众所周 知的，贝氏体是当不在热力学平衡下冷却奥氏体时的分解产物中的一种。其由细的非薄层 组织的渗碳体和富含错位的铁素体片组成，因为其为非扩散过程。在贝氏体中存在的铁素 体中的高浓度的错位使得这种铁素体比其通常更硬。通常高温贝氏体将是主要的。上贝氏 体是指将在TTT温度-时间-转变图中看到的、在贝氏体区域内的较高温度范围形成的较 粗的贝氏体微观组织，其进而取决于钢组成。细贝氏体定性地指铁素体的片或板条的尺寸， 其在这种情况下的意思是小；相反，对于大板条尺寸来说，贝氏体被称为粗贝氏体。另一方 面，稳定相，比如铁素体或珠光体，通常是在热处理期间得到的不是非常合乎需要的组织的 术语。发明人已经看到，增加包括上和下贝氏体在内的高温贝氏体的韧性的方式是降低晶 粒尺寸，并且因此对于本发明来说，当需要韧性上贝氏体时，8以上、优选10以上并且更优 选13以上的ASTM晶粒尺寸是有利的。发明人也已经看到，当使用在其中已经抑制、大幅减 少渗碳体和/或其形态被改变为更微细的薄层的微观组织时，甚至当渗碳体被球化时，可 以用高温贝氏体得到出乎意料地高的韧性值。对于包含残余奥氏体的贝氏体来说，对残余 奥氏体相的形态同样适用。这在本申请中被称为韧性高温贝氏体：小晶粒尺寸高温贝氏体 和/或低渗碳体贝氏体和/或细薄层或球状形态高温贝氏体。对于一些应用来说，显然优 选的是使大多数高温贝氏体成为韧性高温贝氏体，其以体积百分数计多于60%，优选多于 78%，并且甚至更优选多于88%。发明人已经看到，特别是对于低％Si合金（低于1%，特 别是低于〇, 6%并且甚至更特别是低于0, 18% )来说，高含量的球状贝氏体提供了在多种 应用中非常令人感兴趣的非常高的弹性，在这种情况下需要使全部贝氏体的34%以上具有 球状形态，优选55%以上，更优选72%以上并且更优选88%以上。在一些实例中，甚至可以 使全部贝氏体具有球状形态。当与如上所述的小晶粒尺寸结合时，对于高温贝氏体来说，通 常可以得到意想不到的高断裂韧性值。对于一些应用来说，具有一些铁素体和或珠光体并 不是太有害的，但是对于大多数应用来说，没有铁素体/珠光体或者至多2%或最终5%将 是合乎需要的。对铁素体/珠光体更耐受的应用能够允许多至10%或甚至18%。在贝氏体 微观组织中，通常马氏体的存在导致断裂韧性的降低，对于在其中断裂韧性不是这么重要 的应用来说，对贝氏体和马氏体的分数不存在限制，但是在其中断裂韧性对主要为贝氏体 的微观组织重要的应用将优选不存在马氏体或者至多存在多至2%或最终4%。对于一些 组合物来说，8%或甚至17%的马氏体是可耐受的并且仍然维持高断裂韧性水平。在大截面 型材中，如果在较低温度下的高断裂韧性是合乎需要的，在主要为贝氏体的热处理内，对于 本发明的钢来说，存在两种可能的要遵循的策略。使钢合金化以确保马氏体转变温度足够 低（通常低于480°C，优选低于40(TC，更优选低于340°C，还更优选低于290°C并且甚至低 于240°C。对于极细的、但是通常与非常延缓的转变动力学相关的贝氏体来说，转变温度应 该低于220°C，优选低于180°C并且甚至低于140°C)，并且向稳定地、不是这么合乎需要的 组织（铁素体/珠光体、上贝氏体）的全部转变动力学足够缓慢（对于10%铁素体/珠光 体转变来说至少600秒，对于10%铁素体/珠光体转变来说优选多于1200秒，对于10%铁 素体/珠光体转变来说更优选多于2200秒并且对于10%铁素体/珠光体转变来说甚至多 于7000秒。此外，对于20 %转变为贝氏体来说多于400秒，优选对于20%贝氏体来说多于 800秒，更优选对于20%贝氏体来说多于2100秒并且甚至对于20 %贝氏体来说多于6200 秒），能够进行主要为细贝氏体（至少50 %体积％，优选55 %体积％，更优选60 %体积％并 且甚至更优选多于70%体积％ )的热处理。备选地，就与％C、％N和％B合金化具有比 Fe更高倾向的元素而言的合金化含量需要选择得足够高。对于碳具有高于铁的亲和力的元 素是作为最重要的元素的批、11、21'、他、￥、1、(>、]\1〇，并且在本文中将被称为强碳化物形成 元素（已经引起了特别的注意，因为这种定义与在其中通常Cr、W并且甚至Mo和V通常不 被称为强碳化物形成元素的文献中最常见的定义不一致）。具有比Fe高的碳亲和力的元素 将在碳化铁可以形成前形成它们各自的碳化物或者它们的组合（现在开始被称为合金化 碳化物）。根据碳化物本身，性能可以变化。稍后并且根据所需的特定性能适当地描述特 殊情况。在这种意义上，对于较低程度的％Cr和全部其他碳化物形成元素来说，最重要的 ％V、％Nb、％Zr、％Ta、％Hf的存在。通常总计存在多于3%的对碳具有 比铁高的亲和力的元素，优选多于6. 2%，更优选多于7. 2%并且甚至多于8. 4%。另外，任 何引起最终晶粒尺寸的精制的热-机械处理均是有利的，尤其是对于主要为贝氏体的热处 理来说，因为之后效果不仅在于韧性的改善而且还在于淬透性的增加，对于避免晶界上碳 化物析出的处理来说也是一样的。这种处理可以是，例如，第一步在高于1. 020°C的高温下 使奥氏体晶粒尺寸变粗（因为这是扩散过程，温度越高，所需时间越少，还可以通过机械形 变引入应变（strain)，但是此时避免重结晶）。之后将钢足够快速地冷却以避免转变为稳 定的微观组织（铁素体/珠光体、以及尽可能多的贝氏体），并且使碳化物析出最小化。最 终将钢在接近Acl的温度下释放应力。这种将促进在最终的热处理中的非常细的晶粒的成 核，尤其是如果其主要为贝氏体。

　　[0022] 关于在对于一些应用导致低摩擦学性能的一些非常限制性的条件下的非常韧性 的下贝氏体的存在，文献中有相当多的报道。发明人已经看到，如稍后更详细地解释，当 使％C充分地平衡时，这可以通过使用合金化碳化物解决。通常，对于那些应用来说，需要 具有3%以上的比铁强的碳化物形成元素，优选3, 2%以上，更优选4, 6以上或甚至7, 6以 上。文献中高温贝氏体状态中韧性贝氏体组织的存在的报道甚至更少，例如球状或球状化 的贝氏体，并且其总是与通常以重量百分数计在％C〈0, 2的范围内的低％C含量有关。尽 管这种组织对于本发明中的许多应用来说是非常合乎需要的，那些相同的应用中的大多数 需要利用这样低的％C含量极难得到的机械和摩擦学性能。发明人已经看到，出乎意料地， 在本发明中，对于非常高的％C含量来说可以得到这种组织。本发明的特殊性是同时具有 韧性高温贝氏体并且多于0, 21重量％的％C，优选多于0, 26%，更优选多于0, 31 %，甚至更 优选多于0, 34 %，并且甚至多于0, 38 %。实现其的方式是通过具有标称％C-钢的理论总％ C-未参加奥氏体向贝氏体转变中的一些，这么做的一种有效方式是具有刚好在转变开始前 和转变期间与碳化物结合的％C中的一些。这可以通过下列方式完成：在奥氏体化期间不 将全部碳化物溶解，或者进行受控冷却从而在贝氏体转变前出现碳化物析出。在这种意义 上，对于本发明的一些应用来说是有利的是具有5%以上的在贝氏体转变前形成的碳化物 形式的标称重量％C，优选8%以上，更优选12%以上并且甚至23%以上。注意，在冶金术 语中，钢的组成通常以Ceq给出，其被定义为组织上的碳不仅考虑碳本身或标称碳而且还 考虑对钢的立方组织具有类似效果的所有元素（通常是B、N)的组织的碳。在最后描述中， 碳意指仅是碳含量、或标称碳。

　　[0023] 马氏体或贝氏体微观组织在刚淬火后通常相当脆，并且恢复一定延展性和/或韧 性的一种方式是通过将它们回火。在本文中，提及回火的马氏体和回火的贝氏体，在本文中 该术语是指在形成后（在淬火过程期间）经历任何类型的加热的马氏体和/或贝氏体。这 种加热首先引起组织的弛豫（relaxation)，接着是碳原子的迁移（通常所得到的微观组织 在文献中给出特定的名称：屈氏体（Troostite)、索氏体（Sorbite)......)，残余奥氏体（如 果存在的话）的转变，合金化碳化物的析出和/或任何类型的碳化物（包括渗碳体和合金 化碳化物）的形态变化和再溶解等等。实际上发生哪种机制以及到什么程度取决于钢组 成、初始微观组织以及所施加的回火循环的温度和时间。因此，淬火后（贝氏体的形成）的 任何加热均产生在本文中所谓的回火的贝氏体。通常在本发明的实施期间，在钢的制造期 间进行回火（其可以为多次回火），并且在使用钢制造组件或工具期间进行另一个回火（其 再次可以为多次回火）。

　　[0024] 工具钢的奥氏体化温度通常大大高于Ac3,因为方便的是使大多数碳化物在淬火 前溶解。根据最终应用，在较低温度、甚至在AC1和AC3之间（在其中发生不完全奥氏体化） 的奥氏体化将会是更令人感兴趣的。通常，奥氏体化温度将会高于AC3,但是通常低于完全 碳化物溶解的温度，甚至在不存在初级碳化物的情况下，因为晶粒生长与温度成正比。小晶 粒尺寸通常伴随较高的强度，因此较低的温度对于这种目的来说更方便。如果用短时间完 成，一旦核心达到了温度，甚至是更好的。对于一些应用来说，这些值低于1040°C，优选低于 1020°C并且甚至低于990°C。相反并且根据钢的组成，如果奥氏体化温度小于一些类型碳 化物，例如1C碳化物的溶解温度，碳化物不具有使其本身沿着基体重新分布的可能性。高 温碳化物倾向于由冶金偏析（metallurgicalsegregation)导致的聚集并且其通常对韧性 具有负面影响。归因于通过相边界的强度的增加，对于小尺寸发现了碳化物的更好的性能。 如果基体内的实施方案始终均匀，甚至是更好的。因此，对于一些应用来说，更方便的是确 保碳化物向奥氏体中的最大溶解，从而在热处理的接下来的步骤期间在所需位置析出。典 型值高于i〇8〇°c，对于本发明的一些组成来说高于mere并且甚至高于ii2〇°c。可以在 炉、大气、保护气氛、盐浴、真空......的任何类型中进行加热和奥氏体化。应该避免不均匀加 热或偏离指定温度的过热。必须控制加热速率，特别是在AC3范围周围，因为来自铁素体的 体心立方组织转变为奥氏体的面心立方组织的收缩可能会产生可以向后生长的微裂纹。

　　[0025] 一旦已经以优选的方式进行奥氏体化，即将材料快速冷却至中间温度或转变温度 Tint。这种冷却需要足够快速从而在过程期间没有大量的铁素体转变出现。出于此目的，可 以将工件改变至在指定温度下运行的另一个炉，借助盐浴等任何确保没有稳定相比如铁素 体和/或珠光体出现的方式冷却。通常，小于20%的铁素体或稳定相是合乎需要的，更优选 小于12%并且最优选的是小于2%或者甚至都没有。保持在这种温度需要足够长以使奥氏 体向马氏体的转变最小化。至少1. 5h以上，优选10h以上，更优选24h以上并且甚至更优 选72h以上。有时，根据工件的尺寸及其最终应用，推荐甚至更长的保持时间，优选90h，更 优选120h并且甚至200h。Tint需要在其中很少或没有马氏体能够形成并且大多数的最终 微观组织由具有细碳化物类成分的贝氏体微观组织组成的范围内。因此，Tint需要低于马 氏体转变起始点（Ms)+300°C并且高于Ms-50°C。所需的最终组织需要是至少70%体积％贝 氏体微观组织，优选至少75 %体积％，更优选至少86 %体积％并且甚至更优选多于92 %体 积％。当在低于400°C的温度Tint下完成贝氏体转变时，非常有利于得到高于45HRc的最 终硬度。

　　[0026] 其他优选实施方案由在指定温度范围的从奥氏体化温度到室温（包括在内）的两 步冷却组成。出于此目的并且对于这种优选实施方案来说，Tint将会被重命名为Tintl和Tint2。 关于Tintl的上限，合乎需要的是低于750°，更优选低于620°C，更优选低于590°C并且甚至 更优选低于560°C，下限合乎需要的是高于460°C，优选高于495°C，更优选高于512°C并且 甚至更优选523°C。在该温度范围（Tintl-Tint2)下的保持时间根据热处理的工件尺寸和在 Tintl的转变的缺少而在数分钟至数小时之间变化，合乎需要的是至少半小时，优选至少lh， 更优选至少2h并且在一些情况下甚至多于5h。事实上，不保持更多时间的唯一原因是经济 原因，如果所需的Tint2上限合乎需要地低于450°C，优选低于420°C，更优选低于320°C并且 甚至更优选低于360°C，则可以在所选温度下保持数天。下限合乎需要地低于350°C，优选 低于320°C，更优选低于250并且甚至更优选低于200°C。

　　[0027] 因此，本发明是一种制造钢、铸造模具或工具的方法，所述方法包括提供存在贝氏 体和马氏体区域二者的钢，其特征在于对钢进行包括下列步骤的热处理：

　　[0028] a)奥氏体化

　　[0029] b)足够快速地冷却以避免形成多于20%的具有高于贝氏体的转变温度的稳定相

　　[0030] C)将温度维持在Ms+300°C和Ms-50°c之间以转变至少60体积％的残余奥氏体，其 中Ms是马氏体转变温度起始点；

　　[0031] 其中在距经热处理的钢的表面至少20mm的范围内至少70%的微观组织是具有 CVN高于8焦耳的细碳化物类成分的贝氏体。

　　[0032] 本发明非常适合具有等于或低于540°C、优选低于480°C、更优选低于440并且甚 至更优选低于360°C的马氏体转变起始点（Ms)的钢。

　　[0033] 当热处理之后进行合乎要求地高于500°C、优选高于550°C、更优选高于600°C并 且甚至更优选高于620°C的至少一个回火循环时，本发明是有利的。通常多于一个循环是合 乎需要的，更优选多于一个循环以分离合金渗碳体的回火循环，以将所述渗碳体溶解在固 溶体中，并且以分离所述比铁强的碳化物形成元素。

　　[0034] 备选地，对于在较高温度下需要韧性的应用来说，在足够的合金化元素和用其他 碳化物代替大多数Fe3C的适当的回火策略的存在下可以解决这些问题，并且因此即使对 于较粗的贝氏体来说也得到高韧性。在所述贝氏体形成时，用至少一个在高于500°C的温度 下的回火循环将所述钢回火，以确保所述渗碳体的大部分被含有比铁强的碳化物形成元素 的碳化物状组织代替。也可以在某些实例中使用传统方式，其在于避免粗Fe3C和/或随着 促进其成核的元素，比如Al、Si……的加入其在晶界上的析出。

　　[0035] 在本发明的方法的仍进一步的实施方案中，至少70%的所述贝氏体转变在低于 400°C的温度下进行，和/或所述热处理包括至少一个在高于500°C的温度下的回火循环以 确保较强的碳化物形成元素碳化物的分离，因此除了最终存在初级碳化物之外，所得到的 微观组织中的大多数的特征在于粗次级碳化物的最小化，尤其是至少60体积％的所述次 级碳化物具有250nm以下的尺寸，从而得到10JCVN以上的韧性。

　　[0036] 在本发明的方法的另外的实施方案中，选择组成和回火策略，从而形成高温分离 次级碳化物类型如MC类型，类似MC的类型如M4C3、M6C和M2C，使得即使在将所述材料保 持在600°C以上的温度下2h之后也可以获得高于47HRc的硬度。

　　[0037] 在本发明的方法的另一个另外的实施方案中，所述钢具有在下列范围内的组成：

　　[0038] %Cr<3. 0

　　[0039] %Si<0.8

　　[0040] 其中

　　[0041] %Mo+1/2 ? %ff>2. 0,

　　[0042] 并且选择回火策略以使载流子散射最小化，从而即使对于45HRc以上的硬度来说 也可以获得特征在于扩散率为8mm2/s的低散射组织。

　　[0043] 在本发明的方法的又一个另外的实施方案中，所述钢具有下列组成：

　　[0044] %Ni>0.8

　　[0045] 根据本发明的方法制造的钢表现出下列特征中的至少两个：

　　[0046] _它含有残余奥氏体；

　　[0047] _它的渗碳体不完全溶解于固溶体；

　　[0048]-它的渗碳体未充分聚结；以及

　　[0049] _比铁强的碳化物形成元素存在于所述固溶体中，

　　[0050] 因此在应用低于奥氏体化温度的后热处理时可以将所述钢的硬度提高至少4HRc 的量。

　　[0051] 本发明尤其非常适用于获得用于热冲压加工应用的钢。当用于注塑加工时，本发 明的钢表现尤其好。它们也非常适合作为用于模具铸造应用的加工。对于本文的钢来说， 另一个目标领域是片材或其他磨料组分的拉拔和切割。此外，对于本发明的钢来说，锻造应 用也是非常令人感兴趣的，尤其是对于闭模锻造来说。此外，对于医用、食物和药物加工应 用来说，本发明的钢是特别令人感兴趣的。

　　[0052] 当使用表现出高导热率（导热率高于35W/mK，优选42W/mK，更优选48W/mK并且甚 至52W/mK)的钢时，本发明尤其非常适合，因为它们的热处理通常复杂，尤其是对于几何形 状大或复杂的模具来说。由于不能以任何其他方式得到所述的韧性水平（至少在高硬度水 平下和对于大型材来说），在这种情况中，本发明的使用可以引起非常显著的成本节约。尤 其当使用高导热率的钢时充分表示了本发明，下列组成所有百分数以重量百分数表示：

　　[0053]

　　【权利要求】

　　1. 一种制造钢、铸造模具或工具的方法，所述方法包括提供存在贝氏体和马氏体区域 二者的钢，其中对所述钢进行热处理，所述热处理包括下列步骤： a) 奥氏体化， b) 足够快速地冷却以避免形成多于20%的具有高于贝氏体的转变温度的稳定相， c) 将温度维持在Ms+300°C至Ms-50°C之间以转变至少60体积％的残余奥氏体，其中 Ms是马氏体转变温度起始点； 其中在距经热处理的钢的表面至少20mm的范围内至少70%的微观组织是具有CVN高 于8焦耳的细碳化物类成分的贝氏体。

　　2. 根据权利要求1所述的方法，其中，所述钢具有等于或低于480°C的马氏体转变起始 点（Ms)。

　　3. 根据权利要求1或2中任一项所述的方法，其中所述钢含有至少3%的比铁强的碳 化物形成元素，并且在所述热处理之后进行至少一个高于500°C的回火循环，以分离合金渗 碳体，以使所述渗碳体溶解在固溶体中，并且以分离所述比铁强的碳化物形成元素。

　　4. 根据权利要求1至3中任一项所述的方法，其中所述钢含有至少0. 4% Si和/或 0. 4% Al用于延缓所述渗碳体的生长。

　　5. 根据权利要求1或4中任一项所述的方法，其中在所述贝氏体形成时，用至少一个在 高于500°C的温度下的回火循环将所述钢回火，以确保所述渗碳体的大部分被含有比铁强 的碳化物形成元素的碳化物类组织代替。

　　6. 根据权利要求1至5中任一项所述的方法，其中所述钢是高导热性钢，并且所述至少 一个回火循环在高于540°C的温度下进行，从而提供特征在于热扩散率高于SmmVs的低散 射组织。

　　7. 根据权利要求1至6中任一项所述的方法，其中所述钢具有下列组成，所有百分数以 重量百分数表示：

　　余量由铁和痕量元素组成，其中 % Ceq=% C+0. 86*% N+1. 2*% B, 并且 % Mo+1/2 · % ff>2. 0〇

　　8. 根据权利要求1至6中任一项所述的方法，其中所述钢具有下列组成，所有百分数以 重量百分数表示：

　　余量由铁和痕量元素组成，其中 % Ceq=% C+0. 86*% N+1. 2*% B。

　　9. 根据权利要求1至6中任一项所述的方法，其中所述钢具有下列组成，所有百分数以 重量百分数表示：

　　余量由铁和痕量元素组成，其中 % Ceq=% C+0. 86*% N+1. 2*% B。

　　10. 根据权利要求1至6中任一项所述的方法，其中所述钢具有下列组成，所有百分数 以重量百分数表示：

　　余量由铁和痕量元素组成，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. 根据权利要求I至10中任一项所述的方法，其中至少70%的贝氏体转变在低于 400°C的温度下进行，从而在没有回火的情况下得到特征在于硬度高于45HRc的细贝氏体 的微观组织。

　　12. 根据权利要求1至11中任一项所述的方法，其中至少70%的贝氏体转变在低于 400°C的温度下进行，和/或所述热处理包括至少一个在高于500°C的温度下的回火循环， 用于确保更强的碳化物形成元素碳化物的分离，因此除了最终存在的初级碳化物之外，所 得到的微观组织的大部分的特征在于粗次级碳化物的最小化，尤其是至少60体积％的所 述次级碳化物具有250nm以下的尺寸，从而得到IOJ CVN以上的韧性。

　　13. 根据权利要求1至12中任一项所述的方法，其中选择组成和回火策略，以形成高温 分离次级碳化物类型如MC类型，M4C3、M6C和M2C形式的类似MC的类型，使得即使在将材 料在600°C的温度下保持2h之后也能够获得高于47HRc的硬度。

　　14. 根据权利要求1至13中任一项所述的方法，其中所述钢具有在下列范围内的组 成： % Cr<3. 0 % Si<0.8 其中 % Μο+1/2 · % ff>2. 0, 并且选择回火策略以使载流子散射最小化，使得即使对于45HRc以上的硬度也能够获 得特征在于扩散率为8mm2/s以上的低散射组织。

　　15. 根据权利要求1至13中任一项所述的方法，其中所述钢具有下列组成： % Ni>0. 8〇

　　16. 根据权利要求1至15中任一项所述的方法，其特征在于所述钢表现出下列特征中 的至少两个： -它含有残余奥氏体； -它的渗碳体不完全溶解于所述固溶体中； -它的渗碳体未充分聚结；以及 -比铁强的碳化物形成元素存在于所述固溶体中， 因此通过应用低于奥氏体化温度的后热处理，可以将所述钢的硬度提高至少4HRc的 量。

　　【文档编号】C21D6/00GK104271775SQ201380023778

　　【公开日】2015年1月7日 申请日期:2013年5月7日 优先权日:2012年5月7日

　　【发明者】艾萨克·巴尔斯盎格鲁斯 申请人:沃斯贝茨公司