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模具用贝氏体钢

阅读：815发布：2020-05-13

IPRDB可以提供模具用贝氏体钢专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且具有按重量百分比计由如下构成的合金化元素组成：0.05至1.0碳；0.5至3.0锰；由比率NU＝[％Ti+％P+10％B+(％V-0.10)]给出的磷、硼、钛和钒，其中NU值为0.02至0.30，钛始终高于0.005，硼始终低于0.010且钒可以按2重量份铌对1重量份钒的比例被铌部分或完全替代；由比率G＝[0.13％Ni+0.60％Mo+0.26％Cr]给出的镍、钼和铬，其中G的值高于0.10且低于1.0；镍高于0.1；钼的范围是0.07至0.27；钒为0.1-0.15；硫不超过0.10；硅的范围是0.05至3.0；氮低于0.10；钙含量不超过0.02；铝含量低于0.5，铬含量低于1.5；硅的范围是0.05至3.0；磷含量低于0.075；其余基本上由铁和加工过程引起的不能避免的杂质组成。为了制造该模具用贝氏体钢，即使在截面高达1000毫米的块体中，也可以通过直接在热成形或炉中的预先加热之后，通过在空气中的缓慢冷却来获得最终硬度；对于280至450HV(30-45HRC)的值，通过等式HV＝(450±140)％C+(210±45)来确定维氏硬度值；对于需要高强度的用途，也可以在水或油中通过从高于900℃的温度加速冷却来制造本发明的钢。，下面是模具用贝氏体钢专利的具体信息内容。

权利要求

1.“模具用的贝氏体钢”，其特征在于按质量百分比计由如下构成的元素化学组成：碳

0.05至1.0；锰0.5至5.0；由比率NU＝[Ti+P+10B+(V-0.10)]给出的磷、硼、钛和钒，NU值为0.02至0.30，且钛始终高于0.005，硼始终低于0.010且钒可以按2质量份铌对1份钒的比例被铌部分或完全替代；由比率G＝[0.13Ni+0.60Mo+0.26Cr]给出的镍、钼和铬，G的值高于0.10且低于1.0；硫至多0.20；硅0.05至3.0；氮低于0.10；钙含量至多0.010；铝低于0.5，钴低于2.0，其余基本上是铁和加工过程中不能避免的杂质。

2.根据权利要求1的“模具用的贝氏体钢”，其特征在于按质量百分比计由如下构成的元素化学组成：碳0.10至0.6；锰0.8至3.0；由比率NU＝[Ti+P+10B+(V-0.10)]给出的磷、硼、钛和钒，NU值为0.08至0.30，硼始终低于0.010，钛0.005至0.10，且钒可以按2质量份铌对1份钒的比例被铌部分或完全替代；由比率G＝[0.13Ni+0.60Mo+0.26Cr]给出的镍、钼和铬，G的值高于0.20且低于0.50；除该比率外，铬含量必须为0.1至1.5，且镍含量高于0.3；硫至多0.05；硅0.05至3.0；氮低于0.05；钙含量至多0.005；铝低于0.1，钴低于1.0，其余基本上是铁和加工过程中不能避免的杂质；可以按至多850毫米厚的块体制造该材料，通过从高于700℃的温度空气冷却获得250至450HV的硬度，由等式HV＝(450±140)％C+(210±45)给出这种硬度值。

3.根据权利要求2的“模具用的贝氏体钢”，其特征在于按质量百分比计由如下构成的元素化学组成：碳0.10至0.6；锰1.3至3.0；由比率NU＝[Ti+P+10B+(V-0.10)]给出的磷、硼、钛和钒，NU值为0.10和0.20，钛始终高于0.010，硼始终低于0.0050，且钒可以按2质量份铌对1份钒的比例被铌部分或完全替代；由比率G＝[0.13Ni+0.60Mo+0.26Cr]给出的镍、钼和铬，G的值高于0.25且低于0.40；除该比率外，铬含量必须为0.1至1.0，且镍含量为高于0.3至1.0；硫0.001至0.010；硅0.20至1.5；氮0.0040至0.0150；钙含量0.0005至0.0030；铝低于0.05，钴低于1.0，其余基本上是铁和加工过程中不能避免的杂质；可以按至多850毫米厚的块体制备该材料，通过直接在热成形后进行空气冷却获得280至450HV的硬度，由等式HV＝(450±140)％C+(210±45)给出这种硬度值。

4.根据权利要求1的“模具用的贝氏体钢”，其特征在于按质量百分比计基本上由如下构成的元素化学组成：碳0.18至0.52,铬0.30至0.60，钼0.10至0.50，镍0.30至0.50，钒0.04至0.10；硼0.0010至0.0030；硫0.0010至0.0100；钙0.005至0.010；氮0.0030至0.0100；其中，对于厚度100至1000毫米的相对高的尺寸，直接在锻造或层压后获得最终的使用硬度，而无需使用油或水硬化处理；热处理必须是强制对流下的平静空气冷却，对280至420HV，相当于29至42HRC的硬度值而言，根据如下比率：HV＝(450±140)％C+(210±45)通过合金碳含量确定维氏硬度值。

5.根据权利要求1至3任一项的“模具用的贝氏体钢”，其特征在于按质量百分比计，锰含量被镍或铜部分或完全地等量替代。

6.根据权利要求1至3任一项的“模具用的贝氏体钢”，其特征在于按质量百分比计含有元素铌、锆或钽，以2份铌对应于1份钒或钛以及1份钽或锆对应于2份钒或钛的关系部分或完全替代元素钛或钒。

7.根据权利要求1至3任一项的“模具用的贝氏体钢”，其特征在于按质量百分比计表现出硼0.0015至0.0030；硅0.40至1.2。

8.根据权利要求1至3任一项的“模具用的贝氏体钢”，其特征在于按质量百分比计表现出硫0.005至0.010和钙0.0005至0.0030。

9.根据权利要求1的“模具用的贝氏体钢”，其特征在于以质量百万分率计具有硫

0.002至0.20和钙0.0005至0.010，并在其显微组织中具有低于0.25％的碳氮化物体积分数，适用于需要高的机械加工能力的情况。

说明书全文

模具用贝氏体钢

[0001] 本发明涉及用于工具、模具、模具支架、工具支架中的多种用途的贝氏体钢，其具有通过贝氏体转变获得的均匀硬度作为其主要特征，且不需要高含量的昂贵元素如镍和钼或者淬火工艺。因此，这样的钢在合金和使用它们的大块体的热处理中提供可观的成本收
益。该合金的基于其显微组织方面的仔细设计为本发明的钢物品提供了与工具、模具和底
座中所用的传统硬合金接近的硬度和性质，但它们的成本显著降低。

[0002] 工具和模具通常用于其它材料成形工艺，无论是热塑性聚合材料(常称作塑料)还是金属材料。根据用于制造它们的材料的性质，在工艺中在环境温度或通常达到700℃的高温下使用这些工具。本发明的钢特别适用于在环境温度下或在低于500℃的温度下工作
的模具或工具，以及用于一般用途的模具支架或工具支架。此类应用的典型实例是通常不
超过300℃的塑料成形用模具。它们也适用于一般在环境温度下工作但耐受在若干条件下
使用的工具的应力的模具支架和工具支架。

[0003] 因此，塑料模具和模具支架可以被视为本发明的钢的典型应用。在此类应用中，制造工具所用的材料的许多特性是重要的，一些与模具用途相关，另一些与它们的制造相关。关于模具或模具支架用途的特性，强度性质是重要的，通常与材料的硬度以及沿材料截面
的均匀性相关。另一方面，诸如对材料的抛光、纹理化和机械加工能力的响应之类的性质对模具或模具支架的经济制造而言是重要的。

[0004] 为了达到这些要求，传统钢通过淬火和回火经受热处理。淬火处理对大尺寸的块体而言是复杂的，并需要在油槽或在用聚合物改性的水介质中快速冷却。对用于大模具的
块体而言，使用大于80,000升的槽，这导致重大的操作困难。除冷却工艺外，必须使用促进淬硬性的元素如镍、锰和钼来改进这些材料的化学组成。如表1所示，这些元素在现有技术状况的钢中以显著含量存在，也与最终需要的硬度相关。

[0005] 在此意义上，正在进行新的发展。例如专利EP0805220和US5855846的目标是生产用于模具的具有较低合金元素含量的贝氏体钢。但是，在此发明中，用最高的铬含量获得硬度(在DIN 1.2738的相同范围内)，从而降低热导率的任何可能收益并产生更高的成本。
另一方面，发明US5695576展示了使用高Al含量和Si含量的概念，这可能因存在非金属夹
杂物而损害合金的机械加工能力。如实施例2中所示，高的Si含量也可能损害淬硬性。专
利PI9602054-7和PI0308832-4依循相同的概念，但试图仅获得最高的硬度范围(430至
530HB)和低于200毫米的厚度，然而更大量的用途是300HB的模具，未满足这种需求。这些
专利都没有显示出在无需淬火处理(即，使用空气冷却)的情况下在大块体(厚度大于200
毫米)中应用的实施例。它们也没有描述避免因缓慢冷却造成的可能脆化的可能性，无论
是通过调节合金还是热处理方式。

[0006] 表1：现有技术状况的合金。

[0007] 仅显示出主要的合金元素，以质量百分比为单位且铁为余量。

[0008]

[0009] *类别中最重要的。

[0010] 因此，获得工具钢块体的硬度时涉及的困难和成本是明显的，无论是通过化学组成还是特殊的热处理工艺。因此，显然需要在无需使用快速冷却并且也无需使用大的合金
元素含量的情况下能够被硬化产生大块体(截面大于500毫米)的钢。并且优选地，这种
钢能够满足适用于模具的整个硬度范围，即300至420HB。

[0011] 本发明的主题是满足所有这些需求。

[0012] 本发明中提出的贝氏体钢无需淬火即可被硬化，而且具有贫含高成本元素(如镍、钼和铬)的化学组成。

[0013] 为了满足上述条件，本发明的合金具有按质量百分比计由如下构成的合金元素组成：

[0014] *碳：0.05至1.0，优选0.1至0.7，典型为0.15至0.6。

[0015] *锰：0.5至5.0，优选1.0至3.0，典型为1.5至2.5。锰可以按1质量份锰对1质量份铜或镍的比率被镍或铜部分或完全替代。

[0016] *磷、硼、钛和钒：它们具有类似作用，因此它们必须按如下比率配给NU＝[Ti+P+10B+(V-0.10)]；其中NU必须具有0.02至0.30的值，典型为0.06至0.20的值。钒
可以按1份钒相当于2份铌或钽的质量比被铌或钽部分或完全替代。

[0017] *钛：独立于比率NU，最小钛含量必须为0.005，典型高于0.015，优选高于0.020；但是，其绝不能高于0.10，优选低于0.05，且典型低于0.040。

[0018] *硼：除上述比率外，必须控制最大硼含量，使其低于0.010，优选低于0.007，典型低于0.004。

[0019] *镍、钼和铬具有类似作用并且必须按如下比率配给：G＝[0.13Ni+0.60Mo+0.26Cr]；G的值必须高于0.1且低于1.0，优选为0.2至0.5，典型为0.25
至0.4。钼可以按1份钼相当于2份钨的质量比被钨部分或完全替代。在这种比率下，Ni
可以按1份镍相当于1份铜的比率被铜部分或完全替代。

[0020] *镍：除上述之外，最小镍含量为0.1，优选0.3，典型0.4。

[0021] *铬：除包含在比率G中外，最大铬含量可以为1.5，优选低于1.0，典型0.1至0.8。

[0022] *硫：低于0.10，优选低于0.05，典型0.001至0.010。

[0023] *钙：必须以至多0.010，优选至多0.005，典型为0.0005(5ppm)至0.003(30ppm)的含量存在。

[0024] *铝：必须低于0.5，典型低于0.1，优选低于0.02。

[0025] *氮：必须低于0.1，典型低于0.05，优选0.003至0.015。

[0026] *硅：0.05至3.0，优选0.1至2.0，典型0.3至1.5。

[0027] 余量为铁和钢加工过程中常见的金属或非金属杂质。

[0028] 下面是规定新材料的组成的原因，描述了各合金元素的作用。所述百分比是指质量百分比。

[0029] C：碳主要负责响应热处理、负责马氏体或贝氏体的硬度，后者是本发明钢的最重要的显微组分。因此，碳含量控制本发明钢的所得最终硬度，这可以根据用途要求而变化。因此，碳含量必须根据下列等式随必要的硬度也要较高(根据下面在实施例5中定义的等
式)：硬度HV＝(450±140)％C+(210±45)。

[0030] 但是，含量必须低于1.0％，优选低于0.7％，典型低于0.60％，使得在淬火后，残余奥氏体的存在不是非常高，并且也避免晶粒轮廓中促成高数量的二次析出碳化物。根据上述配给量，碳含量必须足以促成材料的所需硬度和机械强度，并应高于0.05％，优选高于
0.1％，典型高于0.15％。

[0031] Mn：由于成本不高并且由于其提高淬硬性的功效，锰必须以高含量用于本发明的钢中。因此，其含量必须高于0.5％，优选高于1.0％，典型高于1.5％。但是，当过量时，锰增加残余奥氏体和材料的应变硬化，造成机械加工能力的损失，而且也提高氢溶解性并且
促进鳞片(flake)形成。因此，锰含量必须限制在最大为5.0％，优选最大为3.0％，典型低于2.5％。

[0032] P、B、Ti和V：这四种元素在本发明的钢中具有重要作用，它们联合作用从而降低扩散相(如铁素体或珠光体相)的成核。取决于体积分数，这些相可能显著降低硬度，并进而使得无法使用该材料。成核降低的解释基于这些元素在奥氏体晶粒轮廓中的浓度；这些
区域具有高的自由能，因此它们是铁素体和珠光体形成的起始区域。当被磷或硼占据时或
甚至在钛的碳氮化物和钒的碳氮化物存在下，晶粒轮廓不可用于扩散相，铁素体或显微组
分珠光体相的形成。因此，当抑制这些相时，热力学条件导致贝氏体形成，其具有较高的硬度并且在本发明的合金中沿棒材截面也是均匀的。

[0033] 在此意义上，硼造成最强的作用，据经验确定其是钛和磷的10倍。在钒的情况下，添加的部分含量(约0.07％)在700℃下处于固溶体中，在该温度下形成珠光体或铁素体。因此，该比率通过公式(V-0.10)对待钒。钛也促进碳氮化物的形成，但由于它们的溶解度
低，在该比率中充分考虑钛。因此，我们考虑NU的配给量，这关系到这些元素的联合作用：

[0034] NU＝％Ti+％P+10％B+(％V-0.07％)

[0035] 当这种比率的总量非常低时，这意味着占据晶粒轮廓的效果低，并且必须更快地形成扩散相。几种组合物的结果表明该关系式的最小量必须为0.02％，典型为0.06％。

[0036] 但是，磷、硼、钛或钒的极高含量由于若干原因而促进脆化。钛和钒是强的碳化物形成体，当过多时它们可能促进裂纹扩展。过多的碳化物也不适合于模具应用，因为它们损害材料的机械加工能力和抛光能力。另一方面，磷在晶粒轮廓和其它界面中过度偏析时
通过降低局部内聚力(使界面中的原子之间的化学连接弱化)而促进脆化。过多的硼也可
能造成与磷类似的作用，然而具有大的缺点：造成在晶粒轮廓中形成碳化物、促进这些区域和材料整体的脆化。出于这些原因，必须通过规定NU比率的极限来控制这些元素的最大含
量。实施例中所示的结果表明NU必须低于0.30％，典型低于0.20％。

[0037] Ti：尽管上文已经描述，然而钛还对本发明的钢具有另一作用—“防止”硼与氮的反应(由于钛与氮的亲合力高于硼与氮)。因此，其使硼在轮廓上具有偏析作用，避免其与氮结合。为实现这种作用，钛必须高于0.010％，典型高于0.015％。

[0038] B：由于确认了硼的最强脆化作用，也必须独立限制这种元素，最大值为0.010％，最大值优选为0.007％且典型低于0.004％。

[0039] Ni、Mo和Cr：这三种元素由于其对扩散相生长的作用而促进淬硬性的提高，无论是分布在珠光体显微组分中还是通过先共析铁素体。在形成后，这些相具有平衡的含量，而且为了形成，必须发生过量元素的扩散。用于这种扩散的时间可能延迟形成过程，铬、钼和镍的作用与此相关。常规地，通过如下等式中所用的淬硬性系数来量化这种作用：

[0040] G＝[0.13Ni+0.60Mo+0.26Cr]

[0041] 该等式显示了三种元素在抑制形成的相的生长时的联合作用。与抑制成核的前述系数相关，可以抑制在先共析铁素体或珠光体形貌中扩散相的形成，由此形成贝氏体—
具有更高的硬度和机械强度。因此，G值必须具有0.1％的最小值，优选高于0.2％，典型高于0.25％。对于较薄的尺寸(例如低于400毫米)，较低的G值可以是足够的，例如0.1％
或0.2％的值。这有意义地降低合金的最终成本，因为镍、钼和铬在最近数年具有显著的物价稳定措施。除成本外，必须控制这些元素的含量以抑制马氏体的形成。如果获得这种相，在块体或棒材的表面硬度将显著高于核芯硬度。换言之，比率G的过高含量除了增加合金
成本外还促成目标硬度的均匀性的损失。G值必须低于1.0％，优选低于0.5％且典型低于
0.4％。可以用铜替代这三种元素，尽管铜是废料的重要污染物，但对淬硬性具有类似作用。
如果使用铜，其必须以质量等效比例代替镍、钼或铬。

[0042] Ni：除上述那些之外，可采用最小的镍含量以避免碳化物析出以及提高韧性。在这些以外，镍的最小含量必须为0.1％，优选0.3％。

[0043] Cr：除了包含在比率G中，还可采用最大铬含量以避免热导率的损失。因此，铬含量必须限制为1.5％，优选低于1.0％，且典型为0.1％至0.8％。

[0044] S：在本发明的钢中，硫形成硫化锰的夹杂物，其通过热成型处理而伸长。由于它们在机械加工过程中产生的温度下可延展以及是液态，这些夹杂物促进凹槽断裂并润滑切削工具，从而改进机械加工能力。因此，硫含量必须高于0.001％，优选高于0.005％，典型高于0.010％。但是，由于并非所有的应用都需要高的机械加工能力，硫带(band)的使用是任选的。尽管有助于机械加工处理，但硫化锰夹杂物损害通过抛光赋予的表面品质以及机械
性质。因此，硫含量必须低于0.20％，优选低于0.05％，典型低于0.010％。

[0045] Ca：钙也对夹杂物具有作用，其改变会损害机械加工能力的硬的铝夹杂物，通常减小夹杂物的尺寸(球化)。但是，由于其高的反应性，钙含量控制是复杂的。因此，对需要高的机械加工和抛光能力的那些情况而言，钙的使用也被视为任选。当使用时，钙含量必须高于5ppm，优选高于10ppm，典型高于20ppm。过多的钙含量可能促进用于沟道和铸造装置中的耐火材料的侵蚀，过度增加夹杂物的比例。因此，在添加时，最终钙含量必须低于100ppm，优选低于50ppm，典型低于30ppm。

[0046] Al：由于其形成硬的铝夹杂物，因此铝含量不能太高，以避免损害机械加工。其必须低于0.5％，典型低于0.1％，优选低于0.05％。

[0047] N：需要氮以形成钛的碳氮化物和钒的碳氮化物，它们抑制晶粒生长，有助于降低晶粒轮廓的自由能和避免扩散相的成核。另一方面，过量的氮可能与硼反应并且抑制该元素在降低晶粒轮廓能量中的作用。过高的氮含量也促进碳氮化钛的更高形成，这损害材料
的机械加工能力。因此氮必须低于0.1％，典型低于0.05％，优选为0.003％至0.015％。

[0048] Si：除其用作脱氧剂外(这在铝含量低的情况下是重要的，正如在本发明钢的情形)，硅在碳化物形成中具有重要作用。这种元素抑制渗碳体的形成以及，如实施例中所示，抑制在晶粒轮廓中析出并破坏该材料的其它碳化物的形成。对所有这些作用而言，硅含量
必须为0.05％至3.0％，优选0.1％至2.0％，典型0.3％至1.5％。

[0049] 材料制造工艺，更特别是其热处理，也是重要的。正如所述，该材料被设计成具有极高淬硬性和沿截面均匀硬化的能力。因此，对大多数尺寸而言，可以将该材料空气冷却。必须从来自炉的高于临界AC3温度(约850℃)的加热温度或者甚至直接在材料的热成形
后使用这种冷却。为了获得更好的韧性，可以使用更快速的冷却，例如通过水、油或强制空气对流或甚至喷水。因此，硬化过程中的冷却方法可以随设备和具体应用所需的韧性而变
化。仅当因由如上定义的化学组成的精细调节提供的高淬硬性时这才是可能的。

[0050] 在进行的实验和所研究的组成的下列描述中，参考了附图，其中：

[0051] 图1涉及作为NU和G系数的函数的所研究的组成的图示分布，评测在1150℃开始以0.05℃/s冷却后获得的硬度。30至34HRC的硬度被认为是适当的(“OK”)，因为这是
使用现有技术状况的钢的主要硬度范围；

[0052] 图2涉及本发明钢中典型的连续冷却转变(CCT)曲线，显示了所形成的相。区域B表示贝氏体，而M和F分别指马氏体和铁素体。注意对空气冷却的厚尺寸而言，获得约310HV的硬度，产生应用所需的32HRC；

[0053] 图3涉及现有技术状况的DIN 1.2738钢中典型的连续冷却转变(CCT)曲线，显示了所形成的相。区域BS和Bi分别表示上贝氏体和下贝氏体，而M和P分别指马氏体和珠光
体。

[0054] 图4涉及在两种不同尺寸的两个工业块体中的硬度测量结果，显示了高的硬度均匀性。

[0055] 图5涉及不同合金18至21的冲击韧性的评价。显示了尺寸和显微图，以涉及利用碳化物析出所获得的值。

[0056] 图6涉及对具有不同硅含量的组合物25至28所获得的显微图。组成显示在表5中。

[0057] 图7涉及对具有不同磷含量的组合物29至32所获得的显微图。组成显示在表5中。

[0058] 图8涉及对具有不同硼含量的组合物33至36所获得的显微图。组成显示在表5中。

[0059] 图9涉及通过增溶化热处理、随后缓慢冷却至950、850、750和600℃温度的样品的显微组织和韧性。侵蚀：硝酸酒精溶液2％。增大：200X。

[0060] 图10涉及与碳含量相对比的所得硬度比的评价：a)精确计算值和测得硬度的比较；b)在±20HB的变化下预测上限和下限之间的硬度值的等式。

[0061] 实施例1：为了限定本发明的钢的组成，制造几种合金并与现有技术状况的合金进行比较。制造实验棒材，所得化学组成显示在表2中，下面用它们的序号标示；为了比较，进行DIN 1.2738钢(极常用于塑料模具和在工具基座中的其它用途)的典型组成的研究。
在讨论硬度结果之前，引人注意的是在表3中注意到本发明的组合物中的合金元素显著减
少，这转换为较低的成本。

[0062] 表2显示了由前述比率获得的NU值和G值，与抑制成核和扩散相生长相关。对于各组合物，进行膨胀测定法研究，在0.05℃/s的冷却速率下获得的硬度也显示在表2中，这种冷却相当于400毫米的块体进行空气冷却。对模具和塑料模具支架的典型应用而言，这
种硬度的目标值在30至34HRC的范围内。因此，这种范围内的硬度被称作“合格(OK)”，在此范围外的强度被标作高或低。

[0063] 当这些结果处于图解形式时，如图1中所示，测定本发明中的合金的理想工作区域；换言之，NU和G的组合产生处在目标范围内的硬度的区域。因此，这使我们得到本发明的合金在形成NU(Ti、P、B和V)和G(Cr、Ni和Mo)的元素方面的工作极限。

[0064]

[0065] 对这种结果的解释与成核和生长机制直接相关。首先，促进晶粒轮廓中的能量降低的元素是基本的，因此它们避免形成造成较低硬度的扩散化合物(无论是先共析铁素体
还是珠光体形态的铁素体和渗碳体)。构成公式的NU系数的元素提供这种作用。钛和钒倾
向于在晶粒轮廓中形成析出化合物(碳化物或碳氮化物)，从而降低这些区域的自由能。在
铁素体或珠光体形成温度(约700℃)下，钛的溶解度低，忽略不计；但是，钒的溶解度高，因此其含量降低0.07％，大致相当于在700℃下在固溶体中的钒。另一方面，磷和硼倾向于偏析和集中在这些区域中，也造成其能量的降低，因此避免扩散相成核。按经验测定硼的作用是磷作用的约10倍，因此其系数乘以10。除钛在碳氮化物形成中的固有作用外，这些化
合物从基质中除去游离氮，氮容易与硼反应并消除硼在晶粒轮廓中偏析时的重要作用。

[0066] 除避免成核外，抑制扩散相生长的元素的存在是重要的。在本发明的合金中形成该系数的元素是锰、镍和铬。图1的坐标图显示了系数G考虑的这些元素，乘数指数获自元
素的淬硬性的典型结果。在G中没有考虑锰，因为其在所有合金中恒定。在极高含量下，这些元素促成过度的淬硬性，导致形成马氏体并过度提高硬度。在极低量下，硬度变得非常
低。这是因为即使高的NU值抑制成核，但高的生长趋势导致形成显著量的铁素体或珠光
体，从而降低硬度。

[0067] 在表1的图中所示的17种合金中，如下所述，一些极好地表现了所研究的合金元素的作用。合金1和2显示磷含量的作用，其在极低时产生低NU值并且没有达到所需硬度。
但是，当其高于0.020％时(合金2)，硬度非常接近所需硬度。合金5和17具有低的铬、镍
或钼含量，因此破坏比率G，并且因而没有实现所需硬度。另一方面，合金7、8和9表明，过高的Cr和Ni元素含量导致高G值，从而导致过高的硬度(由于形成部分马氏体)。合金
15显示钒的重要性，其在低含量下造成NU值的显著降低和因此硬度的显著降低。因此，钒
可以被认为是该合金绝对需要的。

[0068] 最后且重要的注释涉及合金10。这种合金是唯一在建议名单以外的，但原因简单。合金10具有低的钛含量，这造成NU值降低。但是，硬度的降低比预见的更为显著。这是因
为钛的缺乏造成硼作用损失，因为钛的缺乏留下更多游离氮与硼反应，因此促成其作用的
损失(被一些作者描述为有效硼)。NU和G等式不能解释这种协同效应，因此本发明的合
金对钛具有特殊要求。

[0069] 例如，图2显示了本发明的典型组合物的CCT曲线，这可以与现有技术状况的DIN1.2738钢的CCT曲线进行比较(在图3中)。

[0070] 一旦通过实施例1中描述的初步研究限定最佳组成，就可制造具有如表4中所示不同几何尺寸的若干工业批料。图4显示了根据上述组成制造的两个大块体的硬度分布和
照片。使用这两者都获得约285至310HB(30至34HRC)的硬度，在核芯区域中没有任何下
降趋势。

[0071] 实施例2：尽管具有在适当范围内的均匀硬度，但工业炉料(heat)，特别是在截面高于400毫米的块体中，表现出明显低于DIN 1.2738钢(此应用的基准)的韧性，无嵌块(insert)的冲击试验的值为约200焦耳(7×10mm的试样)。材料的韧性值与显微组织之
间的比较表明这种低值的主要原因是如图5中所示的碳化物在晶粒轮廓中的析出。因此，
为本发明的合金开发出替代方案以避免这些碳化物的析出和因此避免大块体的脆化。

[0072] 关于化学组成，观察到碳化物的量随硼含量提高而增长并在硅含量提高时降低，磷含量没有显著影响；表5显示这种评价中所用的化学组成。结论可基于表6的组成，结果
显示在图6至8中。还观察到，如相同尺寸的合金18和19在图5中的比较所示，镍具有重
要影响；合金18由于较低的镍含量而表现出较低的碳化物量。

[0073]

[0074] 对于硼，尽管对淬硬性重要(实施例1)，但过多含量有助于形成这些碳化物：注意当硼从20ppm增加至40ppm时，碳化物的量(表6)增加至两倍。

[0075] 可能地，这归因于高的亚稳定性条件，当高的硼含量集中在晶粒轮廓中时其有助于碳化物析出。

[0076] 对于大棒材该现象更强，具有强的显微偏析作用，造成硼的局部浓度提高。

[0077] 图8显示了这种作用，相当清楚的是，在具有较高硼含量的样品中碳化物量提高(模拟以36℃/h的极慢冷却过程对截面高于800毫米的具有核芯的块体进行冷却的处理
促进该析出)。

[0078] 如图7中所示，在硅含量降低时出现类似作用，但较不强；使用高于0.40％的硅含量倾向于减少这些碳化物的形成。但是，如表6中所示，Si含量的增加降低本发明材料的淬硬性(基本性质)，特别是在高于1.0％的含量下(根据表6，含2％Si的合金中的高铁
素体体积)。

[0079] 因此，为了制造具有高韧性和充足淬硬性的大棒材，使用高的硅含量(0.2至1.0％)和最小硼含量更加合适，由实施例1中所述的系数NU限定该最小值。

[0080] 表5：为研究P、B和Si含量在碳化物析出中的作用而制造的本发明的合金，碳化物在大尺寸块体中造成脆化

[0081]合金 C Si Mn P S Cr Mo Ni V W Ti Al B N
(ppm) (ppm) ppm (ppm) (ppm)
25 0.23 0.05 1.84 0.026 0.003 0.56 0.26 0.41 0.15 0.03 310 420 59 77
26 0.23 0.38 1.83 0.026 0.003 0.56 0.26 0.41 0.15 0.03 310 420 57 71
27 0.23 0.95 1.83 0.026 0.003 0.56 0.26 0.41 0.15 0.03 310 450 60 70
28 0.24 1.94 1.84 0.026 0.002 0.57 0.26 0.41 0.15 0.03 310 470 58 68
29 0.22 0.42 1.89 0.010 0.003 0.58 0.27 0.41 0.15 0.02 340 200 56 75
30 0.22 0.42 1.89 0.025 0.003 0.58 0.27 0.41 0.15 0.02 340 200 55 75
31 0.22 0.42 1.89 0.050 0.003 0.58 0.27 0.41 0.15 0.02 340 200 55 75
32 0.22 0.42 1.89 0.075 0.003 0.58 0.27 0.41 0.15 0.02 340 200 55 75
33 0.20 0.41 1.87 0.027 0.003 0.50 0.25 0.41 0.15 ＜0.01 310 160 20 78
34 0.20 0.41 1.85 0.026 0.003 0.49 0.25 0.41 0.15 ＜0.01 310 160 40 75
35 0.20 0.41 1.86 0.028 0.003 0.49 0.25 0.41 0.15 ＜0.01 310 160 70 68
36 0.20 0.42 1.86 0.027 0.003 0.49 0.25 0.41 0.15 ＜0.01 310 160 120 66[0082] 此类作用的冶金学原因具有本文中所论述的独特解释。在高含量下，硼倾向于集
中在晶粒轮廓中，特别是与Fe和Cr形成复杂碳化物。通过在本发明钢中进行的电子显微
分析，发现了这两种元素以及微量Mo。因此，硼含量的降低消除了作为问题起源的碳化物。
但是，这种降低不能过度，因为如实施例1中所述，为了避免形成铁素体，要求在晶粒轮廓中存在硼。另一方面，硅在碳化铁(渗碳体)中具有低的溶解度，从而避免其在钢中形成。
由于本发明钢中的这些碳化物也具有高的铁含量，硅机制可以被理解为与渗碳体的相同。

[0083] 表6：通过人工识别的碳化物的复合图像分析法定量测量晶粒轮廓中的碳化物的2
体积分数。用100×的放大率分析样品的10个区域，对每个样品总共扫描14mm。在测量
前，对样品施以在1150℃下的增溶化和36℃/h的低冷却。代表性图像显示在图6至8中。

[0084]组成碳化物的体积分数(％)* 铁素体的体积分数
合金25/0.05％Si 0.40 0％
合金26/0.41％Si 0.30 0％
合金27/1.0％Si 0.25 0％
合金28/2.0％Si 0.17 30％
合金28/0.010％P 0.33 28％
合金29/0.025％P 0.36 0％
合金30/0.050％P 0.42 0％
合金31/0.075％P 0.31 0％
合金32/20ppm B 0.016 0％
合金33/40ppm B 0.031 0％
合金34/20ppm B 0.085 0％
合金35/20ppm B 0.24 0％

[0085] *具有变化的B的炉料，合金32至35，具有较低碳含量(见表5)；因此，它们不可与其它变化进行比较，但可以在它们之间进行比较，以突出硼的作用。

[0086] 实施例3：除化学组成的变化外，避免这种析出的一种方式是促进快速冷却—从尚不存在碳化物的高温。如图9中所示进行这些试验；注意在低于800℃时，韧性降低更为
显著，特别是在750℃至600℃之间，但在这种降低后，碳化物析出。

[0087] 为了减少这种强析出，在锻造后或在奥氏体化/增溶化处理之后，可快速冷却该块体。基于数值模拟结果设计该工艺，并可以通过在油中或水中冷却来实施。在水的情况
下，为避免裂纹，可以引入在空气中的一些步骤，从而减小表面与核芯之间存在的温度差。
表7显示了这些实验的结果，当冷却速度较高时，观察到强度的显著提高。显然，对冷却速率固有地低的大块体的情形或者在需要高强度的情况下，必须采用这种工艺。在相反情况
下，可以采用空气冷却。

[0088] 表7：来自模拟的数据和在冲击试验体中获得的结果，对于本发明钢块体的不同冷却条件。冲击能的值涉及无嵌块的测试体，截面7×10mm，横向。

[0089]

[0090] *建议在水中的工艺可以在油中进行；对400mm×1000mm的尺寸而言，在油中持续60分钟。TS＝表面温度。

[0091] 实施例4：在之前的实施例中，限定了为本发明所建议的钢的化学组成和热处理。由于在该化学组成中使用钛，因此形成碳氮化物的硬颗粒—导致工具的更高磨损并且损害
材料的机械加工能力。对模具应用而言，机械加工方面是基本的。

[0092] 为避免这一点，研究本发明合金的硫和钙的最高含量。这两种元素影响夹杂物的形成。硫形成锰硫化物，其具有低硬度并且有助于断开切屑和工具润滑。另一方面，钙改变硬的铝夹杂物，产生具有更好机械加工能力的复杂夹杂物。钙的添加还使夹杂物球化，产生更好的抛光条件，抛光也是塑料模具的重要操作。

[0093] 表8显示了本发明钢的机械加工结果，在合金19中具有硫和钙含量的这种变化，在合金18中没有这种变化。通过比较，用DIN 1.2738钢(用于模具应用的基准)进行相
同试验。通过对(合金18和19的)钙和硫含量进行改变，工具加工的体积明显增加。

[0094] 用于改进机械加工能力的一个替代方案是降低碳氮化物的体积分数，由此减轻工具的加速磨损的原因。在合金37中使用降低碳氮化物体积+使用高的硫和钙含量的联合
作用。尽管在组成上类似于合金19，但与碳氮化钛体积的显著降低相关，机械加工能力显
著提高。在这种情况下，通过使用较小棒材提高凝固速度，由此实现碳化物的减少。但是，这也可通过降低氮或钛的含量来实现。由于钛对于NU系数而言是重要的，如实施例1中所
述，因此使用低的氮含量(作为碳氮化物体积的控制因素)证实是最为重要的。

[0095] 表8：通过至工具寿命周期终点的工具加工体积测得的合金18、19和现有技术状况的合金的机械加工能力的比较(VB＝0.20mm)。试验条件：工具＝用TiN涂布的硬金属
P25，25毫米直径，切削速度＝270m/min，进距＝0.25毫米/齿，切削深度＝0.75mm和加工
贯入度＝10mm。下面是化学组成的结果。在各样品中在20个区域中以500×通过计算机
2
图像分析测量碳氮化物的体积分数，总共扫描0.56mm。

[0096]

[0097]合金 C Si Mn P S Cr Mo Ni V Ti Al B N Ca
(ppm) (ppm) (ppm) (ppm) (ppm) (ppm)
ET1 0.39 0.4 1.66 0.011 16 1.87 0.17 0.74 ＜0.01 ＜50 90 ＜10 44 17
18 0.22 0.40 1.90 0.050 20 0.58 0.25 0.34 0.15 320 100 30 80 6
19 0.22 0.44 1.89 0.051 90 0.56 0.07 0.32 0.13 310 100 38 130 15
37 0.21 0.41 1.88 0.026 70 0.59 0.26 0.34 0.10 260 74 27 74 22[0098] 实施例5：基于前述合金的整个设计提供30至34HRC硬度，因为这是模具钢的主
要使用范围。对常规钢而言，使用退火处理的不同条件获得较高硬度。在本发明的钢中，通过锻造直接硬化，因此可以不进行该处理。因此，本发明还试图提供通过改变化学组成提高硬度的备选方案。

[0099] 由实施例1中所述的基础组合物，制造具有不同碳含量的组合物，通过膨胀测定法模拟具有约400毫米截面的块体中的核芯的冷却(0.05℃/s的速率)。表9和图10中
的结果表明，在使用最高碳含量时，获得较高硬度。基于这些数据，在实验上获得碳含量和缓慢冷却后的硬度的比率。即如下比率：

[0100] 硬度HV＝450％C+210

[0101] (以0.05℃/s冷却后获得的硬度，相当于400毫米厚的块体的空气冷却)

[0102] 表6：在具有不同碳含量的组合物中在以0.05℃/s冷却后获得的HV硬度值

[0103]合金 C Si Mn P S Cr Mo Ni V W Ti Al B N HV
(ppm) (ppm) (ppm) (ppm) (ppm) 速率0.05℃/s
38 0.23 0.28 1.88 0.047 0.002 0.61 0.21 0.33 0.14 ＜0.01 310 150 31 95 305
39 0.30 0.28 1.88 0.049 0.002 0.61 0.21 0.33 0.14 ＜0.01 320 150 32 98 356
40 0.39 0.28 1.87 0.049 0.002 0.61 0.21 0.33 0.14 ＜0.01 320 150 31 88 376
41 0.45 0.28 1.87 0.051 0.002 0.61 0.21 0.33 0.14 ＜0.01 320 150 32 86 412[0104] 因此，该实施例表明，通过调节碳含量，可以赋予本发明合金不同硬度。例如，对硬度315HV(约32HRC)而言，证实了实施例1中获得的范围，0.23％碳是必要的。另一方面，
对400HV(约40HRC)的硬度而言，0.42％的碳含量是必要的。

[0105] 如表1中所示，现有技术状况的钢在该相同硬度范围内具有显著更高的碳含量：DIN 1.2738，32HRC的硬度和0.36％碳，而DIN 1.2711，40HRC的硬度和0.52％碳。这一事
实对模具中常用的焊接工艺具有引人注意的重要性。由于它们是以最低碳含量工作，与现
有技术的钢相比，在本发明的钢中受热区的硬度低得多。对于0.23％的碳含量，本发明的钢在受焊接影响的区域中产生大约45HRC的硬度，而这种硬度在DIN 1.2738钢中为约60HRC
和在DIN 1.2711中为64HRC。这一事实有助于在焊接后的许多机械加工操作以及有助于在
抛光或纹理化后的情况。

[0106] 前述等式的指数的小变化可以在应用必需的硬度范围内产生适当的结果。对于工业中通常认可的±20HB的变化而言，该比率可根据图10b改变，由如下关系式描述：上限硬
度＝590％C+165，下限硬度＝310％C+255。因此，可如下描述作为碳含量的函数的硬度的
最终等式：

[0107] 硬度HV＝(450±140)％C+(210±45)

[0108] 因此，根据工业应用和必要的硬度，必须通过上述等式计算本发明的钢中的碳含量。

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一种浆体输送用下贝氏体耐磨钢管及其制造方法-专利编号CN102776445B	2020-05-12	267
准贝氏体钢-专利编号CN100408712C	2020-05-11	149
高强度贝氏体钢-专利编号CN109837458A	2020-05-13	941
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