CN104271775B

CN104271775B - 对用于加工的钢的韧贝氏体热处理

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Publication number: CN104271775B
Application number: CN201380023778.8A
Authority: CN
Inventors: 艾萨克·巴尔斯盎格鲁斯
Original assignee: VALLS BESITZ GmbH
Current assignee: VALLS BESITZ GmbH
Priority date: 2012-05-07
Filing date: 2013-05-07
Publication date: 2018-06-01
Anticipated expiration: 2033-05-07
Also published as: SI2847358T1; PL2847358T3; KR20150006011A; EP2847358B1; US20150114525A1; CN104271775A; EP2662460A1; WO2013167628A1; EP2847358A1; ES2797627T3; PT2847358T; HK1204342A1; MX2014013478A

Abstract

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。

Description

对用于加工的钢的韧贝氏体热处理

发明领域

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(heavysection)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。

概述

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。

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。

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。

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。

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，比如腐蚀和空化。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。

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。

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(Biot number)的所有情况)。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

现有技术水平

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：Very strong lowtemperature bainite(非常强的低温贝氏体)，F.G.Caballero,H.K.D.H.Bhadeshia等人，在Materials Science and Technology(材料科学与技术)，2002年3月，第18卷，第279-284页中。DOI10.1179/026708301225000725)。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(as quenched)”条件下产生较低的机械强度。

发明详述

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。

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0,6％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℃，优选低于400℃，更优选低于340℃，还更优选低于290℃并且甚至低于240℃。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℃，优选低于180℃并且甚至低于140℃)，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Hf、Ti、Zr、Nb、V、W、Cr、Mo，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，最重要的是％Moeq、％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℃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Ac1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。

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。

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)。

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℃，优选低于1020℃并且甚至低于990℃。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M₆C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(metallurgical segregation)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1080℃，对于本发明的一些组成来说高于1110℃并且甚至高于1120℃。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。

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T_int。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。T_int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℃并且高于Ms-50℃。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℃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。

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，T_int将会被重命名为T_int1和T_int2。关于T_int1的上限，合乎需要的是低于750°，更优选低于620℃，更优选低于590℃并且甚至更优选低于560℃，下限合乎需要的是高于460℃，优选高于495℃，更优选高于512℃并且甚至更优选523℃。在该温度范围(T_int1-T_int2)下的保持时间根据热处理的工件尺寸和在T_int1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1h，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T_int2上限合乎需要地低于450℃，优选低于420℃，更优选低于320℃并且甚至更优选低于360℃，则可以在所选温度下保持数天。下限合乎需要地低于350℃，优选低于320℃，更优选低于250并且甚至更优选低于200℃。

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：

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℃和Ms-50℃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。

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

当热处理之后进行合乎要求地高于500℃、优选高于550℃、更优选高于600℃并且甚至更优选高于620℃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。

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℃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。

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℃的温度下进行，和/或所述热处理包括至少一个在高于500℃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10J CVN以上的韧性。

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℃以上的温度下2h之后也可以获得高于47HRc的硬度。

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：

％Cr<3.0

％Si<0.8

其中

％Mo+1/2·％W>2.0，

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。

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：

％Ni>0.8

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：

-它含有残余奥氏体；

-它的渗碳体不完全溶解于固溶体；

-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。

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。

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：

余量由铁和痕量元素组成，其中

％C_eq＝％C+0.86*％N+1.2*％B，

其特征在于，

％Mo+1/2·％W>2.0。

按此的这种组成形成了发明而不限于权利要求1。

在本说明书的含义中，痕量元素是指小于2％的量的任何元素，除非另外指定。对于一些应用来说，痕量元素优选小于1,4％，更优选小于0,9％并且有时甚至更优选小于0,4％。被认为是痕量元素的可能的元素是单独的下列各项或其组合：H、He、Xe、Be、O、F、Ne、Na、Mg、P、S、Cl、Ar、K、Ca、Sc、Fe、Zn、Ga、Ge、As、Se、Br、Kr、Rb、Sr、Y、Tc、Ru、Rh、Pd、Ag、Cd、In、Sn、Sb、Te、I、Xe、Cs、Ba、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu、Re、Os、Ir、Pt、Au、Hg、Tl、Pb、Bi、Po、At、Rn、Fr、Ra、Ac、Th、Pa、U、Np、Pu、Am、Cm、Bk、Cf、Es、Fm、Md、No、Lr、Rf、Db、Sg、Bh、Hs、Mt。对于一些应用来说，一些痕量元素或者甚至痕量元素通常可能会对特定的相关性能有害(比如，有时对于导热率和韧性来说，可能是这样的情况)，对于此类应用，合乎需要的是使痕量元素低于0,4％，优选低于0,2％，更优选低于0,14％或甚至低于0,06％。

对于某些应用来说，在上述组成范围内的一些较小的范围是特别重要的。例如，当涉及％Ceq含量时，优选具有0.22％或甚至0.33％的最小值。另一方面，对于非常高的传导性的应用来说，最好使％C低于1.5％并且优选低于0.9％。％Ceq对降低马氏体转变开始的温度具有强烈影响，因此对于高耐磨性的应用或在其中需要细贝氏体的应用来说较高的％Ceq值将是合乎需要的。在此类情况中，需要具有0.4％的Ceq的最小值，通常多于0.5％并且甚至多于0.8％。如果存在一些其他降低马氏体转变温度的元素(例如％Ni)，则可以以较低的％Ceq得到相同的效果(与之前描述的相同的水平)。此外，对于最大导热率来说，％Moeq(％Mo+1/2·％W)水平应该较高，一般高于3.0％，通常高于3.5％，优选高于4％或甚至4.5％。但是，高水平的％Moeq倾向于缩短贝氏体转变时间。此外，如果需要使导热率最大化，最好在具有较低的％Cr(通常小于2.8％优选小于1.8％并且甚至小于0.3％)的组成范围内完成。对通过延缓奥氏体分解为铁素体/珠光体的动力学增加淬透性的元素需要特别注意。在这种意义上，非常有效的是％Ni以及稍低的％Mn。因此对于大型材来说，通常合乎需要的是具有通常1％、优选1.5％并且甚至3％的最小的％Ni含量。如果为此目的选择％Mn，则需要较高的量以得到相同的效果。在％Ni的情况下，需要约双倍的量。对于在使用期间钢将达到超过400℃的温度的应用来说，可能会非常令人感兴趣的是存在％Co，其倾向于增加回火耐受性等并且表现出对于高温来说正面影响热扩散率的意想不到的结果。尽管对于一些组合物来说0.8％的量可能是足够的，通常合乎需要的是具有1,0％、优选1,5％并且对于一些应用来说甚至是2.7％的最小值。此外，对于其中耐磨性重要的应用来说，有利的是使用强碳化物形成元素，那么％Zr+％Hf+％Nb+％Ta应该高于0.2％，优选0.8％并且甚至1.2％。此外，％V是优良的碳化物形成元素，其倾向于形成非常细的晶团(colony)但是对导热率具有比一些形成物更高的影响，但是在导热率应该高但是不需要极高并且耐磨性和韧性二者均重要的应用中，其通常将以高于0.1％、优选0.3％并且甚至多于0.55％的含量使用。对于非常高的耐磨性的应用来说，其可以以高于1.2％或甚至2.2％的含量使用。

因此，对于这种类型的钢来说，甚至当选择超过50HRc的硬度时，使用非常高的最终回火温度，最终通常在高于600℃。在本发明的钢中，通常实现47HRc、甚至多于52HRc、并且通常多于53HRc的硬度，并且就由于其耐磨性而被认为特别有利的实施方案而言，甚至在一个高于540℃的回火循环的情况下，高于54HRc并且通常多于56HRc的硬度是可能的，以提供低散射组织，其特征在于热扩散率大于8mm²/s，并且通常多于9mm²/s，或者甚至多于10mm²/s，当特别好地执行时则大于11mm²/s，甚至大于12mm²/s，有时高于12,5mm²/s。而且在最后的回火循环高于600℃、通常高于640℃、并且有时甚至高于660℃的情况下，也实现了大于46HRc、甚至多于50HRc的硬度，以提供低散射组织，其特征在于热扩散率高于10mm²/s，或者甚至高于12mm²/s，当特别好地执行时则大于14mm²/s，甚至大于15mm²/s并且有时高于16mm²/s。那些合金可以在降低回火温度的情况下表现出甚至更高的硬度，但是对于大多数预期应用来说，高回火耐受性是非常合乎需要的。实际上，在这种钢中，贝氏体微观组织表现出明显更高的回火耐受性。如在带有一些非常具体的具有高碳和高合金化的实施方案的实例中可以看到的，在本发明中可以产生高体积分数的硬粒子，其硬度高于60HRc，具有低散射组织，其特征在于热扩散率高于8mm²/s并且通常多于9mm²/s。

当使用具有下列组成范围的钢时也尤其充分地表示了本发明，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

％C_eq＝％C+0.86*％N+1.2*％B，

按此的这种组成形成了发明而不限于权利要求1。

对于某些应用来说，在上述组成范围内的一些较小的范围是特别重要的。例如，当涉及％Ceq含量时，优选具有0.22％的最小值，优选0.28％更优选0.34％，并且当耐磨性重要时，优选0.42％并且甚至更优选0.56％。归因于在马氏体转变开始的低温，非常高水平的％Ceq是令人感兴趣的，此类应用有利于1.2％、优选1.8％并且甚至2.8％的％Ceq最高水平。在其中韧性非常重要的应用有利于较低的％Ceq含量，并且因此最高水平应该保持低于0.9％优选0.7％，并且为了非常高的韧性低于0.57％。尽管用4％Cr可以得到明显的环境耐受性，通常推荐更高的水平的％Cr，通常多于8％或甚至多于10％。对于一些特殊的侵害，比如氯化物的侵害，强烈推荐在钢中存在％Mo，通常多于2％并且甚至多于3.4％，在这种意义上提供显著的效果。此外，对于其中耐磨性重要的应用来说，有利的是使用强碳化物形成元素，那么％Zr+％Hf+％Nb+％Ta应该高于0.2％，优选0.8％并且甚至1.2％。此外，％V是优良的碳化物形成元素，其倾向于形成非常细的晶团(colony)但是对导热率具有比一些形成物更高的影响，但是在导热率应该高但是不需要极高并且耐磨性和韧性二者均重要的应用中，其通常将以高于0.1％、优选0.54％并且甚至多于1.15％的含量使用。对于非常高的耐磨性的应用来说，其可以以高于6.2％或甚至8.2％的含量使用。

对于需要具有改善的环境耐受性的钢的应用来说，上述钢可以是特别令人感兴趣的，尤其当需要高水平的机械特性，并且与用于其执行的热处理有关的成本(在时间和资金方面)或有关的形变是明显的时。

余量由铁和痕量元素组成，其中％C_eq＝％C+0.86*％N+1.2*％B，

按此的这种组成形成了发明而不限于权利要求1。

对于某些应用来说，在上述组成范围内的一些较小的范围是特别重要的。例如，当涉及％Ceq含量时，优选具有0.22％的最小值，优选0.38％更优选0.54％，并且当耐磨性重要时，优选0.82％，更优选1.06％并且甚至多于1.44％。归因于在马氏体转变开始的低温，非常高水平的％Ceq是令人感兴趣的，此类应用有利于0.8％、优选1.4％并且甚至1.8％的％Ceq最高水平。在其中韧性非常重要的应用有利于较低的％Ceq含量，并且因此最高水平应该保持低于0.9％优选0.7％，并且为了非常高的韧性低于0.57％。尽管对于马氏体微观组织来说用11％Cr可以得到耐腐蚀性，通常推荐更高的水平的％Cr，通常多于12％或甚至多于16％。对于一些特殊的侵害(比如氯化物的侵害)并且为了增强在二次硬度峰处的硬度梯度，强烈推荐在钢中存在％Moeq，通常多于0.4％，优选多于1.2％并且甚至多于2.2％，在这种意义上提供显著的效果。此外，对于其中耐磨性或导热率重要的应用来说，有利的是使用强碳化物形成元素，那么％Zr+％Hf+％Nb+％Ta应该高于0.1％，优选0.3％并且甚至1.2％。此外，％V是优良的碳化物形成元素，其倾向于形成非常细的晶团(colony)但是对导热率具有比一些形成物更高的影响，但是在导热率应该高但是不需要极高并且耐磨性和韧性二者均重要的应用中，其通常将以高于0.1％、优选0.24％并且甚至多于1.15％的含量使用。对于非常高的耐磨性的应用来说，其可以以高于4.2％或甚至8.2％的含量使用。

对于需要具有耐腐蚀性或抗氧化性的钢的应用来说，上述钢可以是特别令人感兴趣的，尤其当需要高水平的机械特性，并且与用于其执行的热处理有关的成本(在时间和资金方面)或有关的形变是明显的时。

当使用具有下列组成范围的钢时则尤其充分地表示了本发明，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

％C_eq＝％C+0.86*％N+1.2*％B，

按此的这种组成形成了发明而不限于权利要求1。

对于某些应用来说，在上述组成范围内的一些较小的范围是特别重要的。例如，当涉及％Ceq含量时，优选具有0.62％的最小值，优选0.83％更优选1.04％，并且当极度的耐磨性重要时，优选1.22％，更优选1.46％并且甚至多于1.64％。归因于在马氏体转变开始的低温，非常高水平的％Ceq是令人感兴趣的，此类应用有利于1.8％、优选2.4％并且甚至2.8％的％Ceq最高水平。％Cr具有两个特别令人感兴趣的范围：3.2％-5.5％和5.7％-9.4％。为了增强在二次硬度峰处的硬度梯度，强烈推荐在钢中存在％Moeq，通常多于2.4％，优选多于4.2％并且甚至多于10.2％，在这种意义上提供显著的效果。此外，对于其中耐磨性或导热率重要的应用来说，有利的是使用强碳化物形成元素，那么％Zr+％Hf+％Nb+％Ta应该高于0.1％，优选1.3％并且甚至3.2％。此外，％V是优良的碳化物形成元素，其倾向于形成非常硬的碳化物的非常细的晶团(colony)，因此当耐磨性和韧性二者均重要时，其通常将以高于1.2％、优选2.24％并且甚至多于3.15％的含量使用。对于非常高的耐磨性的应用来说，其可以以高于6.2％或甚至10.2％的含量使用。

对于需要具有非常高的耐磨性的钢的应用来说，上述钢可以是特别令人感兴趣的，尤其当需要高水平的硬度，并且与用于其执行的热处理有关的成本(在时间和资金方面)或有关的形变是明显的时。

本发明可以应用于具有下列组成的低成本钢，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

％C_eq＝％C+0.86*％N+1.2*％B，

其特征在于，

％Si+％Mn+％Ni+％Cr>2.0，或者

％Mo>1.2，或者

％B>2ppm

按此的这种组成形成了发明而不限于权利要求1。

应该清楚的是，在该范围内的所有可能的组合物中，只有可以得到在本发明中描述的微观组织的那些是令人感兴趣的。对于某些应用来说，在上述组成范围内的一些较小的范围是特别重要的。例如，当涉及％Ceq含量时，优选具有0.22％的最小值，优选0.28％，更优选3.2％并且甚至3.6％。归因于在马氏体转变开始的低温，非常高水平的％Ceq是令人感兴趣的，此类应用有利于0.6％、优选0.8％并且甚至0.9％的％Ceq最高水平。％Cr具有两个特别令人感兴趣的范围：0.6％-1.8％和2.2％-3.4％。具体的实施方案还优选％Cr为2％。为了增强在二次硬度峰处的硬度梯度，强烈推荐在钢中存在％Moeq，通常多于0.4％，优选多于1.2％，更优选多于1.6％并且甚至多于2.2％，在这种意义上提供显著的效果。在本发明的这种具体的应用中，主要留在固溶体中的元素，最具有代表性的是％Mn、％Si和％Ni，他们是非常关键的。合乎需要的是，主要留在固溶体中的所有元素的总和超过0.8％，优选超过1.2％，更优选1.8％并且甚至2.6％。如可以看到的，需要存在％Mn和％Si二者。％Mn通常以超过0.4％、优选0.6％并且甚至1.2％的量存在。对于具体的应用来说，Mn甚至为1.5％是令人感兴趣的。％Si的情况甚至更关键，因为当以大量存在时，其非常有助于延缓使渗碳体变粗。因此，％Si通常将以超过0.4％、优选超过0.6％并且甚至超过0.8％的量存在。当追求对渗碳体的效果时，则含量甚至更高，通常超过1.2％，优选1.5％并且甚至1.65％。出于此目的，还可以使用至少超过0,4％、优选超过0,5并且甚至超过0,8％的Al。此外，对于其中耐磨性或导热率重要的应用来说，有利的是使用强碳化物形成元素，那么％Zr+％Hf+％Nb+％Ta应该高于0.1％，优选1.3％并且甚至2.2％。此外，％V是优良的碳化物形成元素，其倾向于形成非常硬的碳化物的非常细的晶团(colony)，因此当耐磨性和韧性二者均重要时，其通常将以高于0.2％、优选0.4％并且甚至多于0.8％的含量使用。对于非常高的耐磨性的应用来说，其可以以高于1.2％或甚至2.2％的含量使用。可以存在其他元素，尤其是对本发明的目标几乎没有影响的那些。通常，预期具有小于2％的其他元素(元素没有具体地列举)，优选1％，更优选0.45％并且甚至0.2％。如可以看到的，需要存在用于得到此类应用所需的机械性能的关键元素，并且因此需要％Si+％Mn+％Ni+％Cr大于2.0％，优选大于2.2％，更优选大于2.6％并且甚至大于3.2％。对于一些应用来说，令人感兴趣的是用％Cr代替％Mo，这归因于对二级硬度峰更高的影响和其赋予钢的改善的导热率潜力，并且之后适用相同的极限值。备选地，％Si+％Mn+％Ni+％Mo>2.0％。当以超过1.2％、优选超过1.6％、并且甚至超过2.2％的量存在时，可以单独处理％Mo的存在。对于在其中成本重要的应用来说，特别有利的是使表达式％Si+％Mn+％Ni+％Cr被％Si+％Mn代替，并且之后可以适用相同的优选极限值，但是在其他合金化元素的存在下，也可以使用较低的极限值，比如％Si+％Mn>1.1％，优选1.4％或甚至1.8％。％Ni需要为至少1％。对于这种钢来说，在接近马氏体转变起始点(Ms)的温度下的韧性贝氏体处理是非常令人感兴趣的(通常至少60％、优选70％以上、甚至更优选至少82％的奥氏体转变应该在低于520℃、优选440℃、更优选410℃或甚至380℃下发生，但是不低于比马氏体转变起始点[Ms]低50℃的温度)。

上述钢还可以应用于大型注射工具的制造，对于需要具有高机械耐受性和韧性的非常低成本的钢的应用来说，尤其令人感兴趣。对于需要具有高韧性和相当大的屈服强度的廉价钢来说，本发明的这种具体的应用也是令人感兴趣的。当对于本申请来说钢需要更硬的表面并且与淬硬步骤共同进行渗氮或涂布步骤时是尤其有利的。

可以通过渗碳体的溶解促使本发明的贝氏体微观组织中的韧性的增加，并且进入固溶体中的碳可以促使含有形成碳化物的元素的碳化物的分离或析出。因此，本发明非常适合含有至少3％比铁强的碳化物形成元素的钢，并且在热处理之后进行至少一个高于500℃的回火循环以分离合金渗碳体，以将渗碳体溶解在固溶体中，并且分离比铁强的碳化物形成元素。

(Cr、Mo、W、V、Nb、Zr、Ta、Hf……)通常混合的含有那些元素和其他元素例如铁的碳化物。那些碳化物通常析出为M7C3、M4C3、MC、M6C、M2C和其他碳化物。在这发生时的温度通常高于400℃，优选450℃，更优选480℃并且甚至540℃。

对于在其中机械强度比耐磨性重要的应用来说，合乎需要的是得到这样的机械强度而不损害所有太大的韧性，小次级硬粒子的体积分数是非常重要的。在本文中，小次级硬粒子是具有低于7.5nm的最大当量直径(具有与硬粒子上的最大表面的横截面等同的表面的圆的直径)的那些。那么，合乎需要的是对于此类应用使小次级硬粒子的体积分数高于0.5％。据信，对于热加工应用来说，机械性能的饱和在约0.6％出现，但是发明人已经观察到，对于需要在稍低的温度下的高塑性变形耐受性的一些应用来说，有利的是具有比这些0.6％更高的量，通常多于0.8％并且甚至多于0.94％。因为次级碳化物的形态(包括尺寸)和体积分数随着热处理而变化，在这里给出的值描述利用适当的热处理可以得到的值。

钴已经通常用于热加工工具钢，主要归因于机械强度的增加，并且尤其是维持在非常高的温度的屈服强度的增加。通过固溶体得到这种屈服强度的增加，并且因此对韧性具有非常大的负面影响。用于此目的的Co的常用量是3％。除了对韧性的负面影响，还众所周知的是对导热率的负面影响。发明人已经看到，在本发明的组成范围内，可以使用Co并且得到改善的屈服强度/韧性关系，因为Co可以促进次级硬粒子的成核并且因此使它们的尺寸小。也已经看到的是，对于本发明的一些组合物来说，当加入Co时热扩散率确实在室温下降低，但是如果施加正确的热-机械处理，则实际上可能会在更高的温度(通常高于400℃)下增加。发明人已经看到，当％Co高于1.3％、优选高于1.5％并且最优高于2.4％时，遇到了最好的结果。此外，％C应该超过3.2％，优选3.4％并且最优3.6％。如果对于本申请来说在高温下的导热率是最重要的，需要采取特别的关注以不具有过量的％V，应该使其低于2.8％，优选低于2.3％并且最优低于1.7％。最终％Moeq通常应该超过3.3％，通常3.5％并且甚至4.0％。需要根据相当高的奥氏体化温度和异常高的回火温度选择热处理，实际上通常通过在630℃或甚至以上的至少一次回火循环实现多于55HRc，甚至可以通过在660℃以上的一个回火循环达到50HRc。应实施适当的热-机械处理连同刚刚解释的组成规则以使在高温下的散射最小化，被优化的方案的特征在于，提供在高达600℃的测量温度下的多于5.8mm2/s、通常多于6.1mm2/s并且甚至多于6.5mm2/s的扩散率。

为了增加可切削性，可以以1％的最大含量使用S、As、Te、Bi或甚至Pb、Ca、Cu、Se、Sb等，Cu是例外，其甚至可以是2％。相比而言，最常用的物质硫在通常的使用水平下对基体导热率具有小的负面影响以增加可切削性。然而，在使球体二硫化锰形式的所有物质对韧性有害性较低的尝试中，其存在必须与Mn平衡，并且与在需要使导热率最大化的情况下固溶体中剩余的两种元素的最小可能量平衡。

可以使用另一种淬硬机制，从而寻找机械性能或环境降解耐受性的一些特定的组合。意图总是使所需性能最大化，但是试图对导热率具有最小可能的负面影响。具有Cu、Mn、Ni、Co、Si等……(包括对碳具有较低亲和力的一些碳化物形成元素，比如Cr)的固溶体和间隙固溶体(主要具有C、N和B)。出于此目的，通过金属间结构(intermetallic formation)比如Ni₃Mo、NiAl、Ni₃Ti……(还可以加入Ni和Mo、少量的Al和Ti，但是必须对Ti采取特别的关注，因为其在M₃Fe₃C碳化物中溶解并且应该使用2％作为最大值)，还可以使用析出。最后，还可以使用其他碳化物类型，但是通常难以维持高水平的导热率，除非碳化物形成元素表现出对碳非常高的亲和力，如已经在本文整篇中描述的。可以借助固溶体将Co用作淬硬剂，或者用作Ni金属间析出的催化剂，含量很少高于6％。当溶解于M₃Fe₃C碳化物、或(Fe、Mo、W)的其他碳化物中时，这些元素中的一些也不是有害的，对于Zr和Hf来说尤其是这种情况，对于Ta来说是较低的程度，这些还可以限制V和Nb溶解性。

当以重量百分数对量进行测量时，原子质量和形成的碳化物的类型决定了所使用的元素的量应该是大或是小。因此，例如，2％V比4％W大得多。V倾向于形成MC碳化物，除非它溶解在其他存在的碳化物中。因此，为了形成一个碳化物单位，仅需要一个单位的V，并且原子质量是50.9415。在热加工钢中，W倾向于形成M₃Fe₃C碳化物。因此，需要三个单位W以形成一个碳化物单位，并且原子质量是183.85。因此，用2％V可以比用4％W形成多5.4倍的碳化物单位。

可以利用任何冶金工艺制造本发明的工具钢，其中最常用的是砂型铸造、脱蜡铸造、连续铸造、电炉熔炼、真空感应熔炼。还可以连同下列各项中的任何类型使用粉末冶金工艺：雾化和最终后续的压制如HIP、CIP、冷压或热压，烧结(具有或不具有液相，并且不用考虑烧结过程进行的方式、是否同时在整个材料中、一层接一层的或局部的)、激光切削(laser cusing)、喷雾形成、热喷雾或热涂布、冷喷雾等。可以直接得到具有所需形状的合金，或者可以通过其他冶金工艺改善。可以应用任何精制冶金工艺，比如VD、ESR、AOD、VAR……经常使用锻造或辊轧以增加韧性，甚至是块体的三维锻造。本发明的工具钢可以以条、线或粉末(其中被用作焊料或焊接合金)的形式得到。甚至，可以制造低成本合金钢基体，并且通过焊接由本发明的钢制成的棒或线将本发明的钢应用于基体的关键部件中。此外，可以使用由本发明的钢制成的粉末或线进行激光、等离子体或电子束焊接。本发明的钢还可以与热喷雾技术一起使用以应用于另一种材料的表面的部分中。显然，可以使用本发明的钢作为复合材料的一部分，例如当作为分离相嵌入时，或者当作为多相材料中的一个相得到时。此外，当用作在其中无论以何种方法进行混合(例如，机械混合、摩擦、用不同材料的两个以上料斗投送)而嵌入其他相或粒子的基体时。

本发明的工具钢还可以用于制造经受高热-机械负荷和耐磨性的部件，或者基本上制造易受归因于磨损和热疲劳的故障影响或具有对高耐磨性的要求并且利用其高导热率的优点的任何部件。优点是较快的热传递或降低的加工温度。作为实例：用于内燃机的组件(如发动机组的环)、反应器(同样在化学行业)、换热设备、发电机，或者通常是任何功率的加工机器。用于锻造(开模或闭模)、挤出、辊轧、铸造和金属触变成形(thixoforming)的模具。用于其所有形式的热塑性材料和热固性材料的塑性成形的模具。通常，任何基体、工具或部件均可以受益于增加的耐磨性和热疲劳。此外，受益于更好的热管理的模具、工具或部件，如在形成或切割释放大量能量(如不锈钢或TRIP钢)或在高温下加工(片材的热切割、热成形)的模具的材料的情况中。

从属权利要求中描述了另外的实施方案。

实施例

所有值以重量百分数给出。

实施例1

下列实施例示出可以得到的性能：

表1

*已经通过在520-680℃范围内的至少一次回火施加了回火循环。

**在10x10x55mm无缺口样品上评价却贝摆锤回弹(Charpy pendulumresilience)。

实施例2

使具有表2中指定的组成的样品在1000-1150℃之间的温度下奥氏体化约45分钟(一旦工件的核心达到了温度)。实施本发明的热处理的不同的实施方案。在500-600℃范围内选择T_int,1并且在320-450℃范围内选择T_int,2。通过将工件改变至在T_int,1温度下运行的另一个炉的方式进行快速冷却至T_int,1，并且将样品在该温度下浸取一小时。之后，在大约2至8个小时内将温度进一步降低至T_int,2，并且之后在空气中冷却。

表2

*存在小于2％的量(除非另外指定)的表示为其他的元素

实施例3

使具有表1中指定的组成的样品在1000-1100℃之间的温度下奥氏体化约45分钟(一旦工件的核心达到了温度)。实施本发明的热处理的不同的实施方案。在500-600℃范围内选择T_int,1并且在320-450℃范围内选择T_int,2。以两步进行快速冷却至T_int,1：第一步包括快速冷却至范围500-600℃，第二步为加热至在相同温度范围内但是更高的温度，并且通过将工件改变至在T_int,1温度下运行的另一个炉的方式再次冷却至在相同范围500-600℃内的第一温度，并且将样品在该温度下浸取一小时。之后，在大约3至10个小时内将温度进一步降低至T_int,2，并且之后在空气中冷却。

表3

*存在小于2％的量(除非另外指定)的表示为其他的元素。

Claims

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℃至Ms-50℃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，

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

％C_eq＝％C+0.86*％N+1.2*％B，

并且

％Mo+1/2·％W>2.0，

％Hf+％Ti+％Zr+％Nb+％V+％W+％Cr+％Mo>3％。

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℃的马氏体转变起始点Ms。

3.根据权利要求1所述的方法，其中所述钢含有至少3％的选自Hf、Ti、Zr、Nb、V、W、Cr和/或Mo的比铁强的碳化物形成物，并且在所述热处理之后进行至少一个高于500℃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物。

4.根据权利要求3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℃的温度下的回火循环将所述钢回火，以确保渗碳体的大部分被含有比铁强的碳化物形成物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℃的温度下进行，从而提供特征在于热扩散率高于8mm²/s的低散射组织。

7.一种制造钢、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，

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

％C_eq＝％C+0.86*％N+1.2*％B，

％Hf+％Ti+％Zr+％Nb+％V+％W+％Cr+％Mo>3％。

8.根据权利要求1至5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

％C_eq＝％C+0.86*％N+1.2*％B，

其特征在于，

％Si+％Mn+％Ni+％Cr>2.0，或者

％Mo>1.2，或者

％B>2ppm。

9.根据权利要求1至5或权利要求7中任一项所述的方法，其中至少70％的贝氏体转变在低于400℃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。

10.根据权利要求1至5或权利要求7中任一项所述的方法，其中至少70％的贝氏体转变在低于400℃的温度下进行，和/或所述热处理包括至少一个在高于500℃的温度下的回火循环，用于确保更强的碳化物形成物碳化物的分离，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，从而得到10J CVN以上的韧性。

11.根据权利要求10所述的方法，其中至少70％的贝氏体转变在低于400℃的温度下进行，和/或所述热处理包括至少一个在高于500℃的温度下的回火循环，用于确保更强的碳化物形成物碳化物的分离，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10J CVN以上的韧性。

12.根据权利要求1至5或权利要求7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MC类型，M4C3、M6C和M2C类型，使得即使在将材料在600℃的温度下保持2h之后也能够获得高于47HRC的硬度。

13.根据权利要求1至5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<1.8

％Si<0.8

其中

％Mo+1/2·％W>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。

14.根据权利要求7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

％Mo+1/2·％W>2.0，

15.根据权利要求1至5或权利要求7中任一项所述的方法，其中所述钢具有下列组成：

％Ni>0.8。

16.根据权利要求1至5或权利要求7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物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。