本发明涉及一种调节钢的导热能力的方法，涉及一种工具钢、特 别是热作钢以及涉及工具钢的应用。此外本发明还涉及一种钢制品。

热作钢是合金化的工具钢，它们除了铁之外作为合金元素以不同 比例特别含有碳、铬、钨、硅、镍、钼、锰、钒和钴。

由热作钢能够制得热作钢制品，例如适于特别是在压铸中、在辗 轧中或在模锻中加工材料的工具。这类工具的例子是辗轧模、锻造工 具、压铸模、冲压杆或类似物，它们在高工作温度下必须具有特别的 机械强度性能。热作钢的另一应用领域是用于注塑塑料的工具。

工具钢、特别是热作钢，和由其制作得的钢制品的重要功能在于， 在用于工业过程中时要保证能足够地导出先前输入的或者在过程中本 身产生的热。

由热作钢制得的热作工具，除了在较高工作温度下的高机械稳定 之外还必须具有良好的导热能力以及高耐热损耗性。热作钢的其他重 要性能，除了足够的硬度和强度之外还有在高工作温度下的高热硬度 以及高耐损耗性。

用于制备工具的热作钢的高导热能力对于某些应用而言是具有特 别意义的，因为这能带来显著的周期时间缩短。由于用于热成型工件 的热成型装置的操作成本较为昂贵，所以通过减少周期时间能够实现 成本的显著节省。热作钢的高导热能力在高压压铸时也是有益的，因 为其中所用的铸模由于强烈提高的热疲劳强度而具有显著更长的使用 寿命。

通常用于制备工具的工具钢一般具有在室温下数值为18至24W/mK 的导热能力。通常，现有技术中已知的热作钢的导热能力为约16至 37W/mK。

由EP0632139A1公开了例如一种热作钢，其在不超过约1100℃的温 度下具有相对较高的超过35W/mK的导热能力。该文献中公开的热作钢 除了铁和不可避免的杂质之外还含有：

0.30至0.55重量％的C；

少于0.90重量％的Si；

不超过1.0重量％的Mn；

2.0至4.0重量％的Cr；

3.5至7重量％的Mo；

0.3至1.5重量％的元素钒、钛和铌中的一种或多种。

传统的热作工具钢一般具有超过2重量％的铬含量。铬是一种相对 廉价的碳化物形成剂并且还提供热作钢以良好的耐氧化性。此外，铬 还形成很细微的二次碳化物，从而使得对于传统的热作工具钢，机械 强度对韧性之比非常良好。

由德国专利DE1014577B1公开了一种使用硬化性钢合金的制备热 作工具的方法。该专利特别涉及一种制备操作中硬化的热作工具的方 法，特别是用于热压锻造的印模(Matrize)，其具有高抗裂强度和高 断裂强度以及在静态压力负荷和在热作用下具有高的屈服点。在该文 献中所描述的热成型钢还具有的特点是简单且相当廉价的化学组成 (0.15-0.30％的C，3.25-3.50％的Mo，不含铬)和易支配性。其中关键 地探讨了制备热压模的最佳方法，包括其所属的灼烧处理(硬化)。 并没有阐述取决于化学组成的特殊性能。

CH481222涉及一种具有良好的低温模镗挤压性 (Kalteinsenkbarkeit)且用于制备工具的铬-钼-钒-合金化的热作 钢，例如压印冲头和印模。其给出的启示是，合金元素的协调——特 别是铬(1.00至3.50％的Cr)，钼(0.50至2.00％的Mo)和钒(0.10至 0.30％的V)——对于所期望的性质有着重要影响，例如低的耐灼烧性 (55kp/mm2)、良好的流动性、良好的导热能力等。

日本公开文献JP4147706致力于通过心轴(Dorn)的尺寸和通过合 金的化学组成(0.1至0.4％的C，0.2至2.0％的Mn，0至0.95％的Cr，0.5 至5.0％的Mo，0.5至5.0％的W)而改善心轴的耐损耗性用以制备无缝钢 管。特别的用以提高钢的导热能力的措施不是该文献的主题。

日本公开文献JP2004183008记载了一种价廉的用以铸造塑料的工 具的铁素体-珠光体钢合金(0.25至0.45％的C，0.5至2.0％的Mn，0至0.5％ 的Cr)。其中重要的是可加工性和导热能力的最佳比。

JP2003253383中描述的钢包括预经硬化的用于塑料注塑的工具 钢，其具有铁素体-珠光体基本结构(0.1至0.3％的C，0.5至2.0％的Mn， 0.2至2.5％的Cr，0至0.15％的Mo，0.01至0.25％的V)，其中重要的是 突出的可加工性和可焊接性。

为了提高工具钢(其特点是轧压时具有高表面温度)中Ac1-转变 温度，以及获得卓越的可加工性和很小的流变应力，在JP9049067中推 荐对化学组成进行特殊化处理(0.05至0.55％的C、0.10至2.50％的Mn、 0至3.00％的Cr、0至1.50％的Mo、0至0.50％的V)并特别提高硅含量(0.50 至2.50％的Si)。

公开文献CH165893涉及一种铁合金，其特别适于热作的工具(锻 模、印模或类似物)和具有少铬的(直至不含铬)以及含钨-钴-镍的 (优选含有钼和钒添加物)化学组成。下降的铬含量或完全弃用铬作 为合金元素，负责实质上改善性能以及将有益的合金性能相结合。其 中发现，铬含量的很少量下降就已能相比于添加大量的W、Co和Ni而显 著更大地影响所期望的性能(例如很高的热抗拉断强度、韧性和对于 温度波动的不敏感性和由此带来的良好导热能力)。

由欧洲专利EP0787813B1公开了一种具有低Cr和Mn含量且在高温 下具有卓越强度的耐热的铁素体钢。前述公开文献中公开的发明的目 的在于，提供一种具有低铬含量的耐热的铁素体钢，且其在很长时期 于高温下的条件下具有更好的持久强度以及具有更好的韧性、可加工 性和可焊接性，即使是对于厚产品。通过描述有关形成碳化物(粗糙 化())、析出和混晶凝固的合金影响，提出了稳定化 铁素体钢的结构必要性。将Cr含量下降到低于3.5％的原因是，在高于 550℃的温度下由于Cr-碳化物的粗糙化而使得持久强度的减小受到抑 制以及改善韧性、可加工性和导热能力。但是至少0.8％的Cr被视作是 保持高温下钢的氧化韧性和腐蚀韧性的前提。

由DE19508947A1公开了一种耐损耗的、耐回火的和耐热的合金。 该合金特别旨在热固结成型技术和热成型技术中的热作工具的用途并 且特征在于有着很高的钼含量(10至35％)和钨含量(20至50％)。此 外，在前述公开文献中所述的发明涉及一种简单而廉价的制备方法， 其中首先由熔体或者以粉末冶金途径生产得到合金。如此大含量的Mo 和W的原因是通过混晶硬化和通过形成碳化物(或金属间相)而提高耐 回火性和耐热性。另外，钼提高了导热能力并减小了合金的热延展性。 最后，在该公开文献中阐述了该合金适于在其他组成的基体之上生产 表面层(激光焊接、电子焊接、等离子辐射焊接、涂覆焊接)。

德国专利DE4321433C1涉及一种用于热作工具的钢，例如在高达 1100℃的温度下用于材料的固结成型(Urformung)、成型和加工(特 别是在压铸、辗轧、模锻过程中或者作为割刀)的那些。特征是，在 400至600℃的温度范围内钢具有超过35W/mK的导热能力(尽管它们原 则上随着合金含量升高而减小)并同时具有高耐损耗性(超过700N/mm2 的拉伸强度)。该非常良好的导热能力一方面归因于提高的钼比例(3.5 至7.0％的Mo)且另一方面归因于最大的4.0％的铬比例。

JP61030654涉及具有很高的热抗裂强度和热断裂强度以及很大导 热能力的钢的用途，用作为用于制备铝-连续铸造设备中的辊子护套的 材料。这里也讨论了，在热抗裂强度或热断裂强度和导热能力受到合 金组成影响的方面的相反的倾向。特别是在导热能力方面，超过 的硅含量和超过4.5％的铬含量被视作是不利的。描述了用以调节由该 发明的钢合金制得的辊套的经硬化的马氏体微结构的可能途径。

EP1300482B1涉及一种热作钢，特别是用于在提高的温度下用于成 型过程的工具的热作钢，其具有同时出现的以下性能：提高的硬度、 强度和韧性以及良好的导热能力、在提高的温度下的改善的耐损耗性 和在碰撞类负荷下的使用寿命延长。描述了，在热调质过程中通过窄 范围内的碳(0.451至少0.598％的C)以及形成特种碳化物 (sondercarbid-)和一碳化物的元素(4.21至4.98％的Cr、2.81至 3.29％的Mo、0.41至0.69％的V)的特定浓度，能够促使一种理想的可混 晶硬化性并且能够很大程度地抑制以基体硬度为代价的碳化物硬化过 程或者是硬度提高性的粗糙碳化物析出过程。通过减少碳化物比例而 改善导热能力可能基于的是界面动力学和/或碳化物的性能。

现有技术中已知的工具钢、特别是热作钢和由此制得的钢制品的 缺陷是，它们对于某些应用领域而言只具有不足够的导热能力。另外， 迄今为止不可能有目的地调节钢、特别是热作钢的导热能力并因此特 定地适于各种应用目的。

在此，本发明的任务在于提供一种方法，借助于该方法能够实现 有目的地调节钢、特别是热作钢的导热性。此外，本发明的任务还在 于，提供一种工具钢、特别是热作钢以及钢制品，且它们具有相比于 现有技术中已知的工具钢(特别是热作钢)或者钢制品更高的导热能 力。

该任务在方法方面通过具有权利要求1的特征的方法和通过具有 权利要求2的特征的方法解决。在工具钢方面，本发明所基于的任务通 过具有权利要求4的特征的工具钢(特别是热作钢)、通过具有权利要 求5的特征的工具钢(特别是热作钢)和通过具有权利要求6的特征的 工具钢(特别是热作钢)来解决。在钢制品方面，本发明所基于的任 务通过具有权利要求25的特征的钢制品来解决。从属权利要求涉及的 是本发明的有益的进一步改进。

根据权利要求1，本发明的用于调节钢、特别是热作钢的导热能力 的方法，其特征在于，以特定的冶金方式产生钢的内部结构，该结构 的碳化物成分具有特定的电子密度和声子密度和/或该结构的晶体结 构具有通过有目的地产生的晶格缺陷而确定的、针对声子流动和电子 流动的平均自由程()。本发明方案的优点在于，可以通过 以前述的方法以特定的冶金方式产生钢的内部结构而有目的地将钢的 导热能力调整到所期望的值。本发明的方法适于例如工具钢和热作钢。

根据权利要求2，本发明的用于调节、特别是用于提高钢、特别是 热作钢的导热能力的方法，其特征在于，以特定的冶金方式产生钢的 内部结构，该结构在其碳化物成分中具有提高的电子密度和声子密度 和/或该结构通过在碳化物和包裹其的金属基体的晶体结构中的少量 的缺陷而具有针对声子流动和电子流动的增大的平均自由程。通过本 发明的这些措施能够相对于现有技术中已知的钢以特定的方式调节钢 的导热能力并特别是相对于已知的热作钢而本质上提高钢的导热能 力。

在一个优选的实施方式中，将室温下钢的导热能力调整到大于 42W/mK，优选大于48W/mK，特别是调整到大于55W/mK。

根据权利要求4，本发明的工具钢、特别是热作钢的特征在于具有 以下组成：

0.26至0.55重量％的C；

<2重量％的Cr；

0至10重量％的Mo；

0至15重量％的W；

其中，W和Mo的含量总和为1.8至15重量％；

形成碳化物的元素Ti、Zr、Hf、Nb、Ta，其单独或总和的含量为0 至3重量％；

0至4重量％的V；

0至6重量％的Co；

0至1.6重量％的Si；

0至2重量％的Mn；

0至2.99重量％的Ni；

0至1重量％的S；

余量的铁和不可避免的杂质。

因为现已表明，可以至少部分地通过所谓的碳当量成分氮(N)和 硼(B)来代替碳，所以一种具有权利要求5的特征或具有权利要求6 的特征且其具有以下所述的化学组成的工具钢、特别是热作钢，提供 了本发明所基于的任务的等价解决方案。

根据权利要求5，本发明的工具钢、特别是热作钢的特征在于以下 组成：

总和为0.25至1.00重量％的C和N；

<2重量％的Cr；

0至10重量％的Mo；

0至15重量％的W；

其中W和Mo的含量总和为1.8至15重量％；

形成碳化物的元素Ti、Zr、Hf、Nb、Ta，其单独或总和的含量为0 至3重量％；

0至4重量％的V；

0至6重量％的Co；

0至1.6重量％的Si；

0至2重量％的Mn；

0至2.99重量％的Ni；

0至1重量％的S；

余量的铁和不可避免的杂质。

根据权利要求6，另一种本发明的工具钢、特别是热作钢的特征在 于以下组成：

总和为0.25至1.00重量％的C、N和B；

<2重量％的Cr；

0至10重量％的Mo；

0至15重量％的W；

其中W和Mo的含量总和为1.8至15重量％；

形成碳化物的元素Ti、Zr、Hf、Nb、Ta，其单独或总和的含量为0 至3重量％；

0至4重量％的V；

0至6重量％的Co；

0至1.6重量％的Si；

0至2重量％的Mn；

0至2.99重量％的Ni；

0至1重量％的S；

余量的铁和不可避免的杂质。

本发明工具钢的一个特别的优点首先在于相比于现有技术已知的 工具钢和热作钢有着强烈提高的导热能力。很明显，本发明的工具钢 除了铁作为主成分之外还以上述范围含有元素C(或者根据权利要求5 为C和N，根据权利要求6为C、N和B)、Cr、Mo和W以及不可避免的杂质。 因此其余合金元素(合金伴随元素)是工具钢的任选成分，因为它们 的含量也能任选地为0重量％。

在此所述的解决方案的一个重要方面在于，使在固体溶液状态中 的碳和优选还有铬很大程度地从钢基体中免除，并且Fe3C-碳化物被 具有更高导热能力的碳化物所代替。铬可以只是通过使其根本不存在 而从基体中免除。碳可以特别与碳化物形成剂相结合，其中Mo和W是廉 价的元素并且无论作为元素还是作为碳化物都具有相对较高的导热能 力。

针对工具钢和特别针对热作钢的量子力学模拟模型能够表明，固 体溶液状态中的碳和铬导致基体的扭曲(Verzerrung)，这就致使声 子的平均自由程缩短。结果是更大的弹性模量和更高的热膨胀系数。 碳对于电子散射和声子散射的影响同样借助于合适的模拟模型来检 验。因此，能够证实到在碳以及铬方面缺乏的基体在提高导热能力上 的优点。基体的导热能力由电子流主导，而碳化物的传导能力由声子 确定。在固体溶液状态下，铬对于通过电子流获得的导热能力具有很 不利的作用。

如权利要求4，5和6的本发明的工具钢(特别是热作钢)能够具有 在室温下超过42W/mK的导热能力、优选超过48W/mK的导热能力、特别 是超过55W/mK的导热能力。现已惊奇地发现，还能够实现数值超过50、 特别是约55至60W/mK甚至更高的导热能力。本发明的热作钢的导热能 力因此能够是现有技术中已知的热作钢的几乎两倍。因此，在此所述 的钢特别也适于其中需要高导热能力的那些应用。因此，本发明的工 具钢相比于现有技术中已知的解决方案的特别的优点在于显著改善的 导热能力。

在一个特别有益的实施方式中，工具钢的导热能力可通过如权利 要求1至3之一的方法来调节。由此，工具钢的导热能力能够特意地针 对应用来调适和调节。

工具钢可以任选地含有形成碳化物的元素Ti、Zr、Hf、Nb、Ta， 且其单独或总和的含量为不超过3重量％。元素Ti、Zr、Hf、Nb、Ta在 冶金学中公知为很强的碳化物形成剂。现已表明，在提高工具钢导热 能力方面，强碳化物形成剂起到积极作用，因为它们具有更好的将固 体溶液状态中的碳从基体中去除的能力。具有高导热能力的碳化物还 能够进一步加强工具钢的传导能力。由冶金学已知，以下元素是碳化 物形成剂，并且它们的亲碳性按照逐步增强的顺序排列：Cr、W、Mo、 V、Ti、Nb、Ta、Zr、Hf。

特别有益的是，在该情况下产生相对较大且因此纵向膨胀的碳化 物，因为工具钢的整体导热能力遵循具有不利的极限效应 (Grenzeffekten)的混合定律。元素对碳的亲和性越强，则形成相对 较大的初生碳化物颗粒的趋势也就越大。但是，大的碳化物会在一定 程度上不利地影响工具钢的一些机械性能，特别是其韧性，从而使得 对于工具钢的每种应用目的而言都必须找寻到介于所期望的机械性能 和热性能之间的一个合适的折中点。

任选地，工具钢可以含有含量为不超过4重量％的合金元素钒。如 上已经阐述的，钒是微细碳化物网络的基础。由此，能够针对一些应 用目的而改善工具钢的许多机械性能。相比于钼，钒的特点不仅在于 其更高的亲碳性，而且还具有其碳化物具有更高导热能力的优点。此 外，钒还是相对较为廉价的元素。但是钒相比于钼的缺点是，留存在 固体溶液状态中的钒会对工具钢的导热能力产生显著更大的消极影 响。出于该理由，将工具钢只与钒合金化是不利的。

任选地，工具钢可以含有一种或多种用于固体溶液凝固的元素， 特别是Co、Ni、Si和/或Mn。因此，任选地存在使工具钢具有含量为不 超过2重量％的Mn的可能性。为了改善工具钢的耐高温性，根据具体的 使用，例如不超过6重量％的Co可以是很有利的。在另一个优选的实施 方式中，工具钢可以具有含量不超过3重量％、优选含量不超过2重量 ％的Co。

为了提高低温下工具钢的韧性，可以任选地设计使热作钢具有含 量为不超过1.6重量％的Si。

为了改善工具钢的可加工性，工具钢可以任选地含有含量不超过1 重量％的硫S。

为了简化对于本发明的本质理解，以下将详细论述针对具有高导 热能力的工具钢(热作钢)的新型冶金构造方案(它们也是本发明方 法的基础)的一些关键要点。

对于所给出的图1所示的贯穿工具钢的金相学预制样品的横截面， 可以在光学显微或光栅电子显微地观察结构体微结构时，借助光学照 相分析技术定量地获得碳化物Ac和基体材料Am的面积比。其中，将大面 积的碳化物称为初生碳化物1，将小面积的碳化物称为二次碳化物2。 背景中所示的基体材料在图1中用附图标记3表示。

在忽略其他微结构成分(例如夹杂物)的情况下，根据如下等式 非常近似地确定工具钢整个表面Atot的面积：

Atot＝Am+Ac

通过简单的算术变换，得到如下等式：

(Am/Atot)+(Ac/Atot)＝1

该等式的被加数适合作为混合定律方程(Mischungsregelansatz) 的加权因子。

此时由于基体材料3和碳化物1，2在其导热能力方面具有不同的性 质，所以根据该混合调节方程的该体系的整体总导热能力λint可以描 述如下：

λint＝(Am/Atot)*λm+(Ac/Atot)*λc

其中，λm是基体材料3的导热能力，而λc是碳化物1，2的导热能力。

该公式毫无疑问地是一种简化了的从体系角度来看的方式，但是 其完全适于从现象来理解本发明。

可以例如使用所谓的有效介质理论(EMT)来对总体系的积分导热 能力进行符合实际的数学模型化。利用这种方案(Ansatz)，将工具 钢的微结构组成描述为由反映碳化物性质的且具有各向同性的导热能 力的球状单结构元素(其插入到具有不同的、但是同样是各向同性的 导热能力的基体材料中)组成的复合体系：

λint＝λm+fc*λint*(3*(λc-λm)/(2*λint+λc)

在该等式中，fc表示碳化物1，2的体积份数。

但是该等式并非是唯一可解的并因此也只能有限地用于所针对的 体系结构。如果涉及体系导热能力λint的最大化，则能够从前述的混 合定律原则上推导出，当各个系统组分λc和λm的导热能力都分别达到 了最大化时，体系导热能力λint随后也能实现这种最大化。

对于本发明而言特别重要的是，碳化物fc的体积份数是最后对此 具有决定性的，且其与两个导热能力λc和λm是更相关的。

碳化物的量最后通过对机械耐受性且特别是针对工具钢的耐损耗 性所提出的针对应用的要求而定义。由此，特别在碳化物结构方面， 对于根据本发明改进的工具钢的不同的主要应用领域而获得完全不同 的设计规定。

在铝压铸领域，由于有关接触的损耗机理、特别是由于磨损的损 耗负荷并不突出。因此也就不必要求存在大面积的初生碳化物作为高 耐损耗的微结构成分。因此，碳化物fc的体积比例主要通过二次碳化 物来确定。因此fc的值相对较小。

在也包括相关的加压淬火()和模压淬火 ()方案的板材热成型过程中，工具要遭受到由于有关接 触的损耗机理而引起的高负荷，无论是以粘连()还是以磨 损所表现的。因此，极其希望大面积的初生碳化物，因为它们能够提 升对于这种损耗机理的耐受性。这种初生碳化物富集的微结构的结果 便是很高的fc值。

不论碳化物结构如何，最后涉及的是所有体系组分的导热能力的 最大化。但是，通过针对应用地对碳化物形态() 进行设计规定，构成体系组分的导热能力对于总体系的整体导热能力 的影响作用的加权。

该引入的过程方式与现有技术已显著不同，其中总是将导热能力 视作为整体的材料物理性能。当现有技术中涉及的是考虑各个合金元 素对于导热能力的影响时，所述的方式则恰恰总是通过确定整体性能 而进行。迄今还不存在这种考虑，即考虑这些合金元素对于微结构形 态、即对于碳化物结构的影响和对于基体和由此所得的这些微结构体 系元素的物理性能变化的影响，并因此在现有技术中也决不存在对于 工具钢的冶金学设计构思的出发点。

在这种整体的设计观点之下，能够确定，铬含量的减少和钼含量 的升高会导致整体导热能力的改善。根据这种冶金学设计方案改进的 工具钢通常具有30W/mK的导热能力，这相对于24W/mK的导热能力而言 提高了25％。这种提高在现有技术中已经被视作有效的性能改善。

人们长久以来的出发点便是，进一步地减少铬含量不可能导致导 热能力的进一步显著改善。因为铬含量的进一步减少另外会导致热作 钢的抗腐蚀性下降，所以在设计新型工具钢方面也就没有进一步实验 和改变相应的冶金学配方。

对于具有根据权利要求4、5或6所述组成的本发明的工具钢而言， 为实现显著改善的导热能力，采用一种完全新颖的冶金学构思，该构 思能够以精确定义的方式构造微结构的体系组分的导热能力并由此显 著改善工具钢的整体导热能力。在此所推荐的冶金学构思的一个重要 基本考虑是，优选的碳化物形成剂是钼和钨，并且作为已经很小含量 的溶于该碳化物中的铬的结果，由于通过纯碳化物的晶体结构中所形 成的缺陷声子的平均自由程延长了，所以热传递性质受到不利地影响。

利用该新颖的冶金学设计方案，能够以有益的方式获得室温下高 达66W/mK和更高的热作钢的整体导热能力。这超过了所有现有技术中 已知构思的提高率的几乎十倍。现有技术中所能找到的方案中没有一 个能以改善导热能力为意图而针对热作钢设计使得铬含量可类比地减 少。

对于各种其中设计了与本发明所述的化学组成相类似的低铬含量 的情况，都没有明确地涉及对导热能力的影响，而是涉及了其他的功 能意图，例如在JP04147706A中涉及特意地在钢表面上通过减小该区域 内的抗氧化性而形成氧化层。

现有技术中已知，材料的纯度含量越高，则其导热能力也就越高。 各种杂质——在金属材料的情况下也即是各个合金元素的添加物—— 必然导致导热能力的减小。例如纯铁具有80W/mK的导热能力，略微掺 杂的铁则已经具有小于70W/mK的导热能力。在钢中，最小添加量的碳 (0.25体积百分比)和其他合金元素，例如锰(0.08体积百分比)就 已导致至多60W/mK的导热能力。

尽管添加了其他合金元素如钼或钨，采用本发明的过程方法仍然 能令人惊奇地实现高达70W/mK的导热能力。这些预想不到的效果的原 因在于，本发明的意图是尽可能地使碳不进入溶液中的基体中，而是 通过强碳化物形成剂使其结合成碳化物并且利用具有高导热能力的碳 化物。

现若将注意力聚焦在碳化物上，则这种关注就是声子传导能力， 其最终决定导热能力。若要将其改善，则要精确地在这方面结构性地 产生影响。但是，有一些碳化物具有相当高的传导电子密度，特别是 具有高金属含量如W6C或Mo3C的高熔点碳化物。在最近的研究中发现， 已经很少量地添加铬到如此的碳化物中即导致晶体晶格结构的显著缺 陷，并因此导致声子流动的平均自由程显著变长。结果是导热能力减 小。这导致明确的结论，即尽可能地减少铬含量能导致工具钢的导热 能力的改善。

此外，要考虑将钼和钨作为优选的碳化物形成剂。在上下文中， 钼是特别优选的，因为其相比于钨是实质上更强的碳化物形成剂。基 体中缺乏钼的效果是致使基体中更好的电子传导能力并由此有助于进 一步改善总体系的整体导热能力。

如前已经指出的，过少的铬含量同时导致工具钢抗腐蚀性的下降。 尽管这对于特定的应用而言可能是有缺陷的，但是对于本发明所构造 的工具钢的主要应用而言，更高的氧化倾向不会成为真正的功能性缺 陷，因为在此，额外的腐蚀防护作用和腐蚀防护措施终究是目前企业 的生产流程的组成部分。

因此，例如在用于铝的压铸中时液态的铝本身即是足够的腐蚀防 护，而在板材热成型领域内则是为进行损耗防护而氮化的工具的表面 边界层。腐蚀防护性的润滑剂以及冷却剂和隔离剂同样也部分地有助 于腐蚀防护。另外，还可以电镀或者以真空涂层法涂覆上非常薄的保 护层。

根据本发明将这里所述的工具钢(特别是热作钢)作为用于制备 钢制品、特别是热作工具的材料，相比于现有技术中已知的且迄今用 作相应热作钢制品的材料的热作钢，这能提供许多的甚至有些是极其 显著的优点。

由本发明工具钢(特别是热作钢)制得的工具的更高导热能力容 许例如减少工件的加工/制备时的周期时间。另一优点在于显著降低工 具的表面温度以及减小表面温度梯度，由此对工具的长寿命产生显著 作用。对于工具损伤首先归因于热疲劳、温度突变或熔焊的情况特别 如此。特别在用于铝压铸应用的工具方面就是这种情况。

同样令人惊奇的是，本发明工具钢(特别是热作钢)的其余机械 性质和/或热性质相比于现有技术中已知的工具钢能够获得改善，或者 至少保持不变。例如弹性模量能够减小，本发明工具钢(特别是热作 钢)的密度相比于传统的热作钢能够提高和热膨胀系数能够减小。对 于某些应用而言还能实现其他改善，例如高温下的提高的机械强度或 提高的抗损耗性。

在一个优选的实施方式中推荐，工具钢具有小于1.5重量％的Cr， 优选小于1重量％的Cr。在一个特别优选的实施方式中，存在着工具钢 具有小于0.5重量％的Cr、优选小于0.2、特别小于0.1重量％的Cr的可 能性。

如上所阐述的，工具钢的基体中存在固体溶液状态中的铬会对其 导热能力起到消极作用。这种由于工具钢中铬含量的升高而对导热能 力起到的消极作用的强度对于小于0.4重量％的Cr的区间而言是最大 的。对工具钢导热能力起到的不利影响的强度下降的细分区间 (Intervallabstufung)优选在大于0.4重量％但小于1重量％，以及 大于1重量％且小于2重量％的两个区间内。对于其中工具钢(热作钢) 的抗氧化性很重要的应用而言，可以例如权衡那些对于工具钢在导热 能力和抗氧化性方面所提出的并反映为铬的最优化重量百分比的要 求。通常，约0.8重量％的铬提供工具钢以良好的腐蚀防护。已经表明， 添加量超过约0.8重量％的铬的含量，则可能导致铬不期望地溶于碳化 物中。

在一个优选的实施方式中，可以使工具钢的钼含量为0.5至7重量 ％、特别是1至7重量％。在较廉价的碳化物形成剂中钼具有相对较高的 亲碳性。此外，碳化钼相比于碳化铁和碳化铬具有更高的导热能力。 另外，相比于固体溶液状态中的铬，固体溶液状态中的钼对于工具钢 的导热能力的不利作用显著较小。出于这些理由，钼属于适于大量应 用的碳化物形成剂。但是，对于需要高韧性的应用而言，具有较小二 次碳化物的其他碳化物形成剂，例如钒(相比于钼的大至200nm的晶团 (Kolonien)，为约1至15nm大的晶团)是更有利的选择。

在许多应用中可以通过钨代替钼。钨的亲碳性略小并且碳化钨的 导热能力显著更大。

在另一特别有利的实施方式中，可以使Mo、W和V的含量总和为2 至10重量％。这三种元素的含量总和在此特别取决于所期望的碳化物数 量，亦即取决于各种应用要求。

工具钢、特别是热作钢的杂质可以包括单独或总和的含量为最大1 重量％的元素Cu、P、Bi、Ca、As、Sn或Pb中的一种或多种。特别的， Cu是除了Co、Ni、Si和Mn之外的另一种适于固体溶液凝固的元素，从 而使得在合金中至少很少份额的Cu任选地可以是有利的。除了能够任 选地以最大1重量％的含量存在的S之外，元素Ca、Bi或As也能简单化工 具钢的可加工性。

同样重要的是在形成合金的碳化物的高温下工具钢的机械稳定 性。有鉴于此，考虑到机械稳定性和强度性质，例如Mo-碳化物和W- 碳化物优于碳化铬和碳化铁。在基体中铬的缺乏以及碳含量的减少导 致改善的导热能力，特别是当通过碳化钨和/或碳化钼来进行时。

用以制备在此所推荐的工具钢(特别是热作钢)的方法，对于其 热性能和机械性能同样发挥着重要作用。因此，通过特意地选择制备 方法能够特意地改变工具钢的机械性能和/或热性能，并由此适合于各 应用目的。

本发明范畴内所述的工具钢能够例如通过粉末冶金法(热等静压) 制备。也存在着例如通过真空感应熔化或通过炉内熔化制备本发明的 工具钢的可能。现已令人惊奇地发现，各个所选的制备方法能影响所 得的碳化物大小，而其自身如上所述地能够对工具钢的导热能力和机 械性能产生影响。

还能够通过本身已知的精炼方法如VAR-法(VAR＝真空电弧重熔； Vakuum-Lichtbogenumschmelzen)、AOD-法(AOD＝氩氧脱碳； Argon-Sauerstoff-Entkohlung)或者所谓的ESR-法(ESR：电渣重熔) 来精炼工具钢。

同样能例如通过砂铸或精密铸(Feinguβ)而制得本发明的工具 钢。其可以通过热压或其他粉末冶金方法(烧结、冷压、等静压)并 且在所有这些制备方法中都能采用或不采用热机械工艺地(锻制、轧 制、流动冲压(Flie β pressen))制备。也可以采用较不传统的制备 方法，如触变铸造(thixo-casting)、等离子涂覆或激光涂覆以及局 部烧结。为了由该工具钢也能制得具有在体积内变化的组成的制品， 能够有利地采用粉末混合物的烧结过程。

在本发明范畴内改进的钢也能够用作焊接添加材料(例如以粉末 形式用于激光焊接，作为条材或型材用于金属-惰性气体焊接(MIG- 焊接)、金属活性气体焊接(MAG-焊接)、钨-惰性气体焊接(WIG- 焊接)或用于采用经包覆的电极的焊接)。

根据权利要求24，推荐了如权利要求4至23之一所述的工具钢、特 别是热作钢作为制备热作钢制品、特别是热作工具的材料的应用，且 其具有超过42W/mK的室温下导热能力、优选超过48W/mK的导热能力、 特别是超过55W/mK的导热能力。

本发明的钢制品的特征在于权利要求25的特征，并且所述钢制品 至少部分地由如权利要求4至23之一所述的工具钢、特别是热作钢构 成。

在一个有益的实施方式中，可以使得钢制品具有在其整个体积上 基本恒定的导热能力。特别的，在该实施方式中，钢制品可以完全由 如权利要求4至23之一所述的工具钢、特别是由热作钢构成。

在一个特别有益的实施方式中，能够设计使得钢制品具有至少是 分段地改变的导热能力。

根据一个特别有益的实施方式，室温下钢制品能够至少分段地具 有超过42W/mK的导热能力、优选超过48W/mK的导热能力、特别是超过 55W/mK的导热能力。在室温下，钢制品也能够在其整个体积上具有超 过42W/mK的导热能力、优选超过48W/mK的的导热能力、特别是超过 55W/mK的导热能力。

在有益的实施方式中，钢制品可以是例如金属的压力成型、剪切 成型(Schubumformung)或弯曲成型工艺中的，优选在自由锻工艺、 模锻工艺、触变锻造工艺、流动冲压工艺、辗轧工艺、模弯 (Gesenkbiege-)工艺、轧制成型(Walzprofilier)工艺或者在扁轧 工艺、型件轧制工艺和铸轧工艺中的成型工具。

在其他有益的实施方式中，钢制品可以是金属的拉压成型和拉伸 成型工艺中的，优选在加压淬火工艺、模压淬火工艺、深冲工艺、张 拉成型工艺和翻孔(Kragenzieh)工艺中的成型工具。

在进一步的优选实施方式中，钢制品可以是例如金属原材料的固 结成型工艺中的，优选压铸工艺、真空压铸工艺、触变铸造工艺、铸 轧工艺、烧结工艺和热等静压工艺中的成型工具。

此外，钢制品还可以是聚合物原材料的固结成型工艺中的，优选 注塑工艺、挤出工艺和挤出吹塑工艺中的成型工具，或者是陶瓷原材 料固结成型工艺中的，优选烧结工艺中的成型工具。

在再一个优选实施方式中，钢制品可以是产生能量和能量转换的 机器和设备的部件，优选内燃发动机、反应器、热交换器和发电机的 部件。

另外，钢制品还可以是化学方法技术的机器和设备的部件、优选 化学反应器的部件。

本发明的其他特征和优点清楚地根据引用附图的优选实施例的以 下描述来说明。附图为

图1典型工具钢的微结构横截面内的碳化物结构的极大简化的示 意草图；

图2相比于传统工具钢的根据本发明的热作钢的两个样品(F1和 F5)的抗磨强度；

图3适用于热成型工艺的本发明工具钢(热作钢)的导热能力取 决于铬含量的关系图；

图4根据本发明的另外选择的工具钢的导热能力取决于铬含量的 关系图；

图5描述在经预热的工件中通过与两个工具钢板两面接触导热而 获得的排热过程。

以下将开始详细阐述五个适合于不同应用目的的工具钢(热作钢) 的实例。

实施例1

现已发现，为了制备用于钢板热成型(“热冲压成型”)的工具 (热作钢制品)，特别有益的是采用具有以下组成的热作钢：

0.32至0.5重量％的C；

少于1重量％的Cr；

0至4重量％的V；

0至10重量％、特别是3至7重量％的Mo；

0至15重量％、特别是2至8重量％的W；

其中Mo和W的含量总和为5至15重量％。

此外，该热作钢含有不可避免的杂质和作为主要成分的铁。任选 地，该热作钢可以含有强的碳化物形成剂，例如Ti、Zr、Hf、Nb、Ta， 且其单独或总和的含量为不超过3重量％。在这种应用中，由热作钢制 得的工具的抗磨强度是特别重要的。因此，所形成的初生碳化物的体 积应尽可能大。

实施例2

现今，铝压铸有着很重要的市场，其中用于制备工具的热作钢的 性质对于竞争力而言是特别重要的。用于制备压铸工具的热作钢的高 温机械性能在此是具有特别的意义的。在这种情况下，提高的导热能 力的优点是特别重要的，因为不仅使得周期时间的缩短成为可能，而 且工具的表面温度和工具中的温度梯度也会减小。在此，对于工具的 耐用性的积极作用是显著程度的。在压铸应用中，特别是在铝压铸方 面，采用具有以下组成的热作钢作为制备相应工具的材料是特别有益 的：

0.3至0.42重量％的C；

少于2重量％、特别是少于1重量％的Cr；

0至6重量％、特别是2.5至4.5重量％的Mo；

0至6重量％、特别是1至2.5重量％的W；

其中，Mo和W的含量总和为3.2至5.5重量％；

0至1.5重量％、特别是0至1重量％的V。

此外，该热作钢还含有铁(作为主要成分)和不可避免的杂质 任选地，热作钢可以含有强的碳化物形成剂，例如Ti、Zr、Hf、Nb、 Ta，且其单独或总和的含量为不超过3重量％。

在铝-压铸应用中，应尽可能不存在Fe3C。其中，添加有Mo和W的 Cr和V是优选的元素，用以代替Fe3C。但优选地，同样通过Mo和/或W代 替Cr。为了在某些应用中优选地将钒完全或至少部分地代替，同样可 以使用W和/或Mo。但是或者，也可以使用更强的碳化物形成剂，如Ti、 Zr、Hf、Nb或Ta。碳化物形成剂的选择和其份额又取决于具体的应用 和对于由热作钢制得的工具的热性能和/或机械性能所提出的要求。

实施例3

在具有相对较高熔点的合金的压铸中使用具有以下组成的热作钢 来制备相应的工具是有益的：

0.25至0.4重量％的C；

少于2重量％、特别是少于1重量％的Cr；

0至5重量％、特别是2.5至4.5重量％的Mo；

0至5重量％、特别是0至3重量％的W；

其中，Mo和W的含量总和为3至5.2重量％；

0至1重量％、特别是0至0.6重量％的V。

此外，该热作钢还含有不可避免的杂质以及作为主要成分的铁。 任选地，该热作钢可以含有强的碳化物形成剂，例如Ti、Zr、Hf、Nb、 Ta，且其单独或总和的含量为不超过3重量％。在该应用中需要热作钢 更大的韧性，从而能将初生碳化物尽可能完全抑制，因此稳定的碳化 物形成剂是更有益的。

实施例4

在塑料注塑中以及在具有相对较低熔点的合金的压铸中，采用具 有以下组成的热作钢来制备相应的工具是特别有益的：

0.4至0.55重量％的C；

少于2重量％、特别是少于1重量％的Cr；

0至4重量％、特别是0.5至2重量％的Mo；

0至4重量％、特别是0至1.5重量％的W；

其中，Mo和W的含量总和为2至4重量％；

0至1.5重量％的V。

此外，该热作钢还含有铁作为主要成分以及不可避免的杂质。任 选的，热作钢可以含有强的碳化物形成剂，例如Ti、Zr、Hf、Nb、Ta， 且其单独或总和的含量为不超过3重量％。在这些应用领域中，应保持 钒的份额尽可能小。优选地，热作钢的钒含量可以是少于1重量％且特 别是少于0.5重量％，在一个特别优选的实施方式中是少于0.25重量 ％。

在注塑过程中，对于工具的机械性能的要求是相对较小的。通常， 约1500MPa的机械强度即已足够。但是，更高的导热能力能够使得制备 注塑件时周期时间的缩短成为可能，从而能够减少制备注塑件的成本。

实施例5

在热锻时特别有益的是，为制备相应的工具而使用具有以下组成 的热作钢：

0.4至0.55重量％的C；

少于1重量％的Cr；

0至10重量％、特别是3至5重量％的Mo；

0至7重量％、特别是2至4重量％的W；

其中，Mo和W的含量总和为6至10重量％；

0至3重量％、特别是0.7至1.5重量％的V。

此外，热作钢含有铁作为主要成分和不可避免的杂质。任选的， 热作钢可以含有强的碳化物形成剂，例如Ti、Zr、Hf、Nb、Ta，且其 单独或总和的含量为不超过3重量％。

优选的，在该实施例中，热作钢可以含有用于固体溶液凝固的元 素，特别是Co，但也可以是Ni、Si、Cu和Mn。特别的，不超过6重量％ 的Co的含量经证明是有益的，用以改善工具的耐高温性。

借助于此处举例描述的适于许多不同应用的热作钢，可以获得是 已知热作钢约两倍大的导热能力。

表1中显示了，相比于传统的工具钢，根据本发明的热作钢的五个 实验样品(样品F1至样品F5)的热弹性特征值。例如可以看到，该热 作钢具有比已知的工具钢更高的密度。另外也显示了如下结果，即本 发明热作钢的样品的导热能力相比于传统的工具钢强烈增大。

表2中总结了，相比于传统的工具钢，根据本发明的两个热作钢样 品(样品F1和F5)的机械性能。

图2中描绘了相比于传统工具钢，热作钢的两个样品(F1和F5)的 抗磨强度。其中，借助于由相应的钢制得的销钉和借助于由USIBOR- 1500P-板材制成的盘片来测试抗磨强度。样品“1.2344”在此作为对 比样品(抗磨强度：100％)。因此，抗磨强度为200％的材料具有对比 样品的两倍高的抗磨强度，并因此在进行摩擦测试方法过程中只遭受 一半大的重量损失。可以看出，本发明热作钢的样品相比于大多数已 知的钢材而言具有很高的抗磨强度。

以下将详细阐述根据本发明的工具钢、特别是热作钢的其他优选 实施例和它们的性能。

导热能力和导热性是描述材料或部件热传输性能的最重要的热物 理材料参数。为精确测量导热性，进行所谓的“激光闪射技术”(LFA) 作为快速、多方面和精确的绝对法。在相关的标准DIN 30905和DIN EN 821中确定了相应的检测规程。为进行该测量，使用NETZSCH-  GmbH，Wittelsbacherstrasse 42，95100 Selb/Bayern(德 国)公司的LFA 457 MicroFlash。

由所测得的导热性a和比热cp以及样品特有的经计算得的密度ρ， 根据计算式

λ＝ρ·cp·a

能够非常简单地计算得到导热能力λ。

图3中显示了对于选择表3中具有FC或FC+xCr标记的化学组成的 工具钢，根据该方法计算得的导热能力取决于铬的重量份额的关系。 其中，该组成首先在合金元素铬的重量百分比上是不同的。

所述的钢由于相对较大的初生碳化物的体积份额，除了根据本发 明可能调节获得理想的导热能力之外，还具有很高的抗磨擦损耗和粘 连损耗性，并因此适合于如一般在热成型工艺中所出现的高机械负荷。

图4中显示了对于选择表4中具有FM或FM+xCr标记的化学组成的 工具钢，根据该方法计算得的导热能力取决于铬的重量份额的关系。 其中，该组成首先在合金元素铬的重量百分比上是不同的。这些工具 钢特别适用于压铸工艺，因为它们的特点在于初生碳化物的份额相对 较小。

表5中归纳了用于对比地试验工艺性能的本发明工具钢F的化学组 成。

在特别是如板材热成型中所主导的工艺近似条件下，采用具有表5 中标记为F的化学组成的工具钢，与根据DIN17350 EN ISO 4957的具有 标号1.2344的传统工具钢相比，通过高温测量法能够验证到经由预热 而存储入工件中的热量加速地导出。高温测量法的结果归纳于图5中。

考虑到在这些工艺中通常的工具温度为约200℃，因此经由这里所 用的本发明的工具钢能够实现约50％的冷却持续时间的缩短。

除了通过合适地选择化学组成而基本调节导热能力的本发明这一 方面，本发明还包括了通过特定的热处理来精细调节这一方面。

表6中示例性地显示了，对于具有表5中所列化学组成的合金方案F 以及具有表3中所列化学组成的合金方案FC，不同热处理条件对所得导 热能力的影响作用。

根据热处理而调节得不同的导热能力的原因在于，由此改变的碳 化物的体积份额和它们改变了的分布和形态。

前面已经指出，鉴于在本发明合金的化学组成方面提高导热能力， 应调节包括碳当量成分N和B(碳当量xCeq＝xC+0.86·xN+1.2·xB， 其中xC表示C的重量百分比，xN表示N的重量百分比和xB表示B的重量百 分比)在内的碳的重量份额，使得在基体中碳尽可能少地残留于溶液 中。对于钼的重量份xMo(％Mo)和钨的重量份xW(％W)同样如此； 它们也应尽可能地不以溶解形式残留于基体中，而是更多地参与碳化 物的形成。类似形式地，对于所有其他元素也同样如此；它们也应参 与到碳化物的形成中并因此不以溶解形式存在于基体中，而更多地用 以结合碳并任选地在机械负荷方面提高耐损耗性。

前面相关的描述内容能够——即使有某些局限——在一般的说明 方案中变换地描述为工具钢特征值HC的方程式的形式：

HC＝xCeq-AC·[xMo/(3·AMo)+xW/(3·AW)+(xV-0.4)/AV]

在该式中：

xCeq-碳当量的重量百分比(如上定义)；

xMo-钼的重量百分比；

xW-钨的重量百分比；

xV-钒的重量百分比；

AC-碳的原子质量(12.0107u)

AMo-钼的原子质量(95.94u)

AW-钨的原子质量(183.84u)

AV-钒的原子质量(50.9415u)。

HC的值应有益地介于0.03和0.165之间。HC的值也能够在0.05至 0.158之间，特别的在0.09至0.15之间。

在上述的式子中因子3针对的是如下情况，即，预计在本发明的工 具钢的微结构中有M3C或M3Fe3C型的碳化物；M在此表示任意的金属元 素。因子0.4基于的是如下事实，即，在合金制备时所期望的重量百分 比的钒(V)主要以碳化物形式的化合物形式添加，因此不超过该份额 的量同样作为金属碳化物MC而存在。

根据本发明的工具钢(热作钢)的其他应用领域

对于本发明工具钢(特别是热作钢)的优选实施例的其他应用， 原则上可以考虑那些其中高导热能力或经特定调节的变化的导热能力 特性对于所用工具的应用行为和对于由此制得的产品的性能产生积极 作用的应用领域。

采用本发明能够得到具有精确限定的导热能力的钢。甚至存在着 通过改变化学组成而获得具有在体积上变化的导热能力的钢制品的可 能性，且所述钢制品至少部分地由在此所推荐的工具钢(热作钢)制 成。其中，可以采用各种能够改变钢制品内化学组成的方法，例如粉 末混合物的烧结，局部烧结或局部熔融或所谓的“快速模具制造”法 或“快速原型”法或者“快速模具制造”法和“快速原型”法的结合。

除了已经提到的板材热成型(加压淬火，模压淬火)领域和轻金 属压铸中的应用之外，其一般也可以是结合工具和模具的金属铸造工 艺，塑料注塑和体积成型工艺，特别是热体积成型(例如锻造、流动 冲压、辗轧、轧制)，它们是本发明热作钢的优选应用领域。

在产品方面，这里所推荐的钢材，对于它们用于制备内燃机中的 气缸衬筒的用途而言，对于切削刀具或制动圆盘而言是理想的前提。

表7中除了已经描述于表3和4中的合金方案之外还描述了本发明 工具钢(热作钢)的其他实施例。

表7中所归纳的合金方案的优选应用是：

FA：铝压铸；

FZ：铜和铜合金的成型(包括黄铜)；

FW：铜和铜合金；(包括黄铜)以及更高熔点的金属合金的压铸；

FV：铜和铜合金(包括黄铜)的成型；

FAW：铜和铜合金；(包括黄铜)以及更高熔点的金属合金的压铸；

FA Mod1：由铜和铜合金(包括黄铜)和铝制成的大体积部件的压 铸；

FA Mod2：铝的成型；

FC Mod1：具有高抗损耗性的板材热成型(加压淬火，模压淬火)；

FC Mod2：具有高抗损耗性的板材热成型(加压淬火，模压淬火)。