钢、所述钢制造的产品及其制造方法
阅读：379发布：2021-01-12
专利汇可以提供钢、所述钢制造的产品及其制造方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 涉及一种 钢 ，所述钢的组成以wt％计为：10.0％≤Ni≤24.5％；1.0％≤Mo≤12.0％；1.0％≤Co≤18.0％；14.0％≤Mo+Co+Si+Mn+Cu+W+V+Nb+Zr+Y+Ta+Cr+C+Al+B+Ti+N≤29.0％；21.5％≤Ni+Co+Mo≤40.0％；痕量≤Al≤4.0％；痕量≤Ti≤0.1％；痕量≤N≤0.010％；痕量≤Si≤4.0％；痕量≤Mn≤13.0％；痕量≤C≤0.03％；痕量≤S≤0.0020％；痕量≤P≤0.005％；痕量≤B≤0.01％；痕量≤H≤0.0005％；痕量≤O≤0.03％；痕量≤Cr≤5.0％；痕量≤Cu≤4.0％；痕量≤W≤6.0％；痕量≤Zr≤4.0％；痕量≤Ca≤0.1％；痕量≤Mg≤0.8％；痕量≤Nb≤4.0％；痕量≤V≤4.0％；痕量≤Ta≤4.0％；痕量≤Y≤4.0％；其余为 铁 和生产所带来的杂质。在所述钢为热成型部件或 热轧 板材的形式时对650mm2 抛光 表面以及在所述钢为 冷轧 板材的形式对800mm2的抛光表面进行 图像分析 观察到的夹杂物群体不含等效直径大于10μm的非金属夹杂物。本发明还涉及一种由所述钢制造的产品，诸如金属板材或带材；及其制造方法。，下面是钢、所述钢制造的产品及其制造方法专利的具体信息内容。
1.一种钢，其特征在于，所述钢具有以重量百分比计的以下组成：
10.0％≤Ni≤24.5％，优选12.0％≤Ni≤24.5％；
1.0％≤Mo≤12.0％，优选2.5％≤Mo≤7.0％；
1.0％≤Co≤18.0％，优选4.0％≤Co≤18.0％，更优7.0％≤Co≤16.0％，进一步更优
8.0％≤Co≤15.0％；
14.0％≤Mo+Co+Si+Mn+Cu+W+V+Nb+Zr+Y+Ta+Cr+C+Al+B+Ti+N≤29.0％，优选15.0％≤Mo+Co+Si+Mn+Cu+W+V+Nb+Zr+Y+Ta+Cr+C+Al+B+Ti+N≤27.0％，更优17.0％≤Mo+Co+Si+Mn+Cu+W+V+Nb+Zr+Y+Ta+Cr+C+Al+B+Ti+N≤26.0％；
21.5％≤Ni+Co+Mo≤47.5％，优选25.0％≤Ni+Co+Mo≤40.0％；
痕量≤Al≤4.0％，优选痕量≤Al≤2.0％；
痕量≤Ti≤0.1％；
痕量≤N≤0.010％；
痕量≤Si≤4.0％，优选≤2.0％；
痕量≤Mn≤13.0％，优选痕量≤Mn≤4.0％；更优0.14％≤Mn≤4.0％；
优选Si+Mn≥0.13％；
痕量≤C≤0.03％；
痕量≤S≤0.0020％，优选痕量≤S≤0.0010％；
痕量≤P≤0.005％；
痕量≤B≤0.01％；
痕量≤H≤0.0005％；
痕量≤O≤0.03％；
痕量≤Cr≤5.0％，优选0.01％≤Cr≤5.0％；更优0.1％≤Cr≤5.0％；
痕量≤Cu≤4％；
痕量≤W≤6.0％；
痕量≤Zr≤4.0％；
痕量≤Ca≤0.1％；
痕量≤Mg≤0.8％；
痕量≤Nb≤4.0％；优选Nb≤2.0％；
痕量≤V≤4.0％；
痕量≤Ta≤4.0％；
痕量≤Y≤4.0％；
优选痕量≤Al+Si+Cu+Nb+Mn+V+Ta+Cr+W+C+B+Y+Zr+Ti+N≤14.0％，更优痕量≤Al+Si+Cu+Nb+Mn+V+Ta+Cr+W+C+B+Y+Zr+Ti+N≤8.0％；进一步更优0.14％≤Al+Si+Cu+Nb+Mn+V+Ta+Cr+W+C+B+Y+Zr+Ti+N≤8.0％；
优选Al+Cr≥0.1％，更优≥0.17％；其余为铁和由制造所带来的杂质；
并且特征在于，在所述钢为热加工部件或热轧板材的形式时对650mm2抛光表面以及在所述钢为冷轧板材的形式对800mm2抛光表面进行图像分析观察到的夹杂物群体不含等效直径大于10μm的非金属夹杂物，优选不含等效直径大于8μm的非金属夹杂物。
2.一种用于生产钢产品的方法，其特征在于：
用组成与权利要求1相符的钢制备重熔电极；
用一次或多次重熔过程使该电极重熔以得到经重熔的电极；
使所述经重熔的电极经受在1050℃～1300℃下的至少一次热加工，以得到热加工板材或热加工带材；
并且可选地，对所述热加工板材或所述热加工带材进行热处理。
3.根据权利要求2所述的方法，其特征在于，所述热加工板材或所述热加工带材，可选地经热处理的所述热加工板材或所述热加工带材，具有285Hv10或更高的维氏硬度，该硬度沿部件或热加工板材的横截面来评估。
4.根据权利要求2或3所述的方法，其特征在于，随后，对所述热加工板材或所述热加工带材进行一道次或多道次冷轧，以得到厚度为2mm或更低，优选1mm或更低的板材或带材。
5.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，在两道次冷轧之间或在最后一道次冷轧之后，使所述板材或带材经受至少一次热处理。
6.根据权利要求4或5所述的方法，其特征在于，各道次的累积冷轧率为至少30％，优选至少40％。
7.根据权利要求2至6中任一项所述的方法，其特征在于，可选经热处理的所述热轧或冷轧板材或带材具有至少70％的马氏体结构，2030MPa或更高的拉伸强度，2000MPa或更高的补偿屈服强度，以及1％或更高的均匀延伸率。
8.根据权利要求2至7中任一项所述的方法，其特征在于，对可选经热处理的所述热轧或冷轧板材或带材进行切割，并可选地进行成型。
9.根据权利要求8所述的方法，其特征在于，使可选经热处理的、被切割的且可选经成型的所述热轧或冷轧板材或带材在400℃～600℃经受硬化处理30分钟至5小时，优选在420℃～550℃下经受硬化处理30分钟至2小时。
10.根据权利要求9所述的方法，其特征在于，在硬化之后，使被切割的且可选经成型的可选经热处理的板材或带材经受表面处理以改善动态屈服强度。
11.根据权利要求10所述的方法，其特征在于，所述表面处理为渗碳，或者为气体渗氮，或者为离子渗氮，或者为碳氮共渗，或者为喷丸处理。
12.根据权利要求2至11中任一项所述的方法，其特征在于，可选经热处理的热轧板材或带材或者可选经热处理的冷轧板材或带材的晶粒尺寸为5ASTM或更细，优选10ASTM或更细。
13.一种经热轧且可选经热处理的钢产品，其特征在于，所述钢产品具有以重量百分比计的以下组成：
10.0％≤Ni≤24.5％，优选12.0％≤Ni≤24.5％；
1.0％≤Mo≤12.0％，优选2.5％≤Mo≤7.0％；
1.0％≤Co≤18.0％，优选4.0％≤Co≤18.0％，更优7.0％≤Co≤16.0％，进一步更优
8.0％≤Co≤15.0％；
14.0％≤Mo+Co+Si+Mn+Cu+W+V+Nb+Zr+Y+Ta+Cr+C+Al+B+Ti+N≤29.0％，优选15.0％≤Mo+Co+Si+Mn+Cu+W+V+Nb+Zr+Y+Ta+Cr+C+Al+B+Ti+N≤27.0％，更优17.0％≤Mo+Co+Si+Mn+Cu+W+V+Nb+Zr+Y+Ta+Cr+C+Al+B+Ti+N≤26.0％；
21.5％≤Ni+Co+Mo≤47.5％，优选25.0％≤Ni+Co+Mo≤40.0％；
痕量≤Al≤4.0％，优选Al≤2.0％；
痕量≤Ti≤0.1％；
痕量≤N≤0.010％；
痕量≤Si≤4.0％，优选≤2.0％；
痕量≤Mn≤13.0％，优选痕量≤Mn≤4.0％；
优选Si+Mn≥0.13％；
痕量≤C≤0.03％；
痕量≤S≤0.0020％，优选痕量≤S≤0.0010％；
痕量≤P≤0.005％；
痕量≤B≤0.01％；
痕量≤H≤0.0005％；
痕量≤O≤0.03％；
痕量≤Cr≤5.0％，优选0.01％≤Cr≤5.0％；更优0.1％≤Cr≤5.0％；
痕量≤Cu≤4％；
痕量≤W≤6.0％；
痕量≤Zr≤4.0％；
痕量≤Ca≤0.1％；
痕量≤Mg≤0.8％；
痕量≤Nb≤4.0％；更优Nb≤2.0％；
痕量≤V≤4.0％；
痕量≤Ta≤4.0％；
痕量≤Y≤4.0％；
优选痕量≤Al+Si+Cu+Nb+Mn+V+Ta+Cr+W+C+B+Zr+Y+Ti+N≤14.0％，更优痕量≤Al+Si+Cu+Nb+Mn+V+Ta+Cr+W+C+B+Zr+Y+Ti+N≤8.0％；进一步更优0.14％≤Al+Si+Cu+Nb+Mn+V+Ta+Cr+W+C+B+Y+Zr+Ti+N≤8.0％；
优选Al+Cr≥0.1％，更优≥0.17％；
其余为铁和由制造所带来的杂质；
并且特征在于，对热加工部件或热轧板材的650mm2抛光表面进行图像分析时观察到的夹杂物群体优选不含等效直径大于8μm的非金属夹杂物。
14.根据权利要求13所述的经热轧且可选经热处理的钢产品，其特征在于，所述钢产品具有至少70％的马氏体结构，2030MPa或更高的拉伸强度，2000MPa或更高的补偿屈服强度，
1％或更高的均匀延伸率，以及285Hv10或更高的维氏硬度，该硬度沿热加工产品的横截面来评估。
15.一种钢的冷轧板材或带材，其特征在于，所述冷轧板材或带材具有以重量百分比计的以下组成：
10.0％≤Ni≤24.5％，优选12.0％≤Ni≤24.5％；
1.0％≤Mo≤12.0％，优选2.5％≤Mo≤7.0％；
1.0％≤Co≤18.0％，优选4.0％≤Co≤18.0％，更优7.0％≤Co≤16.0％,进一步更优
8.0％≤Co≤15.0％；
14.0％≤Mo+Co+Si+Mn+Cu+W+V+Nb+Zr+Y+Ta+Cr+C+Al+B+Ti+N≤29.0％，优选15.0％≤Mo+Co+Si+Mn+Cu+W+V+Nb+Zr+Y+Ta+Cr+C+Al+B+Ti+N≤27.0％，更优17.0％≤Mo+Co+Si+Mn+Cu+W+V+Nb+Zr+Y+Ta+Cr+C+Al+B+Ti+N≤26.0％；
21.5％≤Ni+Co+Mo≤47.5％，优选25.0％≤Ni+Co+Mo≤40.0％；
痕量≤Al≤4.0％，优选Al≤2.0％；
痕量≤Ti≤0.1％；
痕量≤N≤0.010％；
痕量≤Si≤4.0％，优选≤2.0％；
痕量≤Mn≤13.0％，优选痕量≤Mn≤4.0％；
优选Si+Mn≥0.13％；
痕量≤C≤0.03％；
痕量≤S≤0.0020％，优选痕量≤S≤0.0010％；
痕量≤P≤0.005％；
痕量≤B≤0.01％；
痕量≤H≤0.0005％；
痕量≤O≤0.03％；
痕量≤Cr≤5.0％，优选0.01％≤Cr≤5.0％；更优0.1％≤Cr≤5.0％；
痕量≤Cu≤4％；
痕量≤W≤6.0％；
痕量≤Zr≤4.0％；
痕量≤Ca≤0.1％；
痕量≤Mg≤0.8％；
痕量≤Nb≤4.0％；更优Nb≤2.0％；
痕量≤V≤4.0％；
痕量≤Ta≤4.0％；
痕量≤Y≤4.0％；
优选痕量≤Al+Si+Cu+Nb+Mn+V+Ta+Cr+W+C+B+Y+Zr+Ti+N≤14.0％，更优痕量≤Al+Si+Cu+Nb+Mn+V+Ta+Cr+W+C+B+Y+Zr+Ti+N≤8.0％；进一步更优0.14％≤Al+Si+Cu+Nb+Mn+V+Ta+Cr+W+C+B+Y+Zr+Ti+N≤8.0％；
优选Al+Cr≥0.1％，更优≥0.17％；
其余为铁和由制造所带来的杂质；
并且特征在于，对800mm2抛光表面进行图像分析观察到的夹杂物群体不含等效直径大于10μm的非金属夹杂物，优选不含等效直径大于8μm的非金属夹杂物。
16.根据权利要求15所述的冷轧板材或带材，其特征在于，所述冷轧板材或带材在冷轧之后已经过至少一次热处理以使材料硬化。
17.根据权利要求13至16中任一项所述热轧或冷轧且可选经热处理的板材或带材，其特征在于，所述板材或带材具有2030MPa或更高的拉伸强度，2000MPa或更高的补偿屈服强度，以及1％或更高的均匀延伸率。
18.一种钢产品，其特征在于，所述钢产品来自于可选经成型的根据权利要求13至17中任一项所述的热轧或冷轧的板材或带材，并且特征在于，所述钢产品已经受用于改善动态强度的表面处理。
19.根据权利要求18的所述产品，其特征在于，所述表面处理选自渗碳、气体渗氮、离子渗氮、碳氮共渗和喷丸处理。
20.一种涡轮轴或热加工的传动部件，其特征在于，所述轴或所述部件包括至少一个由权利要求13或14的热加工产品制成的元件。
21.一种传动带，其特征在于，所述传动带包括至少一个由权利要求15至19中任一项所述的冷轧板材或带材制成的元件，或者由来自于所述板材或带材的产品制成的至少一个元件。
22.根据权利要求21所述的传动带，其特征在于，所述传动带为CVT型的汽车传动带。
23.根据权利要求13或14所述的经热加工且可选经热处理的钢产品，或者根据权利要求15至17中任一项所述的经冷轧且可选经热处理的板材或带材，其特征在于，所述产品的晶粒尺寸或者所述板材或带材的晶粒尺寸为5ASTM或更细，优选ASTM 10或更细。
钢、所述钢制造的产品及其制造方法
技术领域
[0001] 本发明涉及被称为“马氏体时效钢”的领域，涉及尤其用在需要一种或多种以下性质的应用中的钢：优异的机械性质(极高的疲劳强度、高屈服强度和高断裂强度)，热处理简单以及在这些处理后的尺寸稳定性，易于焊接以及良好的成型性。
背景技术
[0002] 这些马氏体时效钢的特征在于马氏体结构，该马氏体结构能够在经时效处理时通过沉淀出适用于获得高机械性能的金属间相而在时效处理后获得硬化。
[0003] 通常，已知的M 250型马氏体时效钢包括具有以下典型组成(如本文中的所有部分示出的所有的组成一样，以重量百分比表示)：Ni＝18％、Co＝9％、Ti＝0.45％(被称为X2NiCoMo18-9-5钢种)，其余通常为铁和制造所带来的杂质，所含Ti作为硬化元素。它们尤其用于形成这样的部件：该部件所具有的优异性质既能够作为实体部件(发动机轴、离心叶片等)又能够作为高性能精密部件：手表的弹簧、击剑叶片、特别是用于汽车或一般车辆的CVT(连续变速器)型的自动传动带的部件、或机床和其它旋转机器。对于在使部件经受疲劳的应用，通常的做法是：除了时效之外，使部件经受渗氮、碳氮共渗、喷丸处理、渗碳来硬化表面。
[0004] 从文献EP-B1-1 339 880可知，不含Ti的马氏体时效钢也已知具有以下组成：Ni＝12％～24.5％；Mo＝2.5％；Co＝4.17％；Al≤0.15％；Ti≤0.1％；N≤30ppm；Si≤0.1％；Mn≤0.1％；C≤50ppm；S≤10ppm；P≤50ppm；H≤3ppm；O≤10ppm；其余为Fe和由制造所带来的杂质，其中Ni+Mo为20％～27％；Co％×Mo％为50～200；Ti％×N％≤2.10-4，其通过包括VIM型(真空感应熔炼)和/或VAR型(真空电弧重熔)的处理的方法来生产，可选地这些方法可与ESR熔渣重熔(电渣重熔)相结合。这些钢随后通过热加工和冷加工进行转化，以获得很薄(例如1mm或更小)的带材。在部件已经历成型后，进行沉淀硬化，以赋予该部件以关键机械性能；随后的表面处理可以赋予在疲劳应力、静摩擦、动态磨损等方面的增强表面性能。
[0005] 与先前已知的含有约18％的Ni、9％的Co、5％的Mo、0.5％的Ti和一些Al的马氏体时效钢相比，文献EP-B1-1 339 880中的这些钢通过与受控夹杂物群体和疲劳耐久性相关的更高的疲劳强度(在时效、渗氮状态中)而与之前的那些相区别。更具体地说，冷轧产品的目标机械性能为Ar>2.5％，Rp0.2<1140MPa，Rm<1480MPa；在时效状态下，Rp0.2>1770MPa，Rm>1800MPa；最后，在渗氮状态下，目标性能为Ar>1％；Rm>1930MPa。
[0006] 从文献EP-B1-2 180 073可知，具有高疲劳强度和拉伸强度的用于CVT带的马氏体时效钢具有如下组成：C≤100ppm；Si≤0.1％；Mn≤0.1％；P≤0.01％；S≤50ppm；Ni＝17-22％；Cr＝0.1％～4.0％；Mo＝3.0％～7.0％；Co＝10.0％～20.0％；Ti≤0.1％；Al≤
0.05％；N≤300ppm；O≤50ppm；0热机械处理赋予它们以ASTM 10或更细的非常细晶粒。
0.05％；N≤300ppm；O≤50ppm；0
[0007] 同样，从本申请人的专利申请PCT/IB2015/052975可知的是，由具有低碳含量和受控夹杂物群体(population)与1％～25％的Co含量和1％～12％的Mo含量组合为马氏体时效钢。可加入的硬化元素Mo+Co之和为20％～29％，并且Ni+Co+Mo至少为29％。然而，在该申请的最佳推荐中，高成本元素的含量仍然很高。
发明内容
[0008] 本发明的目的是提供一种新型的马氏体时效钢，该马氏体时效钢与高机械性质相关的材料成本尽可能低。换言之，与刚刚描述的钢相比，对于最终产品尤其经受疲劳的应用中，所述钢应当在相对低材料成本和极好的固有机械特性(与优异的表面性能相关，例如在渗氮行为方面)之间呈现出最佳折衷。对于上述应用，需要充足的拉伸强度和/或疲劳强度与改善的表面性质，尤其是在表面处理以形成渗氮、碳氮共渗、渗碳、喷丸或其它层的能力相结合。该层必须能够提供表面上的残余应力，从而能够在通过表面层压缩的循环负荷下延迟开裂。例如，可经由赋予产品表面硬度、残余应力的相对水平和所形成的相的类型来评价表面处理的效果。
[0009] 为此目的，本发明的主题是一种钢，其特征在于，所述钢具有以重量百分比计的以下组成：
[0010] 10.0％≤Ni≤24.5％，优选12.0％≤Ni≤24.5％；
[0011] 1.0％≤Mo≤12.0％，优选2.5％≤Mo≤7.0％；
[0012] 1.0％≤Co≤18.0％，优选4.0％≤Co≤18.0％，更优7.0％≤Co≤16.0％，进一步更优8.0％≤Co≤15.0％；
[0013] 14.0％≤Mo+Co+Si+Mn+Cu+W+V+Nb+Zr+Y+Ta+Cr+C+Al+B+Ti+N≤29.0％，优选15.0％≤Mo+Co+Si+Mn+Cu+W+V+Nb+Zr+Y+Ta+Cr+C+Al+B+Ti+N≤27.0％，更优17.0％≤Mo+Co+Si+Mn+Cu+W+V+Nb+Zr+Y+Ta+Cr+C+Al+B+Ti+N≤26.0％；
[0014] 21.5％≤Ni+Co+Mo≤47.5％，优选25.0％≤Ni+Co+Mo≤40.0％；
[0015] 痕量≤Al≤4.0％，优选痕量≤Al≤2.0％；
[0016] 痕量≤Ti≤0.1％；
[0017] 痕量≤N≤0.010％；
[0018] 痕量≤Si≤4.0％，优选≤2.0％；
[0019] 痕量≤Mn≤13.0％，优选痕量≤Mn≤4.0％；更优0.14％≤Mn≤4.0％；
[0020] 优选Si+Mn≥0.13％；
[0021] 痕量≤C≤0.03％；
[0022] 痕量≤S≤0.0020％，优选痕量≤S≤0.0010％；
[0023] 痕量≤P≤0.005％；
[0024] 痕量≤B≤0.01％；
[0025] 痕量≤H≤0.0005％；
[0026] 痕量≤O≤0.03％；
[0027] 痕量≤Cr≤5.0％，优选0.01％≤Cr≤5.0％；更优0.1％≤Cr≤5.0％；
[0028] 痕量≤Cu≤4.0％；
[0029] 痕量≤W≤6.0％；
[0030] 痕量≤Zr≤4.0％；
[0031] 痕量≤Ca≤0.1％；
[0032] 痕量≤Mg≤0.8％；
[0033] 痕量≤Nb≤4.0％；优选Nb≤2.0％；
[0034] 痕量≤V≤4.0％；
[0035] 痕量≤Ta≤4.0％；
[0036] 痕量≤Y≤4.0％；
[0037] 优选痕量≤Al+Si+Cu+Nb+Mn+V+Ta+Cr+W+C+B+Y+Zr+Ti+N≤14.0％，更优痕量≤Al+Si+Cu+Nb+Mn+V+Ta+Cr+W+C+B+Y+Zr+Ti+N≤8.0％；进一步更优0.14％≤Al+Si+Cu+Nb+Mn+V+Ta+Cr+W+C+B+Y+Zr+Ti+N≤8.0％；
[0038] 优选Al+Cr≥0.1％，更优≥0.17％；
[0039] 其余为铁和由制造所带来的杂质；
[0040] 并且特征在于，在所述钢为热加工部件或热轧板材的形式时对650mm2抛光表面以及在所述钢为冷轧板材的形式对800mm2的抛光表面进行图像分析观察到的夹杂物群体不含等效直径大于10μm的非金属夹杂物，且优选不含等效直径大于8μm的非金属夹杂物。
[0041] 本发明的另一主题是一种用于生产钢产品的方法，其特征在于：
[0043] 使用单次或多次重熔过程来使该电极重熔以得到经重熔的电极；
[0044] 使所述经重熔的电极经受在1050℃～1300℃下的至少一次热加工以得到热加工板材或热加工带材；
[0045] 并且可选地，对所述热加工板材或所述热加工带材进行热处理。
[0046] 可选经热处理的所述热加工板材或带材具有285Hv10或更高的维氏硬度，该硬度沿部件或热轧板材的横截面来评估。
[0047] 随后，可对所述热加工板材或所述热加工带材进行一道次或多道次冷轧，以得到厚度为2mm或更低，优选1mm或更低的板材或带材。
[0048] 在两道次冷轧之间或在最后一道次冷轧之后，可使所述板材或带材经受至少一次热处理。
[0049] 各道次的累积冷轧速率为至少30％，优选至少40％。
[0050] 可选经热处理的所述热轧或冷轧板材或带材可具有至少70％的马氏体结构，2030MPa或更高的拉伸强度，2000MPa或更高的补偿屈服强度，以及1％或更高的均匀延伸率。
[0051] 对可选经热处理的所述热轧或冷轧板材或带材进行切割并可选地进行成型。
[0052] 使可选经热处理的、被切割的且可选经成型的所述热轧或冷轧板材或带材可在400℃～600℃经受硬化处理30分钟至5小时，优选在420℃～550℃下经受硬化处理30分钟至2小时。
[0053] 在硬化之后，使被切割的且可选经成型的可选经热处理的板材或带材经受表面处理以改善动态屈服强度。
[0054] 所述表面处理可为渗碳，或者为气体渗氮，或者为离子渗氮，或者为碳氮共渗，或者为喷丸处理。
[0055] 可选经热处理的热轧板材或带材，或者可选经热处理的冷轧板材或带材的晶粒尺寸可为5ASTM或更细，优选10ASTM或更细。
[0056] 本发明的另一主题为一种经热轧且可选经热处理的钢产品，其特征在于，所述钢产品具有以重量百分比计的以下组成：
[0057] 10.0％≤Ni≤24.5％，优选12.0％≤Ni≤24.5％；
[0058] 1.0％≤Mo≤12.0％，优选2.5％≤Mo≤7.0％；
[0059] 1.0％≤Co≤18.0％，优选4.0％≤Co≤18.0％，更优7.0％≤Co≤16.0％，进一步更优8.0％≤Co≤15.0％；
[0060] 14.0％≤Mo+Co+Si+Mn+Cu+W+V+Nb+Zr+Y+Ta+Cr+C+Al+B+Ti+N≤29.0％，优选15.0％≤Mo+Co+Si+Mn+Cu+W+V+Nb+Zr+Y+Ta+Cr+C+Al+B+Ti+N≤27.0％，更优17.0％≤Mo+Co+Si+Mn+Cu+W+V+Nb+Zr+Y+Ta+Cr+C+Al+B+Ti+N≤26.0％；
[0061] 21.5％≤Ni+Co+Mo≤47.5％，优选25.0％≤Ni+Co+Mo≤40.0％；
[0062] 痕量≤Al≤4.0％，优选Al≤2.0％；
[0063] 痕量≤Ti≤0.1％；
[0064] 痕量≤N≤0.010％；
[0065] 痕量≤Si≤4.0％，优选≤2.0％；
[0066] 痕量≤Mn≤13.0％，优选痕量≤Mn≤4.0％；
[0067] 痕量≤C≤0.03％；
[0068] 痕量≤S≤0.0020％，优选痕量≤S≤0.0010％；
[0069] 痕量≤P≤0.005％；
[0070] 痕量≤B≤0.01％；
[0071] 痕量≤H≤0.0005％；
[0072] 痕量≤O≤0.03％；
[0073] 痕量≤Cr≤5.0％，优选0.01％≤Cr≤5.0％；更优0.1％≤Cr≤5.0％；
[0074] 痕量≤Cu≤4.0％；
[0075] 痕量≤W≤6.0％；
[0076] 痕量≤Zr≤4.0％；
[0077] 痕量≤Y≤4％；
[0078] 痕量≤Ca≤0.1％；
[0079] 痕量≤Mg≤0.8％；
[0080] 痕量≤Nb≤4.0％；优选Nb≤2.0％；
[0081] 痕量≤V≤4.0％；
[0082] 痕量≤Ta≤4.0％；
[0083] 痕量≤Y≤4.0％；
[0084] 优选痕量≤Al+Si+Cu+Nb+Mn+V+Ta+Cr+W+C+B+Y+Zr+Y+Ti+N≤14,0％，更优痕量≤Al+Si+Cu+Nb+Mn+V+Ta+Cr+W+C+B+Y+Zr+Y+Ti+N≤8.0％；进一步更优0.14％≤Al+Si+Cu+Nb+Mn+V+Ta+Cr+W+C+B+Y+Zr+Ti+N≤8.0％；
[0085] 优选Al+Cr≥0.1％，更优≥0.17％；
[0086] 其余为铁和由制造所带来的杂质；
[0087] 并且特征在于，对热加工部件或热轧板材的650mm2抛光表面进行图像分析时观察到的夹杂物群体优选不含等效直径大于8μm的非金属夹杂物。
[0088] 本发明的另一主题是一种经热轧且可选经热处理的钢产品，其特征在于，所述钢产品具有至少70％的马氏体结构，2030MPa或更高的拉伸强度，2000MPa或更高的补偿屈服强度，1％或更高的均匀延伸率，以及285Hv10或更高的维氏硬度，该硬度沿部件或热轧板材的横截面来评估。
[0089] 本发明的又一主题是一种钢的冷轧板材或带材，其特征在于，所述冷轧板材或带材具有以重量百分比计的以下组成：
[0090] 10.0％≤Ni≤24.5％，优选12.0％≤Ni≤24.5％；
[0091] 1.0％≤Mo≤12.0％，优选2.5％≤Mo≤7.0％；
[0092] 1.0％≤Co≤18.0％，优选4.0％≤Co≤18.0％，更优7.0％≤Co≤16.0％,进一步更优8.0％≤Co≤15.0％；
[0093] -14.0％≤Mo+Co+Si+Mn+Cu+W+V+Nb+Zr+Y+Ta+Cr+C+Al+B+Ti+N≤29.0％，优选15.0％≤Mo+Co+Si+Mn+Cu+W+V+Nb+Zr+Y+Ta+Cr+C+Al+B+Ti+N≤27.0％，更优17.0％≤Mo+Co+Si+Mn+Cu+W+V+Nb+Zr+Y+Ta+Cr+C+Al+B+Ti+N≤26.0％；
[0094] 21.5％≤Ni+Co+Mo≤47.5％，优选25.0％≤Ni+Co+Mo≤40.0％；
[0095] 痕量≤Al≤4.0％，优选Al≤2.0％；
[0096] 痕量≤Ti≤0.1％；
[0097] 痕量≤N≤0.010％；
[0098] 痕量≤Si≤4.0％，优选≤2.0％；
[0099] 痕量≤Mn≤13.0％，优选痕量≤Mn≤4.0％；
[0100] 痕量≤C≤0.03％；
[0101] 痕量≤S≤0.0020％，优选痕量≤S≤0.0010％；
[0102] 痕量≤P≤0.005％；
[0103] 痕量≤B≤0.01％；
[0104] 痕量≤H≤0.0005％；
[0105] 痕量≤O≤0.03％；
[0106] 痕量≤Cr≤5.0％，优选0.01％≤Cr≤5.0％；更优0.1％≤Cr≤5.0％；
[0107] 痕量≤Cu≤4％；
[0108] 痕量≤W≤6.0％；
[0109] 痕量≤Zr≤4.0％；
[0110] 痕量≤Ca≤0.1％；
[0111] 痕量≤Mg≤0.8％；
[0112] 痕量≤Nb≤4.0％；更优Nb≤2.0％；
[0113] 痕量≤V≤4.0％；
[0114] 痕量≤Ta≤4.0％；
[0115] 痕量≤Y≤4.0％；
[0116] 优选痕量≤Al+Si+Cu+Nb+Mn+V+Ta+Cr+W+C+B+Y+Zr+Ti+N≤14.0％，更优痕量≤Al+Si+Cu+Nb+Mn+V+Ta+Cr+W+C+B+Y+Zr+Ti+N≤8.0％；进一步更优0.14％≤Al+Si+Cu+Nb+Mn+V+Ta+Cr+W+C+B+Y+Zr+Ti+N≤8.0％；
[0117] 优选Al+Cr≥0.1％，更优≥0.17％；
[0118] 其余为铁和由制造所带来的杂质；
[0119] 并且特征在于，对800mm2抛光表面进行图像分析观察到的夹杂物群体不含等效直径大于10μm的非金属夹杂物，优选不含等效直径大于8μm的非金属夹杂物。
[0120] 其在冷轧之后可能已经经受了至少一次热处理。
[0121] 所述热轧或冷轧且可选经热处理的板材或带材可具有2030MPa或更高的拉伸强度，2000MPa或更高的补偿屈服强度，以及1％或更高的均匀延伸率。另一方面，两相钢种可能需要调节热处理并且在一定程度的热循环后可能呈现出较低的机械性质；然而，这些钢种在使用中(通过应变硬化和相变)与增强的渗氮结合，于动态应力下保持改善的性能。
[0122] 本发明的又一主题是一种钢产品，其特征在于，所述钢产品来自于前述类型的可选经成型的热轧或冷轧的板材或带材，并且特征在于，所述钢产品已经经过用于改善耐受动态应力(会引起表面开裂)的表面处理。
[0123] 所述表面处理可选自渗碳、气体渗氮、离子渗氮、碳氮共渗、喷丸处理。
[0125] 本发明的又一主题是一种传动带，其特征在于，所述传动带包括至少一个由前述类型冷轧板材或带材制成的元件，或者至少一个由所述板材或带材的产品制成的元件。
[0127] 本发明的又一主题是经受了前述类型的热加工和可选的热处理的钢产品，或者是可选经前述类型的热处理的冷轧板材或带材，其特征在于，所述产品的晶粒尺寸或者所述板材或带材的晶粒尺寸为5ASTM或更细，优选ASTM 10或更细。
[0128] 正如将会理解的是，为了得到与已知的现有技术相比的针对性节省，本发明与先前的推荐相比，降低了一些元素，诸如Co、甚至Mo的强制性或优选的最大含量，并且通过强制的在限定含量内的Cu、Nb、Mn、Si、Al、Ta、V、W类硬化元素的存在和通常未系统使用的其它元素来补充该降低。这些钢种能够主要获得马氏体结构，其为典型的马氏体时效钢，或者获得混合的奥氏体-铁素体结构。本发明是材料成本和机械性能之间的折衷，能够获得这样的效果归因于钢的组成、所施加的热机械处理或热处理的机械性能，以及非金属夹杂物的受控群体(主要是氧化物、硫化物、氮化物)其符合特定的数量、分布、大小分布和组成的标准。
[0129] 通过组合不同生产过程和操作员控制条件，在小心制备液体金属后得到所述群体。具体地，建议是，使用新的或者基本未劣化的耐火衬里用作容器，诸如熔炉和液态金属处理钢包，并且为了防止再氧化和再氮化的目的，当金属暴露至空气或者会暴露至空气时，通过使用真空处理和保护性中性气体(氩气)避免液态金属与大气之间的接触。必须控制生产容器中进行的液态金属的搅动(利用电磁方式或尤其是注入中性气体)，从而加速夹杂物的析出，但并不捕获特别是由于耐火衬里的腐蚀而导致的氧化杂质或其它杂质，或者捕获从在液态金属之上的熔渣掉落的杂质。这些预防措施本身对于本领域技术人员是已知的，但是重要的是，在本发明中应当应用已知的现有技术中最好的那些，以避免在最终产品中氧化物、氮化物或硫化物夹杂物超过诸如本发明中所确定的可接受的阈值。
[0130] 本发明的钢，尤其是它们具有高Cr或Mn含量时，或者更特别地具有高Cr和Mn含量时，证实了其特别适用于后续得到具有机械性能(低塑性变形能力)的渗氮层，从而赋予了特别是当这些钢优选用于生产CVT传动带的元件时的重要优点。从该角度来看，Cu和Nb也是有利的。附图说明
[0131] 参见以下所附附图，通过阅读下面的描述将更好地理解本发明：
[0132] 图1示出了在气体渗氮后，通过薄片透射电子显微技术表述的由样品Inv 15得到的硬化沉淀物；。
[0133] 图2示出了在参比样品和本发明的钢样品上通过测量表面显微硬度水平对渗氮层的表征；
[0134] 图3示出了在参比样品和本发明的钢样品上通过测量残余表面应力对渗氮层的表征；
[0135] 图4示出了在渗氮状态下，对本发明的两个样品进行的划痕测试时，以凹陷深度和残余深度表示的渗氮层的弹性行为。
[0136] 图5示出了在与图4相同的样品上在增加负载的情况下进行划痕测试时，声发射中的变化。
[0137] 图6示出了均处于渗氮状态下的本发明的4个样品和1个参比样品上进行划痕测试时的弹性行为。
具体实施方式
[0138] 基于以下考量来确定所述钢的组成(以重量百分比来表示)。
[0139] Ni含量为10.0％～24.5％，优选为12.0％～24.5％。在这种情况下：
[0140] 首先，通过常规热处理，得到高度马氏体结构，即，表示在显微照片上可以看到结构表面上至少30％，更优至少50％的马氏体结构；不考虑所应用的热处理，超过24.5％的Ni含量与其他元素的所需含量的组合将不能获得这种结构；
[0141] 其次，在沉淀硬化之后，对于所设想的应用，获得特别是延展性、膨胀性、屈服强度、K1C韧性的有利性质；10.0％的最小Ni含量，相关的Co、Mo以及其它金属元素的限定比例适合于获得这种性质；进一步优选12.0％的最小Ni含量以令人满意地获得这种效果。
[0142] Mo含量为1.0％～12.0％。该元素能够在时效时通过形成Fe2Mo、MoNi3和细小且分散的金属间化合物等来实现结构硬化。最佳地，Mo含量为2.5％～7.0％，以便于既获得高度显著的Mo效果又获得最佳尺寸的金属间化合物以确保机械性质的均匀性。Mo的上限取决于保留大部分能够时效硬化的马氏体结构能够的需要。
[0143] 由于该元素是昂贵的，且由于其对结构硬化的效果可部分地通过其他更经济的元素来保障，故此有利的是不加入任何多余的量。
[0144] Mo还在形成渗氮层以及渗氮层性质中发挥作用，其中，渗氮层包含细小且分散的取决于渗氮过程条件(诸如Mo2N、FexMoyNz等沉淀物的类型)的不同类型沉淀物。
[0145] Co含量为1.0％～18.0％。该元素使马氏体结构稳定，提供了固相线温度，并通过促进金属间化合物沉淀而间接地参与硬化。如果使用的Co的比例高于18.0％，该添加会导致高成本(Co的昂贵价格)并且如果同时其它元素的含量在本发明的范围内，钢的性质会显著地改进。优选地，Co含量为4.0％～18.0％，更优7.0％～16.0％，进一步更优8.0％～15.0％.
[0146] 如果Co和Mo所具有的受控含量与常用量相比是适中的，则它们的作用必须通过加入在本发明其它部分中限定的范围内的一种或多种硬化元素Si、Mn、Cu、W、V、Nb、Zr、C、Al、B、Y、Ta、Cr、Ti、N来得以完善。这是根据本发明的方式之一，在钢成本降低的同时，由于结构硬化而使性质保持在高水平，特别地，如果这些替代性硬化元素选自成本最低的那些。这里同样适用于上文提及的关于Mo的问题。
[0147] 涉及需要足够量的Co这一需求的结果是，硬化元素Mo+Co+Si+Mn+Cu+W+V+Nb+Zr+Ta+Cr+C+Al+B+Y+Ti+N的总量为14.0％～29.0％，优选15.0％～27.0％，更优17.0％～26.0％。由于Co含量为至少1％，优选至少4％，这意味着通常必须加入选自Si、Mn、Cu、W、V、Nb、Zr、Ta、Cr、C、Al、Y和B中的至少一种元素(在本发明其它部分推荐的范围内)，这涉及这样的事实，Mo从不高于12％(相比于限制Co含量的那些因素的经济原因)并且优选从不高于
7％。
7％。
[0148] 对于上述总量，14.0％的下限是通过得到足够的硬化效果来得以证实的。超过29.0％以上，材料的磁性能以及应用和使用条件会发生显著改变。优选地，下限为15.0％，更优为17.0％，以获得用于所设想的最苛刻应用的常例值，同时保持经济的钢种。
[0149] Ni、Co、Mo的含量也取决于彼此，其中：
[0150] Ni改善延展性(特别是在低温下)，并且能够控制膨胀性和弹性模量；Ni也对韧性和Re/Rm比有影响；Ni的含量受限于：下限设定为受益于所引用的有利性质(通常为合金的5％或以上)，并且上限设定为了不阻碍由其γ源性(gammagenic)带来的马氏体转变；为此效果，还必须考虑到Co和Mo的影响；
[0151] 添加Mo的目的是通过金属间化合物沉淀而进行结构硬化；并且，为了达到马氏体时效钢种的断裂性能，需要具有时效马氏体结构；Mo在如上所述的硬化中沉淀(1％或以上)并且与建议加入的元素(诸如Nb)一起参与结构硬化；Mo还通过其与氮的亲合力而参与到表面的渗氮处理(百分之几或以上)；最后，Mo仅对形成弱化相(拉夫斯相、σ、μ、θ、δ等)造成限制，这可能与局部偏析(segregation)有关，其上限为12.0％。
[0152] 最后，关于时效马氏体结构的形成，元素Co和Mo共同作用于硬化相的沉淀，但是独立地作用于铁素体结构的稳定。为了统一这些倾向，提出下式以优选地确保Ms温度在室温之上：
[0153] 21.5％≤Ni+Co+Mo≤47.5％，优选25.0％≤Ni+Co+Mo≤40.0％。
[0154] Al含量为痕量～4.0％，优选痕量～2.0％。Al的添加并不是必须的，但是它属于能够用于补偿低Co(与机械性能有关)含量的元素。Al存在水平可降至由在生产过程为了使液态金属的初始脱氧而必须加入的量而残留的元素，或者为了获得特定性质而有意添加的Al。为了适度的成本，它增加了回弹性，并且能够参与结构硬化。此外，它限制了在制备液态金属和加工固化金属期间的氧化。然而，为了不降低疲劳强度和韧性，必须避免在热处理期间形成显著尺寸的夹杂物(含铝的氮化物或氧化物类型)。通过将Al的存在限制到小于2.0％的优选含量，能够限制该风险。在任何的情况下，显著存在的Al必须与严谨的制备条件相呼应，从而主要避免了液态金属的再氧化，并且强化了熔渣中源自于脱氧化和再氧化的任何氧化铝夹杂物簇的倾析和捕获。
[0155] 如Ti一样，铝促进渗氮，但是不容易控制所形成的相。因此，在生产液体钢的不同步骤以及固体化半成品的热加工中可能形成不可控大小的沉淀物，并且它们对疲劳性质具有显著的影响。
[0156] 因此，Ti含量为痕量～0.1％。通过避免显著存在Ti(Ti为其它马氏体时效钢所需，这与本发明相反)，这是为了防止在液态金属的固化期间形成劣化最终产品疲劳强度的Ti氮化物。在本发明中，通过其它方式来得到所需的结构硬化。
[0157] 至多为0.010％的N含量可能是可渗氮的添加元素(Al、Ti型)以低水平存在所必须的，以尽可能地防止液相中形成氮化物。除了这些情况之外，或者如果在制备和浇铸时通过倾析确实能够去除大多数的有害氮化物，则不超过0.010％的可容许N含量通常仅简单地源自于原材料的品质、生产工艺和液态金属浇铸。
[0158] Si含量为痕量～4.0％。其用于在制造过程液态金属的脱氧化，并且属于能够用于补偿相对低Co含量的那些元素。即便在Al的存在下，Si的存在仍可能有助于捕获部分溶解氧，从而较少的溶解氧用于形成氧化铝的有害大集簇。但是，在最终的凝固钢中必须避免含Si氧化物的形成，因此，Si的优选上限为2.0％。Si使一些元素的溶解度增加，并且从而使结构均匀化。最后，其改善了屈服强度。相对高的最大Si含量是可接受的，只要在生产和浇铸时采取了必要的措辞来得到符合本发明的夹杂物群体即可。
[0159] Mn含量为痕量至13.0％，优选痕量至4.0％，更优0.04％至4.0％。由于Mn增加了氮在固体相中的溶解度，所以其改善了渗氮。Mn还捕获游离硫，并且从而限制在热加工期间的弱化。此外，Mn是有效的脱氧剂，并且在该方面能够与Si发生协同作用，并且通过Mn以及Si还有Cr(进一步参见下文)捕获的部分溶解氧能够将溶解氧分布在除Al之外的元素之间，从而限制了形成大集簇氧化铝夹杂物的风险。然而，其含量优选被限为4.0％，以防止形成不利于机械性质的相，并且防止奥氏体比例的急剧增加。Mn促进需要调整性能的两相铁素体-奥氏体钢种(含低于70％的马氏体)的稳定性。在该情况下，由于必须对其比例进行细微调整，所以必须调节热处理和机械变形的条件以得到对所得到相变和性质的精细控制。含量超过13.0％可能导致形成高Mn含量、大尺寸的夹杂物或相，以及大比例的会劣化机械性质的奥氏体。
[0160] 最小量0.14％是优选的，以由此从上述Mn的优点得到显著的益处。
[0161] 优选地，并且独立于Si和Mn所设定的优选条件，Si+Mn之和至少为0.13％。在这种优选下，首选确保除Al之外可存在显著量的至少一种脱氧化元素，该其它脱氧剂(如Cr)有助于限制由Al捕获的O的量，其中，Al捕获O具有形成大集簇氧化铝的风险；其次，Si和Mn属于根据本发明优选添加的用于部分替代Co和Mo的硬化元素，并且因为它们的低成本以及在限定范围内没有有害的副作用，所以它们两者(当一起使用时更是如此)用于实现目标结构硬化的高经济利益的手段。
[0162] C含量为痕量至0.03％。对于本发明的钢种中，已经加入了产生碳化物的元素，诸如Nb，在没有加入铬的情况下，优选碳含量为0.007％或更低。在该方式下，由于碳马氏体是脆的且不能进行产品所需的成型，故此形成软马氏体。由于替代Co的这些硬化元素中的一些倾向于促进碳化物的沉淀，所以还需要防止形成会劣化机械性质的大碳化物。因此在所规定范围的受控C碳含量是需要或者优选的。
[0163] S含量为痕量至0.0020％，优选痕量至0.0010％，以避免形成硫化物，如果含有大量的大尺寸的硫化物在则会降低疲劳强度。此外，S通过在晶界处偏析而弱化晶界，因此钢在经受应力时可能会形成裂纹。因此，必须通过仔细选择原料和/或深度脱硫的液态金属来防止溶解S的存在。根据目标应用以已知的方式调整容许的精确最大含量(如上所述，至多0.002％的范围内)。
[0164] P含量为痕量至0.005％，优选更少，以限制其如同S一样在晶界处偏析的可能性。
[0165] B可能仅以痕量存在，但优选可自主添加到至多0.01％。该元素促进了结构的精炼并降低了晶粒尺寸。它对机械性能有好处，但不必添加太多，以免延展性降低。
[0166] H含量限于5ppm，以避免氢的弱化的问题。在制备液态金属期间进行一次或多次真空处理以及避免环境湿度、熔渣或任何添加的材料后续污染该液态金属，通常能允许这个水平以被留意。
[0167] O的容许含量在技术上将取决于最终产品所设想的应用，正如S、B、N和能够形成沉淀物的其它残余物或元素。最大含量设定为0.030％(300ppm)，这归因于通常用于制备液体金属的方法。因此，目标是在最终产品中具有组成、分布和尺寸不能控制的氧化物。为此目的，添加在本发明限定范围内的Al和其它可氧化元素，有助于得到低O含量(例如，16ppm或更低)，并且避免存在大氧化物，前提是良好地控制了生产的品质，尽可能地避免大气和耐火材料使液态金属再氧化。
[0168] Cr含量为痕量至5.0％，优选0.01％至5.0％，更优0.1％至5.0％。因此它的存在不是绝对强制性的，但它具有提高抗氧化性，增加机械性能和辅助渗氮的优点。另一方面，Cr如Mn一样是通过隔开As/Af、Ms/Mf转变点来扩大奥氏体的温度稳定域的γ源元素。由于希望避免该效果的显著积累，所以5％的上限是合理的。
[0169] Cr对在由本发明的钢制成的产品上可能形成的渗氮层的性质也具有有益的影响：其降低了其开裂倾向。该效果在显著量的Mn存在时有所增加。
[0170] 优选地，Al+Cr之和至少为0.1％，优选至少为0.17％，因此形成氧化物的氧能够分布在Al和Cr之间，由此限制形成大夹杂物的风险。
[0171] Cu含量为痕量至4％。其属于可自主添加的元素，并且不能单纯被动地被认为为杂质，用于抵消低Co含量。如果添加的话，它的添加必须是有限的，因为Cu是γ源的并且使马氏体时效性降低。当以受控比例添加时，Cu参与硬化(与Mo一起)并提高抗氧化性。
[0172] W含量为痕量至6.0％。因此，其存在不是强制性的，并且主要在需要如上所述的低Co含量或甚至Mo含量时进行添加，从而有助于结构硬化。
[0173] Zr含量为痕量至4.0％。其为可能需要添加的元素，从而有助于脱氧，并且还有助于形成细小的氮化物，因此如果可能产生大氮化物的元素(尤其是Al，由于在所有情况下都避免大量存在的Ti)以非常显著的量存在的话，N不会形成太大氮化物。Zr也包含能够替代Mo和Co的硬化元素之内。
[0174] 由于耐火材料的磨损和炼钢产品，在金属中可发现氧化物或硫化物形式的Ca和Mg。还可取的是，主动添加这些元素，从而有助于脱氧并控制氧化夹杂物的成分，进而确定它们的倾向，特别是与Al和Si一起形成能够聚结并且比纯氧化铝的夹杂物更容易倾析的氧化物，并且使可能仍然存在于成型步骤中的任何夹杂物可延展，从而降低其危害性。Ca的最终含量必须限制为0.1％，Mg的最终含量限制为0.8％，以防止氧化物的形成，氧化物的尺寸和分布无法控制。
[0175] 可分别添加至多4.0％的Y、Nb、Ta和V。它们属于能够用于抵消低Co和Mo含量的硬化元素。
[0176] 另外，Ta和Y有助于形成小尺寸的氧化物，Nb和V促进小碳化物的形成。因此，这些元素有助于实现本发明关于控制夹杂物尺寸的特征。Nb对渗氮层的回弹力(elastic return)也具有有益的影响(低载荷下)。
[0177] 最后，优选地，痕量≤Al+Si+Cu+Nb+Mn+V+Ta+Cr+W+C+B+Y+Zr+Ti+N≤14.0％，更优痕量≤Al+Si+Cu+Nb+Mn+V+Ta+Cr+W+C+B+Y+Zr+Ti+N≤8.0％，进一步更优0.14％≤Al+Si+Cu+Nb+Mn+V+Ta+Cr+W+C+B+Y+Zr+Ti+N≤8.0％。通过限制这些含量总和的值，以寻求并不夸大这些元素替代Co和Mo所带来的硬化效应，以及它们对钢的其他性质的次要影响。对于该总和，至少0.14％的最小值对应于当有意希望用这些硬化元素中的至少一种替代Co和Mo时所需的量。
[0178] 应该理解的是，对于一些元素或者对于一些元素含量之和来说，被限定为“优选”的含量彼此独立。在不脱离本发明的情况下，可以注意一个或多个所述优选条件而无需留意其它条件。
[0179] 在这些优选条件中，那些最佳推荐的条件是关于含量之和Al+Cr≥0.17％和Si+Mn≥0.13％的条件。注意这两个条件中的至少一个证实为对于期望结果(就控制夹杂物、机械性能以及与最终产品在使用时渗氮层的良好行为相关的渗氮能力而言)的优化是特别有利的。
[0180] 未引用的元素至多仅以制造杂质的状态存在，而不是自主添加的。
[0181] 关于夹杂物群体，本发明要考虑的标准是，在钢为热加工部件或板材的形式时对650mm2抛光表面以及在钢为冷轧板材的形式对800mm2的抛光表面进行图像分析观察到的夹杂物群体不含等效直径大于10μm的非金属夹杂物，优选不含尺寸大于8μm的非金属夹杂物。
[0182] 对于热加工的部件或板材，例如在650mm2的抛光表面上通过SEM图像分析对对至少200mm2进行观察，该群体最佳地在每平方毫米的热加工板材中不含有超过2个，且优选不超过1.5个等效直径大于1.5μm的非金属夹杂物。
[0183] 所考虑的非金属夹杂物是氧化物、硫化物和氮化物。氧化物的群体主要通过对生产方法的选择来进行控制(在液态金属的强烈脱氧之后，尽可能小心地地除去大的夹杂物，特别是使用由液态金属最初铸造的电极的重熔方法)。硫化物的群体通过利用非常低的S含量进行控制，这需要仔细选择原料和/或使液态金属脱硫。氮化物的群体通过利用低或非常低的N含量进行控制，例如通过在减压下进行液态金属的制备和电极的重熔，以及通过限制金属的Ti含量。
[0184] 本发明的钢通过以下途径制备，例如但不限于此。
[0185] 为了调整钢成分的基本构成，首先在电弧炉中并且可选地也可在钢包炉中制备液态钢，随后浇铸为重熔电极的形式。这些电极是：
[0187] 要么，在浇铸和凝固液态钢后，在真空下(VAR工艺：真空电弧重熔)或者通过电渣重熔(ESR)进行若干次重熔以形成锭块或板坯。
[0188] 因此，在制备并浇铸为电极形式之后，进行电极的单次重熔或电极的多次重熔，例如VAR+VAR或ESR+VAR。这些重熔通过降低偏析和精炼凝固化结构来纯化金属并提高凝固化的质量。特别是，ESR重熔能够有效降低硫含量，并且VAR重熔能够有效降低氮含量。
[0189] 然后，在加热至1050℃～1300℃(通常约1200℃)之后，对锭块或板坯进行热轧以获得厚度为几毫米(例如约1.5mm～5mm厚)的热轧板材或带材。对于例如含量超过10％的γ源元素的钢种，则可能恰当的是控制板材的冷却，以促进马氏体的形成，并防止连续存在会被证明为过高的奥氏体量。含Mn的钢尤其是此种情况。通过实验，本领域技术人员将能够确定，对于希望用现有方法来获得特定情况的钢，所述受控冷却是否有帮助。
[0190] 具有这种厚度的热轧产品在某些情况下可以以热轧的状态使用，或它们可以被热成型，或它们以控制重结晶状态使用。在对带材进行热轧和卷绕(spool winding)(相当于真正的热处理)之后，重结晶可能已经达到足够的程度，但是如果其不足以获得期望的微结构和/或机械性质，则可后续进行重结晶退火以调整该结构。在后一种情况下，本领域技术人员能够调整重结晶退火参数(温度、时间等)，以调整微结构(特别是晶粒尺寸)和期望的机械性质。
[0191] 通常，在热轧和可选的再结晶(参见其它类型的热处理)之后，目标维氏硬度值为285Hv10或更高。这表明拉伸强度为950MPa或更高，并且均匀延伸率为5％或更高。
[0192] 硬度是根据热板材的横截面进行评估的。根据ASTM E112标准，热轧酸洗(décapé)产品的目标结构是奥氏体晶粒尺寸数为10或更高的精细结构，对此，知晓的是给出的晶粒尺寸的数字越高，晶粒尺寸越细。
[0193] 还可能的是，可选经热处理的这些热轧带并不是直接使用的，而是随后为了所设想的应用需要通过冷成型来降低它们的厚度。在这种情况下，将它们进行酸浸，并随后进行冷轧(其中，在不同道次的冷轧之间进行一个或多个中间退火操作)，以及可选地进行用于时效化的一个或最终退火操作，重结晶退火，或其它类型的热处理过程或基于目标应用的适当的表面处理(将在后面详细描述)，以获得厚度小于2mm、优选1mm或更低，例如厚度为0.4mm或0.2mm的冷轧带材。
[0194] 冷轧带材的重结晶处理优选以这样的厚度进行：使得冷轧带材在该处理时具有大于30％、更优大于40％的应变硬化率。从而为带材提供了优选ASTM 10(低于10μm的平均晶粒直径)或更细小(根据标准ASTM E112)的晶粒尺寸。
[0195] 通过适当地调整温度和时间的参数，在保护性气氛中进行用于获得金属的精细晶粒和/或应力松弛和/或正常化的退火处理。这些参数取决于进行热处理的具体条件，并且本领域技术人员在每个特定情况下能够确定这些参数。
[0196] 关于可选经热处理的冷轧产品的晶粒尺寸的优选要求也适用于可选经热处理之后以热轧状态使用的产品。
[0197] 为了改善带材的平整度，并且如果需要，为了改善马氏体转变，还可使带材经受压下率为1％～20％的轻质最终平整道次(final skin-pass)。
[0198] 通常，冷轧带材的硬化(时效)处理优选以这样的厚度进行：使得冷轧带材在该处理时具有大于30％、更优选大于40％的应变硬化率。
[0199] 然后可以从带材上切割出部件，并且例如通过折叠、焊接等使该部件成型，并且使其在400℃～600℃之间保持30分钟至5小时(优选在420℃～550℃下保持30分钟至2小时的时间，例如在420℃下保持30分钟，或者在480℃下保持2小时)来进行硬化处理。
[0200] 热轧产品还能够经受典型的马氏体时效钢的硬化处理，具有由所述处理对机械性质的通常期望的益处。
[0201] 根据本发明，源自于至少70％马氏体钢种、冷轧和可选经热处理的产品能够达到至少2030MPa的拉伸强度值Rm，至少2000MPa的补充屈服强度Rp0.2，以及至少为1％的延伸率A(5,65)。另一方面，源自于两相铁素体-奥氏体钢种的产品在一定的热循环后具有较小的机械性能，但在使用中的动态应力(应变硬化，强化相变和渗氮)下保持提高的性能。
[0202] 最佳地，这些特性可在经受适当热处理的热轧产品上实现。
[0203] 该产品随后可以进行表面硬化(通过渗氮、渗碳、碳氮共渗、喷丸等)，以提高它们的疲劳性能。通常，表面硬度HV0.1通常可以至少为950，而不需要本领域技术已知的那些标准方法和条件之外的渗氮方法和条件。
[0204] 对参考样品(记为Ref)和符合本发明的钢样品(记为Inv)进行实验，它们的组成总结于表1中，以重量％表示。其余是铁和对于所考量性质不重要的制造杂质。符号“-”表示元素仅以痕量或极少量存在于样品中，并且没有冶金学效果。
[0205]
[0206]
[0207]
[0208]
[0209]
[0210] 表1：测试样品的组成
[0211] 根据以下方案制备本发明的钢及参考钢(表1所采用的样品)，以获得厚度为0.4mm的带材。
[0212] 在研究真空感应炉的实验室中制备本发明的样品，测试铸件的重量为若干千克(5kg至50kg)，例外是样品Inv 13、Inv 18、Inv 19、Inv 24、Inv 54、Inv 5、Inv 60和Inv 61首先在电弧炉中熔化，然后通过应用VIM和重熔VAR工艺来在工业设备(几吨)上制备。
[0213] 样品Ref 1、Ref 2和Ref 4是在工业设备上制备的。其他参考样品Ref3、Ref 5、Ref 6、Ref 25、Ref 26、Ref 50、Ref 51在与本发明的实验室制备的样品相同的条件下于实验室中制备。
[0214] 通过类似的制备时间，对实验室铸件所评估的结构和夹杂物群体与在工业设备上获得的那些非常接近。最细小夹杂物的密度和尺寸的差异不超过实验室铸件(考虑到所使用的锭块形式)益处的20％，其他一切都保持不变。然而，所研究的铸件的特征在于不存在重熔，便抵消了前述参数的差异，并使实验室测试结果与工业测试结果合理地相当。然后通过开坯(blooming)将锭块转变成板坯以降低厚度，使该厚度为100mm～200mm。
[0215] 然后，在加热至约1300℃后，考虑到炉和轧机之间的转移时间，意味着1285℃的温度下进行热轧，将板坯热轧至3.5mm的厚度。随后，对金属进行酸洗并冷轧至0.4mm或更低的厚度。有时在生产过程的不同步骤中进行奥氏体化或固溶退火操作，随后进行再结晶，然后进行时效退火，它们分别在800℃～850℃(不超过1小时)，在850℃～1200℃(持续时间少于10分钟)，在420℃～550℃(30分钟至4小时)下进行。
[0216] 表2示出了：
[0217] 在热轧后，在表1中每个样品的板材中间宽度处的650mm2上观察到的这些样品中最大夹杂物的尺寸；
[0218] 在光学显微镜(OM)下，在650mm2的表面上评估对于大于4μm的夹杂物的夹杂物密度；
[0219] 以及，在工业制备的样品上通过自动图像分析在扫描电子显微镜(SEM)下观察到的夹杂物密度，该观察涉及在100mm2～400mm2的表面上观察大于1.5μm的夹杂物。
[0220] 观察到的颗粒的最大尺寸记录为夹杂物等效直径(记为“D圆形”)。应该理解的是，夹杂物的“直径”是指“等效直径”，即，如果所观察的夹杂物具有比简单圆更复杂的横截面，则夹杂物如果具有圆形横截面且与所观察的夹杂物具有相同表面积时的“直径”。
[0221] 此外，由于光学图像分析仅能区分有色对比度并且不能区分夹杂物的组成，所以在光学显微镜下仅能够验证TiN的缺乏(根据技术人员的经验，其具有橙色对比度)，以及各种其它评估颗粒中尺寸大于4μm的夹杂物的夹杂物密度。最后，在场效应枪(MEB FEG)下利2 2
用扫描电子显微镜对200mm ～400mm (各自的放大倍数为×300、×1000、×10 000)通过计数和自动分析对夹杂物群体进行更精确的表征，并且评估其表面密度。因此，在3.5mm厚的热轧带材上，确定工业上制备的样品中的夹杂物的密度和类型。所有密度都调整到表面密度(每mm2的夹杂物数)。
用扫描电子显微镜对200mm ～400mm (各自的放大倍数为×300、×1000、×10 000)通过计数和自动分析对夹杂物群体进行更精确的表征，并且评估其表面密度。因此，在3.5mm厚的热轧带材上，确定工业上制备的样品中的夹杂物的密度和类型。所有密度都调整到表面密度(每mm2的夹杂物数)。
[0222]
[0223]
[0224] 表2：在光学显微镜下在热轧样品上观察到的最大夹杂物的尺寸和夹杂物密度(对于大于4μm的夹杂物)，以及在扫描电子显微镜下观察到的夹杂物密度(对于大于1.5μm的夹杂物)
[0225] 这些结果表明，对于本发明的样品，通过调整材料的组成和生产方法，能够获得小的夹杂物密度和完全不存在相对大尺寸的夹杂物，即在热轧产品上没有大于10μm的夹杂物，并且最佳地夹杂物密度与参考样品中近似或更低。在参考样品1中也没有这样的夹杂物，但是小的氧化物夹杂物(直径5μm～10μm)的数量显著高于例如本发明的工业样品，这不利于疲劳性质。关于参考样品2，其具有过高的氮化物密度，包括尺寸大于10μm的氮化物。该特性本身就是阻止达到足够的疲劳强度的主要障碍(归因于氮化物的尺寸、类型和形态)，并且被认为无需检测该样品的氧化物。
[0226] 因此，本发明的样品仅包含小直径和低数量的夹杂物(需要在扫描电子显微镜下对较小尺寸的夹杂物进行夹杂物计数以评估可通过设备的分辨率检测的代表性夹杂物数量并获得尺寸超过1.5μm的精确估算)。具体地，不存在Ti氮化物，其尤其与Ti的不存在和N的含量非常低相关。该情况与参考样品1的情况相同，尽管夹杂物密度和其最大夹杂物的直径略高于本发明的最佳情况。对于参考样品2，证实氮化物(主要是Ti氮化物)在其中占主导地位，并且以几乎没有韧性的夹杂物的形式存在，并且通常具有过大的尺寸，从而不能达到优良疲劳强度的目的。
[0227] 类似地，具有增加的S含量的Ref 4和参考Ref 5以及具有高含量的Al和Y的Ref 3和Ref 6在热轧产品中分别包含大尺寸(大于10μm)的氧化物夹杂物。
[0228] 首先进行光学显微镜下的夹杂物计数(为了快速和易于实施)，然而由于夹杂物的小尺寸和它们的低数量，很快达到它们的极限。而且，如果计数图像没有被实验观察者适当分类，则在本发明中对于氧化物、硫化物或其它类型颗粒的夹杂物使用光学显微镜由于样品制备、表面污染等等所引起的灰色阴影之间的混淆而引入伪影(artefact)。因此，优选使用SEM和EDX的自动化夹杂物计数和分析以在根据本发明生产的工业样品中获得更可靠的表示夹杂物的表面密度。
[0229] 因此确定的是，本发明的样品的夹杂物所具有的最大尺寸低于参考样品1(不含Ti)，本发明的大多数样品进一步呈现出的在扫描电子显微镜下评估的夹杂物密度低于参考样品的夹杂物密度(在相同条件下评估)。因此，在SEM观察下直径大于1.5μm的夹杂物的密度是低的，低于参考样品1的两倍以上，并且在工业铸件上观察到的最大颗粒的尺寸小于(约小1μm)参考样品中观察到的尺寸。
[0230] 通过表2，能够得到对于本发明的钢的夹杂物群体特定的最佳组成范围。
[0231] 本发明的样品Inv 9至Inv 13表明：对于高达4％Cu(当控制生产方法且存在根据本发明的其余元素时)，夹杂物的最大尺寸似乎受到控制。
[0232] 另一方面，样品Inv 14至Inv 19表明：Nb含量为2％或更低的优选组成，并且在该组成范围内，碳含量小于0.007％以防止形成尺寸大于10μm的碳化物，或优选添加其他碳化物生成元素如Cr(在Nb存在下允许更高的碳含量)。
[0233] 样品Inv 20至样品Inv 24表明：锰含量为4％或更低，以不促进形成尺寸大于10μm的夹杂物，并且在该含量以上，需要精确控制游离碳(优选低于10ppm)的比例。
[0234] 具有低Co的样品(其中，加入铝并可选地加入硅和/或铬)Ref 25、Ref 26、Inv 27至Inv34、Inv 39至Inv 49、Inv 52、Inv 53、Inv 56至59、Inv 61、Ref 50和Ref 51具有直径10μm或更小(甚至8μm或更小)的夹杂物，特别是具有低于16ppm的相关氧含量。
[0235] 本领域技术人员知晓的是，冷加工仅可能通过其份数来降低夹杂物的尺寸，但在任何情况下都不会使夹杂物的尺寸增加。
[0236] 本发明的钢种由于其固有的化学组成具有以下优点：它们在生产过程中不会形成氮化物，并且能够控制残余夹杂物，特别是氧化物的尺寸和类型。通过仔细控制所使用的原材料和所采用产生低含量的残余元素N、S、C和P的工艺，并且通过液态金属的脱氧，形成具有有限尺寸(10μm或更小，优选小于8μm)的氧化物颗粒且具有在所述加工范围内得到的恰当组成。取决于所述钢的组成，形成的铝氧化物为例如Al和Mg(该元素不可避免地来自熔渣和生产设备的耐火材料)的混合氧化物或单独的氧化铝，而且还形成Si氧化物、Ca氧化物、Mg氧化物或其它混合氧化物；有时，少量的细的硫化物或碳化物加强了这些夹杂物群体。
[0237] 各种样品的重要机械性能总结于表3、表4和表5中，其中，表3涉及处于热轧阶段的样品，表4涉及在引起沉淀硬化的时效退火之后，处于热轧状态下的所有样品，以及表5表征了处于冷轧和时效状态(其中，参考处理为480℃下进行3h)的所有样品。在相对于带材的轧制方向的纵向方向上测量这些性质。这些性质是维氏(Vickers)HV 10硬度(对于热轧样品)，对于经时效的热轧样品的极限机械拉伸强度Rm(以MPa表示)，补偿屈服强度Rp0.2(以MPa表示)，对于处于时效和非时效状态的冷轧样品的均匀延伸率Ar(以％表示，并且对长度L0的测试件进行测量，等于5.65乘以初始截面S0的平方根)。
[0238]
[0239]
[0240] 表3：所制备的样品在热轧状态下的维氏硬度Hv 10
[0241]
[0242]
[0243] 表4：样品在热轧、时效状态下的拉伸强度Rm
[0244]
[0245]
[0246] 表5：在轧制后处于冷轧状态下以及处于冷轧和时效状态下的样品的机械性质[0247] 根据本发明样品在处于时效的热轧和/或冷轧状态下所获得的机械特性与参比样品相近，甚至得以改善。因此，本发明的钢种结合了经济吸引力(通过降低Ti、Co等的费用降低了材料成本)和高机械性能。对于每种合金化元素Nb、Cu、Mn、W、Ta、V，通过调整组成和实施方法可获得在时效状态下高于1950MPa的极限拉伸强度。
[0248] 表4示出了对于调整含量的添加元素，热轧状态下Rm>2000MPa的值，从而能够获得能够进行时效的马氏体结构(例如，通过样品Inv 14至Inv 19表过Nb显示出令人感兴趣的硬化性能，另一方面，锰含量为4％或更低和/或控制添加的Cr含量以防止奥氏体占主导地形成等)。此外，本发明的钢种Inv 27至49，Inv 52和Inv 61建议：Co+Mo含量高于9％，优选高于15％以达到至少等同于参考样品1和3在时效状态下的机械性能。
[0249] 通过谨慎地确定处理条件，这些机械性能之间的折衷与受控的夹杂物群体的结合已经证实了本发明的创新性，该材料在渗氮后在经受疲劳应力的应用中具有改善的表面性质。
[0250] 在热轧产品和冷轧产品上进行测试以获得最佳的时效条件(在标准化或固溶退火后)。
[0251] 在还原性气氛中，对每个钢种在850℃下进行预先固溶退火1小时，以提供均匀的结构。在这些退火材料上对不同(时间-温度)一对条件进行实验，以确定适用于目标应用和所制备钢种的时效条件。
[0252] 取决于所测试的时效条件，在氩气、420℃～550℃下，根据时效后的硬度和所存在的相来确定最佳值。
[0253] 包含V的钢种Inv 1至Inv 4显示与参考样品1和参考样品2中常规使用的时效条件相同的时效条件(例如，在450℃至500℃之间处理≤3h)，并且对于含量≤4％的V含量能够在时效状态下获得高于1900MPa的Rm值；含Ta的钢种Inv 5至Inv 8在类似的时效条件下在加入0.5％或以上的Ta后表现出增加的机械特性(Rm>1940MPa)。包含铜的钢种Inv 9至Inv13呈现出，在500℃的区域处理≤2h(或480℃下，处理3h)时具有最佳的时效条件，在加入2％的Cu后，能够在时效状态下得到高于1940MPa的Rm值；在存在Cr(<2％)和Mn(<1％)以及结构硬化(即，Co+Mo+Cu+Cr+Mn<25％)时，这些时效性能水平增加。包含Nb的钢种Inv 14至Inv 19呈现出在时效后高于参比样品2的机械特性，其只要加入了小比例的Nb，便能在420℃到550℃下持续30分钟到5小时这一宽泛时效条件下进行。建议的最佳处理是在450℃至500℃下处理2小时。
[0254] 添加受控比例的Cr和Mn会增加时效硬化。然而，这些钢种需要控制Nb的含量以防止形成夹杂物团簇或尺寸大于本发明限定的最大值的颗粒。因此，Nb含量强制≤4％。
[0255] 包含显著量Mn(超过0.19％)的钢种Inv 20至Inv 24以及Ref 25和Ref 26形成可为双相的钢种，要求获得大部分马氏体结构以实现最佳时效。因此，具有相对有限Mn含量的钢种(痕量≤Mn≤4％)可以获得Rm>1940MPa的值，其中，所使用的时效条件与参考样品1和参考样品2中常规使用的相同(例如在450℃至500℃处理≤3小时)。在Mn的这些受控比例下，Al、Si或Cr的控制添加会增加时效硬化，前提是在时效之前保持马氏体结构。
[0256] 由于钢种Ref 25和Ref 26的Mn含量超过13.0％，所以它们在本发明的范围之外。如表2中所述，尽管在它们中关于最大夹杂物尺寸保持在可接受的范围内：最大夹杂物的等效直径为10μm，但1.73和1.75夹杂物/mm2的夹杂物密度对于该尺寸类别中是最高的，所以它们的夹杂物群体并不是最佳的。表4示出了它们在热轧和时效状态下的Rm值是明显较低的(489MPa和544MPa)。
[0257] 与在参考钢中一样，在本发明的钢中，马氏体时效钢的机械性能基于由Co和Mo(以及其它添加元素)共同引起的时效硬化。因此，低含量的Co(典型地Co<5％)和/或Mo(典型地Mo<5％)使得在时效后不能得到超过1530MPa的Rm值。较高比例Co(5％～16％)或Mo(3％～9％)的使用提供了更高水平机械性质(拉伸强度，耐疲劳性等)的实现。这些趋势通过表征样品Inv 39至Inv49(具有2％～7％的Co含量)得以证实，这表明Al、Si或Cr的添加不能对Rm进行补偿，该Rm涉及的含量为：Co＝1.0％～10.0％和Mo＝约5％；时效后，无论加入至多1％的Al，至多0.13％的Si，至多0.1％的Ti，或至多0.5％的Cr，极限拉伸强度Rm均不能超过
1800MPa。
1800MPa。
[0258] 本发明的目的在于通过根据目标性能选择的元素Co和Mo的初始含量来调整赋予给定基础金属的机械性能，而不会降低材料的夹杂物群体和疲劳行为并且成本较低。在本发明的许多实施例中，在时效后，拉伸强度Rm值高于1900MPa是目标并且已获得，另外还具有限定的受控尺寸的夹杂物，从而特别确保了良好的疲劳行为。关于耐久性和机械性能方面的其它目标，在本发明的不同变型中，可通过调节元素，尤其是Co、Mo、W、Cu、V、Nb、Mn、Si、Al、Cr的含量来考虑和获得。
[0259] 例如，包含相对大量的W和Al的钢种Inv 27至Inv 38中在时效后可呈现出高于Ref 2的机械特性，其中，W的含量优选高于0.8％且Co含量高于10％。时效后的这种性能随着Al或Cr的加入以及结构硬化而增加。典型地，与通常用于钢种Ref 1和Ref2的时效条件相同的时效条件能够使在Inv 37和Inv 38的组成在时效状态下获得高于1940MPa的Rm值。
[0260] 应当注意的是，钢种Inv 48和Inv 49具有的Ti含量接近可接受极限(0.109％)，该值对于进位舍入和通常的分析精度可以认为相当于0.1％。它们未跻身在最好Rm值中的前列，并且Inv 48所具有的最大的等效夹杂物直径接近可接受的范围，且夹杂物密度也不是最佳的。这些钢种表明必须注意对于Ti的0.1％的极限保持在本发明的范围内。
[0261] 钢种Ref 50和Ref 51所具有的S含量(0.004％和0.0053％)超过了允许限值(0.002％)。因此他们的夹杂物群体并不是最佳的。Ref 50具有10μm的最大夹杂物等效直径，因此接近允许值，夹杂物密度为0.81个夹杂物/mm2，相对平均。Ref 51具有的夹杂物较小，但数量较多。它们在热轧和时效状态下的Rm值为1700MPa～1800MPa，这不是最佳的。由于有点太高的这些S含量，导致的晶粒边界弱化使得热加工比预期的更加困难。
[0262] 除了S含量较低并符合本发明之外，Inv 52和Inv 53与Ref 50和Ref 51相当。因此，它们在热轧和时效状态下的Rm有所改善，并且具有更好的耐疲劳性和更好的热加工性。
[0263] Inv 54和Inv 55的特征在于它们的Mo含量高(约9.9％和11.8％)。它们具有优异的机械性能。略高于本发明其它实施例的C、Al或Cr的含量提供了可接受的质量/价格比，即使不是最佳的。这些实施例说明了Mo对机械性能的影响，但它们仅部分地满足了本发明设定的经济目标。
[0264] Inv 56代表具有高Al含量的钢种。Inv 57中向添加了Cr，并且Inv 58中添加了不可忽略的量的Cr和Zr。通过上述所添加的元素，这些实施例表现出可以利用前文所述的优选含量来进行优化的感兴趣性质。
[0265] Inv 59具有高含量的Si和Y。
[0266] Ref 3具有过高的Al含量，因此包含过大且不能被除去的夹杂物，从而不利于经受疲劳应力的目标应用。
[0267] Ref 4和Ref 5包含过多的S，因此形成过多的硫化物，这些硫化物额外地用作氧化物的产生位点，由此说明在热轧产品上存在过多的夹杂物。
[0268] Ref 6具有过量的Y含量，其形成过大尺寸的氧化夹杂物，这些氧化夹杂物不能通过沉积液态金属而被除去。
[0269] Inv 60展示了Ca的强烈存在，并且Inv 61展示了Mg的强烈存在。它们表明，在本发明中，这两种脱氧剂可以以不可忽略的量使用，前提是技术人员注意到了关于耐火材料的性质和精炼方面已知的定则。
[0270] 在此值得注意的是，本发明的钢种与这样的时效条件兼容：该时效条件能使机械性能增强，并且另外它们在加工和相关成本方面易于实施。所获得的性质(特别是硬度)的稳定性使得通过进行短时间(通常为30分钟)的退火操作，便能够获得对常规钢种进行2小时～5小时的处理过程所获得的相同或可比较的性能。热处理的简单性和节省性的这些特性特别有利于本发明的这些目标的经济钢种。
[0271] 本发明的新颖钢种具有令人感兴趣的机械性质(硬度、屈服强度、断裂强度等)，这些机械性质可以针对被称为“无限”耐力的某些应用进行优化，从而确保能够承受强疲劳应力。因此，在根据本发明优化时效和夹杂物群体的这些条件下，通过随后的表面处理(渗氮、碳氮共渗、渗碳，喷丸处理等)能够实现在动态屈服应力下实现改进的性质，例如疲劳性质。
[0272] 最后，在表面压缩处理后，同样测试了本发明这些钢种的改进性质。在经受疲劳的厚度较小的材料上在应力之前进行渗氮处理，以延迟表面开裂的发生。该压缩处理可以以已知的方式通过喷丸处理来进行。
[0273] 对于本发明的钢种，测试了各种渗氮条件，包括在气体气氛(裂解的NH3气氛)下在420℃～480℃下处理30分钟～90分钟。
[0274] 然后通过使氮扩散在各种核内来形成渗氮层，形成几十微米的特征厚度(通过化学侵蚀或通过辉光放电光谱法(GDS)深度分析评估)。它们有时含有细小的、均匀分布的沉淀物，如果认为有必要，可以通过调节钢的组成和渗氮条件来调整其化学性质。
[0275] 图1示出了在420℃下渗氮30分钟后，由薄片透射电子显微镜表征的样品Inv.15上获得的硬化相的密度。硬化沉淀物基本上为MoxNby(其中，x＝约2y)，具有均匀的分布和80nm～400nm的尺寸。还发现了一些Nb和Mo的碳化物，以及具有特定化学计量和晶格参数的较小尺寸的渗氮物。
[0276] 在所研究的时间和温度范围内，本发明的钢种在渗氮后表现出增加的表面性质。表6示出了在相同条件下通过微凹痕评估的硬度水平(三个Hv 0.1表面测量值的平均值)。
在裂解的NH3气体渗氮下研究各种渗氮条件；这些条件也可适用于离子渗氮、碳氮共渗或其它以获得相似性质。
在裂解的NH3气体渗氮下研究各种渗氮条件；这些条件也可适用于离子渗氮、碳氮共渗或其它以获得相似性质。
[0277]
[0278] 表6：不同渗氮条件下，通过最外表面微压痕评估的平均Hv0-1硬度值
[0279] 应该理解的是，当在具有粗糙表面和局部痕迹的样品上进行测试时，该类型测试的测量不确定度高。因此表7中的结果必须从总体趋势的角度来解释。
[0280] 因此，除了优异的机械性质、受控的材料成本和受控的夹杂物群体之外，与参考样品1和2相比，本发明的样品表现出引起表面硬度水平增加和摩擦阻力增加的可渗氮性。结果，可以预期的是，最外表面硬度水平与参考样品1和2相近(例如Hv0.1>900)，并且甚至对于本发明的某些钢种，在渗氮时间减少的情况下，可以获得超过50Hv0.1的最外表面硬度。因此，在并不特别苛刻的适当渗氮条件下，本发明的钢种可以达到超过1000Hv0.1(甚至
1050Hv0.1)的最外表面硬度水平。
1050Hv0.1)的最外表面硬度水平。
[0281] 但是，对于经受疲劳应力的某些应用，建议不要达到相对于材料的时效芯(Hv10硬度)而言太高(Hv0.1硬度)的表面硬度水平，以防止内部界面或最外层表面的弱化。为此目的，在材料深处具有规则的氮扩散廓线(profile)优于尖锐的扩散廓线，尖锐的扩散廓线导致在表面上存在不均匀的主要沉淀区域。在钢中，这些区域被称为“化合物层”，并且例如由非常硬的易碎的铁氮化物形成。在这种情况下，针对本发明的样品，验证气体渗氮条件的存在，能够防止在最外表面上防止形成铁氮化物，同时保持足够的表面应力以延迟在使用中动态应力下引发的开裂(在目标表面硬度的区域中)。
[0282] 在图2中给出了不同渗氮条件(温度、时间)下最外表面达到的最小和最大硬度值(Hv0.1硬度)。从中可以看出，对于根据本发明存在的每大族的硬化元素，能够达到高于900Hv0.1的最外表面硬度水平。因此能够获得至少与先前引用的对比文件相同的疲劳表面性质。
[0283] 可以确定的是，与不含Cr的本发明的钢种相比，在工业工具上生产的具有量化Cr添加的含Mn或Cu的钢种在渗氮后可表现出增加的最外表面硬度，并且通过一起添加限定比例的Al与硬化元素(如Ta，参见Inv 8)能预期得到相似的效果。
[0284] 因此，具有足够的Co和Mo水平以获得前文中详述的目标机械性能，本发明示出了对于每类钢种，可能达到的高于900HV0.1的最外表面硬度值，其基于以下基础：
[0285] 当硬化元素的含量低于0.5％时，在含钒的钢种上观察到低于900Hv0.1的值；在此值以上，预期最外表面上具有增加的硬度值；
[0286] 对于具有本发明含钽的钢种(表7中的Inv 6至Inv 8)，从加入3％Ta(具有调整的渗氮条件)开始，最外表面达到高于940Hv0.1的硬度值；
[0287] 在加入2％的硬化元素开始且在Cr和Mn的存在下(Inv 13)，含Cu的钢种的最外表面上也表现出增加的硬度水平(和残余应力)；这些元素促进表面上的氮溶解性；
[0288] 另一方面，本发明的钢种14至18表明低于2％的钒含量能够在最外表面上达到足够的硬度水平(没有化合物层)；
[0289] 含锰的钢种在机械性质/夹杂物群体之间表现出良好的折衷，显示出Cr存在时(Inv 24)最外表面的硬度水平的增加；
[0290] 含W和Al的钢种(Inv 38和Ref 51)的测试尚不能确定使最外表面达到高硬度水平的渗氮条件。
[0291] 最后，验证了这些可得到的高表面硬度值伴随着受控的残余应力(通过X射线衍射评估)，从而能够相对于芯来压缩表面，并由此延迟引发表面开裂。
[0292] 图3给出了对于样品Ref 1、Ref 2，以及本发明的各个样品，渗氮的轧制片材的表面上的残余压缩应力的定性评估。对于每个样品，通过在变化的温度和渗氮时间下进行的所有测试，给出了评估的压缩应力的最小值和最大值。通过具有以下参数的X射线衍射对样品表面进行渗氮层内残余应力的评估：Chi在0°～51°之间变动，测量间隔1s，sin2(psi)为每0.1螺距0～0.6。在这些条件下获得的值允许通过监测Fe线位置的变化来确定材料表面上的应力水平。可以看出，与参考样品1上观察到的残余应力相比，本发明样品的残余应力得到改善。
[0293] 因此，当应用本发明时，更容易控制渗氮层的性质，并因此使该层适应于未来产品预期使用中的特定需求。如果认为是优选的，则由此易于避免在最外表面上存在渗氮层中通常称为“化合物层”的相。这些相由铁渗氮物，特别是Fe4N，Fe2N，Fe2N1-x型的沉淀产生。
[0294] 通过进行源自于“硬度计测试”且通过施加的低负荷而不同的通常称为“划痕测试”的测试来完成对一些样品(参考样品Ref 1和本发明的样品Inv 13、Inv 18、Inv 21和Inv 24)的渗氮层的表征。
[0295] 对于这些测试，使球锥形尖端，诸如用于洛氏C硬度测试的金刚石尖端(120°的角度，尖端的曲率半径为100μm)穿过渗氮层/基材系统，于尖端处增加的负载下施加恒定的基材移动速度。
[0296] 在施加负载下涂层的劣化是材料的弹性和/或塑性压痕应力、摩擦应力和内部残余应力的组合。
[0297] 在低负载下，这些应力可能是涂层表面的拉伸或压缩开裂的原因，虽然涂层表面将继续粘附在基材上。
[0298] 划痕测试是一种对比测试，能够检测材料中微裂纹(如果有的话)传播的声波，检测压制压痕工具的压痕深度(与初始触及的真实表面相关)，并能够评估测试后压痕通道上涂层的残余深度。后一种估算能够评估在施加增加的低负荷之后涂层/基材系统或表面/基材系统的回弹力。
[0299] 在每个系统上，通过在10mm的渗氮表面上施加从0.03N增加到10N的载荷，以1mm的间距在渗氮样品的表面上进行三次连续的测量。
[0300] 尽管对于本发明的各个样品，在法向力或压痕深度评估方面的结果几乎没有区别，然而本发明的渗氮层的一些特征中表现出差异。
[0301] 例如，图4示出了渗氮样品Inv 21和Inv 24(分别在480℃和450℃下于气体气氛中处理30分钟)在划痕测试之后，通过压痕深度与残余深度之间的相对差(显著减小的曲线)，在划痕测试之后渗氮层/基材系统的回弹力。
[0302] Inv 21是含有Mn(1.970％)的实例，其中Cr的含量(0.007％)仅来自于所使用的原材料中含有的杂质。Inv 24是含有1.930％Mn的实例，因此其含量与Inv 21的含量相当，但相关Cr含量为0.902％，因此对应于非常显著的Cr添加。这两个样品在划痕试验的压制阶段给出了凹痕深度的相当结果，但是对于Inv 21，曲线比Inv 24更不规则。
[0303] 图5示出了在这两个相同渗氮样品Inv 21和Inv 24的划痕测试期间的声发射的相关结果。这里差异明显更显著，对于Inv 21，其发射高于Inv 24。
[0304] 因此，与Cr的添加相关的Mn的添加在评估深度时显示出较小的噪声，这与渗氮的Inv24中显著降低的声发射相符(图5)。
[0305] 在本发明含Cr的其他钢种中也观察到这种行为。
[0306] 因此，遵循的是，在施加低载荷(<10N)的情况下，显著存在的Cr降低了本发明钢种的渗氮层的潜在开裂，这对于在使用中经受局部碰摩、压制或摩擦的疲劳应力部件尤其如此。
[0307] 类似地，图6示出了与样品Ref 1相比，渗氮样品Inv 13、Inv 18、Inv 21和Inv 24在划痕测试之后渗氮层/基材组件的弹性行为(对每个样品进行的三次测试的平均曲线，Inv 33、Inv18、Inv 21和Ref 1在480℃下于气体气氛中分别处理30分钟，Inv 24在450℃下处理30分钟)。与残余深度曲线的X轴的曲线偏移说明了测试后的残余塑性形变。
[0308] 图6示出了与Ref 1所得到的渗氮层相比，本发明样品的渗氮层的增加的弹性行为。对于含Cu的样品(Inv 13，其还含有Cr的)或含Nb(Inv 18)的样品，显著增加了通过压痕深度和残余深度的曲线之间的差异评估的回弹力。对于这些样品，存在高度约为15μm厚的变化，而对于含Mn(Inv.21)和Mn+Cr(Inv 24，其还含有一些Si)的钢种，其高度为13μm，因此为不含有这些合金化元素但所含Co含量(16.50％)高于本发明测试样品(约13％)的Ref 1的两倍。对于所有这些样品，Mo含量为约5.0％至5.30％。
[0309] 另外，对于本发明的样品Inv 13、Inv 18、Inv 21、Inv 24，评估的残余深度rd较小，并且略好于Ref 1。
[0310] 该行为是本发明的渗氮层的回弹力率改善的表现，这尤其有益于部件经受疲劳的应用，因为其能够减少基材/渗氮层组件的塑性形变，并且由此通过需要精确尺寸的组件的塑性形变减少一些应用中产生的碰摩和摩擦。
[0311] 因此，对于由冷轧马氏体时效钢中的叠加环形成且经受由发动机传递的扭矩引起的弯曲和拉伸疲劳的CVT带的应用，每个环之间的间隙确保了组件的润滑，并且不允许在循环应力下会使环损坏的塑性形变。在每次应力循环之后，本发明的渗氮材料塑性形变较小，并且不会引起部件随着时间的累积塑性形变，这在更长的时期内会使参考渗氮材料的疲劳寿命劣化。
[0312] 图6证实了与本发明样品所产生的塑性形变相比，来自Ref 1的渗氮层在低负载(10N)下具有较大的塑性形变。其通过残余穿透深度的不同曲线的水平轴0的偏移得以证明。
[0313] Ref 1在划痕试验中的形变看起来小于本发明的钢种(如其相对压痕深度所示)，但所涉及的形变机制不完全相同，并且在该负载之后的残余应力不会产生相同的效果。例如，虽然在测试过程中Ref 1上产生的形变看起来较小(从评估的压痕深度来看)，但与本发明样品相比，测试后的结果显示增加的塑料组分，这不利于本发明主要的目标应用。
[0314] 在本发明样品上观察到的压痕深度被证明基本上是弹性的，不同于在低负载下呈现出较小回弹力的Ref 1。
[0315] 对本发明所涉及尤其是为了用于CVT型传动带的一般类型的马氏体时效钢进行的在先研究并未证明渗氮表面中与受控的夹杂物种群和钢的组成中固有的机械性能相关联的那些行为标准。
[0316] 通常，本发明的钢在不同渗氮条件下显示出增加的经济性能和与现有技术参考钢相比相当或甚至增加的使用性能，只要渗氮层在以下方面更容易控制：
[0317] 组成，特别是关于化合物层的存在或不存在；
[0318] 厚度；
[0319] 在给定的渗氮条件下可达到的硬度水平；
[0320] 分布，在层厚度内，氮含量、沉淀相的类型和分布，硬度水平，残余应力；
[0321] 在低负载应力下，在这些渗氮层中引起的降低水平的塑性形变(几乎为零)；
[0322] 渗氮工业实施的便利性和经济性，其获得与参考钢种相当的性质，而无论渗氮是等离子体渗氮还是更特别是气体渗氮。
[0323] 本发明的优先应用尤其是：
[0325] 对于源自于冷轧板材或带材的产品：车辆传动带的元件或旋转机械(诸如机床)的元件，特别是CVT型自动车辆变速箱。
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