钢合金及包含此类钢合金的组件
阅读：564发布：2020-10-07
专利汇可以提供钢合金及包含此类钢合金的组件专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且一种适合于 轴承 组件的可渗 碳 的 钢 合金 ，其按重量百分比包含：C 0.05‑0.5wt.％、Cr 2.5‑5.0wt.％、Mo 4‑6wt.％、W 2‑4.5wt.％、V 1‑3wt.％、Ni 2‑4wt.％、Co 2‑8wt.％，任选地包含以下元素中的一种或更多种：Nb 0‑2wt.％、N 0‑0.5wt.％、Si 0‑0.7wt.％、Mn 0‑0.7wt.％、Al 0‑0.15wt.％，其中Nb+V的组合量在1‑3.5wt.％的范围内，C+N的组合量在0.05‑0.5wt.％的范围内，余量为Fe和不可避免的杂质。，下面是钢合金及包含此类钢合金的组件专利的具体信息内容。
1. 一种可渗碳的钢合金，按重量百分比包含： C 0.05-0.5 wt.%、 Cr 2.5-5.0 wl %, 'Μ妇. 4-6 wt.%、 W 2-4.5 wt.%、 Y 1-3 wt%> Ni 2-4 wt.%、 Co 2-8 wt.%， 任选地，包含W下元素中的一种或更多种： Nb 0-2 wt.%, Η 0-0.5 wt. %、 Si 0-0.7 wt %、 Μη 0-0.7 wt. %、 A1 0-0.15 wt %, 其中Nb+V的组合量在1-3.5wt. %的范围内， 其中C+N的组合量在0.05-0.5wt. %的范围内， 余量为化和不可避免的杂质。
2. 根据权利要求1所述的钢合金，其中所述钢合金包含小于Iwt. %、优选地小于 0.5wt.%的不可避免的杂质。
3. 根据权利要求1或2所述的钢合金，其中所述C+N的组合量在0.05-0.3wt. %的范围 内。
4. 根据前述权利要求中任一项所述的钢合金，其中所述钢合金包含0.1-0.3wt. %的C。
5. 根据前述权利要求中任一项所述的钢合金，其中所述钢合金包含3-4.5wt. %的灯， 优选地3-4wt. %的Cr。
6. 根据前述权利要求中任一项所述的钢合金，其中所述钢合金包含3-7wt. %的Co,优 选地4-6wt. % 的 Co。
7. 根据前述权利要求中任一项所述的钢合金，其中所述钢合金包含1.5-2.5wt. %的V。
8. 根据前述权利要求中任一项所述的钢合金，其中表达式1 Iwt. %《Weq《 15wt. %被满 足，其中Weq = W+2*M〇。
9. 根据前述权利要求中任一项所述的钢合金，其中所述钢合金在硬化和回火后具有包 含回火马氏体和析出碳化物的微观结构，所述微观结构没有或基本上没有铁素体。
10. 根据前述权利要求中任一项所述的钢合金，其中所述钢合金通过真空感应烙化和 真空感应重烙(VIM-VAR)生产。
11. 根据权利要求1-9中任一项所述的钢合金，其中所述钢合金呈由气体雾化产生的粉 末冶金钢合金的形式。
12. -种机械组件，包含根据前述权利要求中任一项所述的钢合金。
13. 根据权利要求12所述的机械组件，其中所述机械组件具有表面层，所述表面层具有 由于渗碳或渗氮或其组合而导致的增加的硬度。
14. 根据权利要求13所述的机械组件，其中所述机械组件由于渗碳而在其表面层中具 有增加的碳含量。
15. 根据权利要求14所述的机械组件，其中在所述表面层中的所述碳含量为至少 1 .Owt. %，优选地至少 1. Iwt. %。
16. 根据与权利要求11组合的权利要求12-15中任一项所述的机械组件，其中所述机械 组件由热等压压制的粉末冶金钢合金形成。
17. 根据权利要求12-16中任一项所述的机械组件，其中所述机械组件是轴承组件。
钢合金及包含此类钢合金的组件
[0003] 轴承是被配置以允许在两个零件之间的受约束的相对运动的装置。滚动轴承是包 括内圈和外圈以及多个滚动元件(滚珠或滚子)的轴承，内圈和外圈包括滚道，多个滚动元 件布置在内圈和外圈之间。通常，轴承的组件由钢合金制成，从而产生了具有高断裂韧性和 抗滚动接触疲劳和磨损的组件。滚动轴承例如用于航空航天应用中，比如用于航空发动机 中，在这些应用中需要具有超常耐用性的轴承以便不管温度和空气压力的变化都能确保一 致的性能。
[0004] 航空航天工业中的最新发展目的在于降低radPNOx的排放，然而这导致了每台发 动机具有大量的轴承，可选择地，轴承的尺寸增加。为了在增加发动机效率的同时保持其重 量和尺寸下降，需要也保持轴承的重量和尺寸下降而不损害其机械性质。最近的研究工作 目的在于通过将钢滚动元件更换为相比于钢组件具有较低密度和较高硬度的陶瓷滚动元 件来实现这一目的。由于高硬度，滚动元件能被做的更小。然而，圈的尺寸也需要被减小。圈 需要一方面呈现出非常坚硬的外表面以提供耐磨性和低摩擦，并且另一方面呈现出具有高 断裂韧性和强度的芯以便承受裂纹扩展和变形。采用常规轴承合金，不可能达到性质的此 组合。此类常规轴承合金的一个实例是包含0.13wt. %C、0.25wt. %Mn、0.20wt. %Si、 4.2wt· %Cr、3.4wt. %Ni、l .2wt. %V，4.25wt. %Mo、以及余量的铁和杂质的50NiL。
[0005] 另一适用于轴承的钢合金组成在US5424028中被公开。这是包含以13-19wt.%的 量的Cr的耐腐蚀合金。然而，大量的合金元素使得该合金昂贵并且因此找到一种较便宜的 替代物是合意的。
[0006] 发明概述
[0007] 本发明目的是提供一种钢合金，该钢合金当被渗碳和热处理时能够用于诸如混合 滚动轴承(hybrid rolling bearing)的要求高的应用中，并且该钢合金相对于用于滚动轴 承的常规钢合金，在至少某方面具有改进的性质。另一个目的是提供一种具有适合于诸如 航空航天应用的要求高的应用的性质的机械组件。
[0009] W 2-4.5 wt.%、 V 1-3 wt.%、 m 2-4 wt.%、 Co 2-8 wt.%>
[0010] 任选地，包含以下元素中的一种或更多种： Nb 0-2 wt.%, N 0-0 5 wt
[0011] SI 0-0.7 wt. %, Μή 0-0.7 wt, %. A1 0-0.15 wt %,[0012 ] 其中Nb+V的组合量在1 -3 · 5wt · %的范围内，
[0013] 其中C+N的组合量在0 · 05-0 · 5wt · %的范围内，
[0014] 余量为铁和不可避免的杂质。
[0015] 也具有铁素体稳定作用的碳化物形成元素对于根据本发明的钢合金是必不可少 的，以便提供具有足够的硬度、耐热性和耐磨性的合金。因此，奥氏体稳定元素对于平衡该 合金是至关重要的。奥氏稳定元素(碳，镍，钴和锰)和铁素体稳定元素(钼、钨、铬、钒和硅） 的正确组合导致了根据本发明的可渗碳的钢合金中的优越的性质。
[0016] 借助于根据本发明的钢合金，将非常坚硬且耐磨的表面与具有高的强度和断裂韧 性的芯组合是可能的。因此，钢合金非常适合于要求高的应用，比如适合于用于航空航天工 业的减小尺寸的轴承组件。
[0017] 根据本发明的优选的实施方案，钢合金包含小于lwt. %、优选地小于0.5wt. %的 不可避免的杂质。优选地，不可避免的杂质保持到最小量。这样，杂质将会对钢合金的最终 性质具有最小的影响。
[0018] 根据一个实施方案，C+N的组合量在0.05-0.3wt. %的范围内。
[0019]根据一个实施方案，钢合金包含0.1-0.3wt. %的C。将碳含量保持在该范围之内确 保在硬化和回火后最佳量的碳化物可在非渗碳的钢合金芯中形成。其还使得在合金内形成 脆性的金属间相的风险最小化。
[0020] 根据一个实施方案，钢合金包含3-4.5wt. %的Cr。在该范围内，合金的最大硬化温 度被优化，使得硬化可以在足够高的温度下进行，因此在硬化后提高材料的硬度。优选地， 钢合金包含3_4wt. %的Cr。
[0021] 根据一个实施方案，钢合金包含3_7wt. %的Co。该范围确保材料的韧性和硬度的 平衡。优选地，钢合金包含4_6wt. %的Co。
[0022] 根据一个实施方案，钢合金包含1.5-2.5wt. %的V。在该范围内，硬化后的钢合金 的硬度和耐磨性被优化。
[0023] 根据一个实施方案，表达式1 lwt KWeq彡15wt · %被满足，其中Weq = W+2*Mo J和 Mo二者都主要形成M6C碳化物，该M6C碳化物在硬化期间容易被溶解并且有助于基质的硬化。 将组合量保持在该范围内在渗碳后在钢合金的表面层中给出足够量的碳化物。
[0025] 根据一个实施方案，钢合金通过真空感应恪化(vacuum induced melting)和真空 感应重恪(vacuum induced remelting)(VIM-VAR)生产。使用VIM-VAR生产的钢合金具有高 的纯度和低的夹杂物水平。
[0026]根据另一个实施方案，钢合金呈由气体雾化产生的粉末冶金钢合金（powder metallurgy steel alloy)的形式。使用气体雾化，得到具有高纯度、低夹杂物水平以及非 常细小弥散的碳化物的粉末冶金钢合金是可能的。气体雾化后的粉末是球形的并且可使用 例如热等压压制(hot isostatic pressing)(HIP)被致密化成均质材料。
[0027] 根据本发明的另一方面，第二个目的通过包含根据前述权利要求中任一项的钢合 金的机械组件实现。
[0028] 根据优选的实施方案，机械组件具有表面层，该表面层具有由于渗碳或渗氮或其 组合导致的增加的硬度。优选地，机械组件由于渗碳在其表面层中具有增加的碳含量。这导 致了硬化后非常硬的表面层，因为在渗碳期间引入的碳化物在随后的硬化期间溶解于基质 中，因此只增加了表面的硬度。芯保持比表面层软，这降低了从组件的表面以及到组件的芯 的裂纹扩展的风险。
[0029] 根据一个实施方案，在表面层中的碳含量为至少1 .Owt. %，优选地至少1. lwt. %。 根据该实施方案的组件具有带有非常高的硬度的表面层。优选地，在表面层中的碳含量应 当不超过1.7wt. %。这降低了在热处理和渗碳体形成期间局部熔化的风险，该风险导致了 表面层的脆性。
[0030] 根据一个实施方案，机械组件由热等压压制的粉末冶金钢合金形成。这种组件是 无多孔性的并且具有低水平的杂质和夹杂物。
[0031] 根据一个实施方案，机械组件是轴承组件。比如轴承组件能够被制成小于由诸如 50ML的标准轴承钢合金形成的轴承组件，并且因此节省了重量和空间。轴承组件特别地适 合于混合轴承和适合用于具有长寿命并且必须承受高负载的轴承应用中。优选地，轴承组 件是滚动轴承的内圈或外圈。
[0032] 本发明的另外的优点和有利特征将从本发明的以下描述及其实施方案呈现。
[0034]本发明现将参考附图进行详细描述，其中：
[0035]图la示出对于在980 °C下渗碳并且其后在1050°C下奥氏体化的样品所获得的硬度 分布，
[0036]图lb示出对于在955°C下渗碳并且其后在1050°C下奥氏体化的样品所获得的硬度 分布，
[0037]图2a示出对于在980°C下渗碳并且其后在1150Γ下奥氏体化的样品所获得的硬度 分布，
[0038]图2b示出对于在955°C下渗碳并且其后在1150Γ下奥氏体化的样品所获得的硬度 分布，
[0039]图3a示出用于在980°C下渗碳并且其后在1050°C下奥氏体化的样品的作为离表面 的距离的函数的碳含量，
[0040]图3b示出用于在955°C下渗碳并且其后在1050°C下奥氏体化的样品的作为离表面 的距离的函数的碳含量，[0041 ]图4a示出用于在980°C下渗碳并且其后在1150°C下奥氏体化的样品的作为离表面 的距离的函数的碳含量，
[0042]图4b示出用于在955°C下渗碳并且其后在1150°C下奥氏体化的样品的作为离表面 的距离的函数的碳含量，
[0043]图5示出对于在980 °C下渗碳并且其后在1150°C下奥氏体化的两个样品所获得的 硬度分布。
[0044] 发明的实施方案详述
[0045] 特别地适用于轴承组件的根据本发明的可渗碳的钢合金，按重量百分比包含：
[0046] C 0.05-0.5 wt.%、 Cr 2.5-5,0 wt%. Μθ 4-6 wt.%、 W 2-4.5 wt.%、
[0047] V 1-3 wt.%、 Ni 2-4 wt.%, Co .2-8. wt.%.,
[0048] 任选地，包含以下元素中的一种或更多种： Mb 0-2 wt.%> N 0-0,5 wt. %,
[0049] Si 0-0.7 wt. %、 Mn 0-0,7 wt.%, A1 0-0.15 wt. %,
[0050] 其中Nb+V的组合量在1-3· 5wt · %的范围内，C+N的组合量在0 ·05-0 · 5wt · %的范围 内，并且余量为Fe和不可避免的杂质。
[0051] 碳(C)使钢合金的奥氏体相在热处理温度下稳定并且对于提供强度、高硬度、耐热 性和耐磨性的碳化物的形成是必不可少的。钢合金中少量的碳是有益的，以便避免不合意 的且脆性的金属间颗粒的形成且以便形成少量的碳化物以避免在硬化期间过度的晶粒生 长。然而最初的碳含量不应当太高，因为使用渗碳增加由钢合金形成的组件的表面硬度将 是可能的。在渗碳期间，碳被嵌入到组件的表面层中以便获得硬度梯度。碳是控制在渗碳和 热处理后形成的马氏体的硬度的主要元素。在渗碳合金中，具有含有低碳含量的坚韧的芯 是必不可少的，而在经由渗碳热处理后希望获得具有高碳含量的坚硬的表面。因此碳被限 制到0 · 05-0 · 5wt · %的量、优选地0 · 1 -0 · 3wt · %的量。
[0052] 氮(N)促进奥氏体的形成并且抑制奥氏体向马氏体的转变。在钢合金中氮在某种 程度上能够代替碳并且任选地以〇-〇. 5wt. %的量、优选地以0-0.2wt. %的量存在。
[0053] 铬(Cr)有助于钢合金中碳化物的形成并且是控制该钢合金的可硬化性的、在碳之 后的主要元素。然而，铬还可以促进铁素体和残留奥氏体。此外，增加 Cr的量降低了最大硬 化温度。因此，Cr必须被控制至2.5-5. Owt. %Cr的量、优选地3-4.5wt. %Cr的量、并且更优 选地3_4wt. %Cr的量。
[0054] 钼(Mo)提高了钢合金的耐回火性(tempering resistance)、耐磨性和硬度。然而， 钼对铁素体相具有强的稳定作用。因此钼被限制到4-6%。
[0055] 钨(W)是铁素体稳定剂和强碳化物形成元素。钨通过碳化物的形成提高耐热性、耐 磨性和硬度。钨和钼在某些情况下是可互换的并且钨当量W eq = W+2*Mo可作为经验法则使 用。这里的Weq代表替代合金中W和Mo的作用所需要的W的量。妈应被限φΐ倒2-4.5wt. %、优选 地2_4wt. %，而Weq应在ll_15wt. %的范围内。
[0056] 钒(V)使铁素体相稳定并且对于碳和氮具有高的亲和力。钒通过形成坚硬的钒碳 化物而提供耐磨性和耐回火性。钒可以部分地被替代为具有相似性质的铌(Nb)。钒应被限 制到l_3wt · %、优选地1 · 5-2 · 5wt · %。
[0057] 硅（Si)充当强的铁素体稳定剂，但是经常出现在钢制造工艺中用于液体钢的脱 氧。低的氧含量进而对于低水平的非金属夹杂物和良好的诸如强度和抗疲劳性的机械性质 是重要的。硅任选地以〇-〇. 7wt. %的量、优选地0.05-0.5wt. %的量存在。
[0058] 镍(Ni)促进奥氏体的形成并且因此抑制铁素体的形成。镍的另一个作用是降低Ms 温度，即在冷却时从奥氏体向马氏体的转变开始时的温度。该作用可以防止马氏体的形成。 应当控制镍的量以便避免在渗碳的组件中的残留奥氏体。镍的量应为2_4wt. %。
[0059] 钴(Co)是防止形成非期望的铁素体的强奥氏体稳定元素。不像镍，钴提高Ms温度， 这进而降低了残留奥氏体的量。钴和镍一起使诸如碳化物形成元素 Mo、W、Cr和V的铁素体稳 定剂能够存在。由于碳化物形成元素对硬度、耐热性和耐磨性的作用，其对于根据本发明的 合金是必不可少的。钴还对钢合金具有轻微的硬度提高作用。然而，随着硬度增加，合金的 断裂韧性将会降低。因此，钴被限制到2-8wt. %、优选地3-7wt. %并且更优选地4-6wt. %。
[0060] 锰(Μη)使奥氏体相稳定并且降低钢合金中的Ms温度。锰通常被添加到钢中以便在 固化期间通过形成猛硫化物而将硫占用（tie up)。这消除了铁硫化物的形成的风险，铁硫 化物对钢的热可加工性具有不利影响。Μη连同Si也是脱氧工艺的一部分。Si和Μη的组合比 单独的Μη或Si给出更有效的脱氧。Μη任选地以0-0.7wt. %的量、优选地0.05-0.5wt. %的量 存在。
[0061]铝(A1)任选地存在于钢制造工艺中用于液体钢的脱氧。特别地，这与诸如在VM-VAR中的常规熔化工艺相关，并且因此A1在使用V頂-VAR生产的钢合金中以比在相应的粉末 冶金钢合金中更高的量存在。低的氧含量对于获得良好的显微清洁度以及还有良好的机械 性质诸如强度和抗疲劳性是重要的。铝任选地以0-0.15wt. %的量、优选地0-0.10wt. %的 量存在。
[0062]诸如污染元素的杂质可以以最大lwt. %的量、优选地最大0.75wt. %的量并且更 优选地最大〇.5wt. %的量存在于合金中。可能存在的杂质的示例为钛(Ti)、硫(S)、磷(P)、 铜(Cu)、锡(Sn)、铅(Pb)等等。氧(0)应当保持到最小量。杂质可能天然存在于用于生产钢合 金的原材料中，或可能由于生产工艺造成。
[0063]根据本发明的钢合金可由粉末冶金工艺生产，在该工艺中高纯度的金属粉末使用 雾化、优选地气体雾化来生产，因为这导致具有低量的氧的粉末。该粉末其后使用例如热等 压压制(HIP)被压缩。典型地，包套(capsule)通过在高压和高温下固结(consolidate)钢合 金粉末形成。该包套被锻造和乳制成钢筋并且最终形状的组件在其后通过锻造生产。组件 还可以使用近净成形技术(near net shape technique)由钢合金粉末来生产，通过该技 术，钢合金粉末被罐装于金属包套中并且在高压和高温下被固结成具有期望的形状的组 件。
[0064] 代替地，钢合金可使用双恪化工艺（double melting process)被精炼。在此工艺 中，钢合金锭可使用真空感应熔化然后使用真空电弧重熔(V頂-VAR)生产。重熔过程使钢合 金纯化并且提高了钢合金锭的均质性。真空电弧重熔的可选择方案的一个示例为电渣重熔 (ESR)〇
[0065] 由通过粉末冶金工艺或通过双熔化工艺生产的根据本发明的钢合金形成的组件 可以经受以渗氮、渗碳或其组合的形式的表面硬化，以便增加表面硬度。如果使用渗碳，表 面层的碳含量增加并且因此硬度也增加。渗碳工艺应当被调节使得在渗碳之后表面层的碳 含量在1.0-1.7wt. %的范围内，优选地在至少1.1 %wt. %的范围内。表面硬化后，组件在高 温下经受奥氏体化硬化工艺，然后冷却且随后回火。
[0066] 根据本发明的钢合金特别地适合于形成以轴承组件的形式的机械组件。优选地， 轴承组件是滚动轴承的内圈或外圈，例如在其中使用陶瓷滚动元件的混合滚动轴承的内圈 和外圈，但轴承组件也可以是滚动轴承的滚动元件。根据本发明的钢合金还适用于需要与 高的芯韧性组合的硬表面层的其他应用，比如齿轮组件、一体化的轴承-齿轮组件、注入系 统等等。 实施例
[0067] 生产和测试具有如表1中所列出的合金元素组成的若干钢合金测试样品。所列出 的组成的余量为Fe以及总量小于0.5wt. %的包括S、P、As、Sb、Sn、Pb和Cu的不可避免的杂 质。钢合金还包含约300ppm的量的N。混合物10和混合物12落在本发明的范围之外并且作为 比较实施例被包括。
[0068]
[0069] 表1
[0070] 所列出的钢合金样品由粉末冶金生产。首先，使用气体雾化生产钢合金粉末，并且 其后包套借助于热等压压制(HIP)由该粉末形成。样品被分成组并且按照表1I中所概述的 进行渗碳和/或热处理。渗碳且热处理的样品在热处理前被渗碳。
[0071]
[0073] 表 Π
[0074] 热处理1(HT1)包括以下步骤：
[0075] a)在1050°C下硬化，且在该温度下具有90分钟的保持时间，
[0076] b)深冻至_75°C ( ±5°C)持续2小时，
[0077] c)在560 °C下回火3次，每次持续1小时并且在每次之间冷却至室温。 [0078] 热处理lb(HTlb)包括以下步骤：
[0079] a)在1040°C下硬化，且在该温度下具有1小时40分钟的保持时间， [0080] b)深冻至-75°C ( ± 5°C)持续2小时，
[0081] c)在230°C下回火2次，每次持续5小时并且在每次之间冷却至室温，
[0082] d)在560°C下回火2次，每次持续2小时并且在每次之间冷却至室温。
[0083] 热处理2(HT2)包括以下步骤：
[0084] a)在1100°C下硬化，且在该温度下具有~6分钟的保持时间，
[0085] b)在560°C下回火3次，每次持续1小时并且在每次之间冷却至室温。
[0086] 热处理3(HT3)包括以下步骤：
[0087] a)在1150°C下硬化，且在该温度下具有30分钟的保持时间，
[0088] b)深冻至_75°C ( ±5°C)持续2小时，
[0089] c)在560°C下回火3次，每次持续1小时并且在每次之间冷却至室温。
[0090] 热处理3a(HT3a)包括以下步骤：
[0091] a)在1180°C下硬化，且在该温度下具有~6分钟的保持时间，
[0092] b)深冻至-75°C ( ± 5°C)持续2小时，
[0093] c)在560°C下回火3次，每次持续1小时并且在每次之间冷却至室温。
[0094] 渗碳周期1(C1)在980°C下进行并且渗碳周期2(C2)在955°C下进行。
[0095]在表1I中呈现的、经热处理的非渗碳样品的芯硬度使用具有10kg负载（即，98.1N 的力）的维氏硬度测试(Vicker' s hardness test)来确定。测试的结果在表2中示出。如可 以看出的，对于相应的硬化温度，基于混合物10和混合物2的样品具有比基于混合物5、混合 物8和混合物12的样品更低的芯硬度。这或许可以归因于如下文进一步讨论的芯中的铁素 体的存在。还可推断的是，相对于在1050 °C下硬化，在1150 °C下硬化增加了硬度。
[0096] 对于渗碳和随后热处理的样品，使用具有0.5kg负载的维氏硬度测试获得硬度分 布。根据HT1 (1050°C，样品混合物5-lb、混合物5-1 c、混合物8-lb、混合物8-1 c、混合物ΙΟ-ΐ b 、 混合物 10-1 c 、 混合物 12-1 b 、 混合物 12-1 c) 热 处理的 样品的 硬度分布在图 la (渗碳周期 C1)和图lb(渗碳周期C2)中示出，并且根据HT3(1150°C，样品混合物5-3b、混合物5-3c、混合 物8-3b、混合物8-3c、混合物10-3b、混合物10-3c、混合物12-3b、混合物12-3c)热处理的样 品的硬度分布在图2a(渗碳周期C1)和图2b(渗碳周期C2)中示出。在这些图中，样品的硬度 作为离表面的距离的函数被绘制。从图中明显的是，与在较低温度下硬化的样品相比，在较 高温度下硬化的样品呈现出增加的硬度。图3a和图3b以及图4a和图4b分别示出用于根据 耵1(1050°(：，样品混合物5-113、混合物5-1(3、混合物8-113、混合物8-1(3、混合物10-113、混合物 10-1 c、混合物12-lb、混合物12-1 c)和根据HT3(1150°C，样品混合物5-3b、混合物5-3c、混合 物8-3b、混合物8-3c、混合物10-3b、混合物10-3c、混合物12-3b、混合物12-3c)热处理的样 品的作为离表面的距离的函数的碳含量。如从图中可看出的，在980 °C (C1)下渗碳给出比在 955 °C (C2)下渗碳明显更高水平的碳和相应地更高的硬度。
[0097] 基于混合物2的渗碳样品（未用图表示出）具有约720HV的表面硬度，该表面硬度在 离表面1.5mm的深度处已减少到620HV。基于混合物2的渗碳样品的芯硬度是360HV。可以推 测，使用根据HT3的工艺、在1150°C下硬化将增加材料的硬度。非渗碳样品的结果表明，芯的 硬度将可能达不到与基于混合物5和混合物8的样品相同的水平。
[0098]就表面硬度和芯硬度而言最佳的折衷使用样品混合物5_3b和混合物8_3b获得，这 二者都示出在800HV左右的表面硬度和在550HV左右的芯硬度。这两个样品的硬度分布在图 5中被比较。如从分布中可以看出的，样品混合物5-3b比样品混合物8-3b呈现出具有高硬度 的更厚的表面层。更具体地说，对于混合物5-3b，约800HV的硬度被保持下至离表面约0.8mm 的距离处，而对于混合物8-3b，在离表面约0.8mm的距离处的硬度已经降低至700HV左右。 [0099] 对样品混合物5-2、混合物8-2、混合物10-2和混合物12-2的微观结构进行了比较。 使用光学显微镜在芯中发现的S铁素体(delta ferrite)的体积分数在表1I中示出。混合物 5-2具有含有细小碳化物的回火马氏体芯并且没有铁素体。混合物8-2被双重淬火，即包含 具有细小碳化物的回火马氏体和δ铁素体二者。混合物10-2也被双重淬火但是具有明显较 大分数的δ铁素体。混合物12-2也被双重淬火，具有比混合物5-2和混合物8-2更大分数的δ 铁素体。
[0100] 如通过在1050 °C和1150 °C之间的温度下进行的X射线衍射所验证，样品混合物5-lb、混合物5-lc、混合物5-3b和混合物5-3c呈现出没有铁素体的芯。
[0101] 落在了本发明的范围之外的基于钢合金混合物12的样品在渗碳后呈现出不足的 表面硬度。此外，这些样品在回火后在芯中包含相对大量的δ铁素体。在硬化包含铁素体的 非均质的芯后的性质更加难以预测并且因此均质的芯是优选的。也在本发明的范围之外的 基于混合物10的样品在回火后在芯中包含大分数的S铁素体，以及还有相对软的芯。
[0102] 基于混合物2的非渗碳样品，即混合物2-la和混合物2_3a，也呈现出由马氏体和铁 素体二者组成的芯，如由X射线衍射所验证的。然而，相的相对分数未确定。
[0103] 本发明不限于所公开的实施方案，而是可以在以下的权利要求的范围内变化和修 改。
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