生产工具钢的方法
阅读：72发布：2021-06-10
专利汇可以提供生产工具钢的方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且生产工具 钢 特别是热加工工具钢的方法，其特征在于，将具有以下分析的钢：C：0.25-0.6重量％；Si：最大0.15重量％；Mn：最大0.3重量％；Mo：2-5重量％；Cr：0-2重量％；W：1-3重量％；V：0-2重量％；Ni：0-3重量％；以及剩余的 铁 和由于熔炼产生的不可避免的杂质进行熔炼和 合金 化处理，其中，将该钢的 工件 在>Ac3的 温度 下加热并奥氏体化后冷却，其中，冷却至330℃至360℃，并在此温度下等温保持工件，直到工件完全被 贝氏体 转变，然后冷却至室温，与热加工工具钢一起用于此目的及其用途。，下面是生产工具钢的方法专利的具体信息内容。
1.生产工具钢特别是热加工工具钢的方法，其特征在于，将具有以下分析的钢：
C：0.25-0.6重量％
Si：最多0.15重量％
Mn：最多0.3重量％
Mo：2-5重量％
Cr：0-2重量％
W：1-3重量％
V：0-2重量％
Ni：0-3重量％
以及剩余的铁和由于熔炼而产生的不可避免的杂质
进行熔炼和合金化处理，其中，将所述钢的工件在>Ac3的温度下加热并奥氏体化后冷却，其中，冷却至330℃到360℃，在所述温度下等温保持所述工件，直到所述工件完全贝氏体变形，然后冷却至室温。
2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，完成加热20至40分钟后，发生奥氏体化。
3.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，等温保持时间为30至90分钟。
4.根据前述权利要求中任一项所述的方法，其特征在于，从奥氏体化温度冷却到等温保持温度的冷却速率为λ＝0.4到λ＝2。
5.根据前述权利要求中任一项所述的方法，其特征在于，冷却至室温后，对所述工件进行回火以设定硬度。
6.根据前述权利要求中任一项所述的方法，其特征在于，回火温度在580℃至660℃之间，回火时间在1至2小时之间。
7.由前述权利要求中任一项所述的方法生产的热加工工具钢，所述热加工工具钢的分析如下：
C：0.25-0.6重量％
Si：最多0.15重量％
Mn：最多0.3重量％
Mo：2-5重量％
Cr：0-2重量％
W：1-3重量％
V：0-2重量％
Ni：0-3重量％
以及剩余的铁和由于熔炼而产生的不可避免的杂质，
其中，所述热加工工具钢具有<1％的残余奥氏体含量，否则具有完全贝氏体结构，其中，硬度在46和53HRC之间，并且凹口弯曲冲击能量在4.5和8.5焦耳之间。
8.如权利要求7所述的工具钢用于热加工工具的用途，例如用于注塑模具、热加工工具、模压淬火工具、锻模、锤模、热穿孔冲头、热挤压冲头。
生产工具钢的方法
[0001] 本发明涉及一种生产工具钢，特别是热加工工具钢的方法。
[0002] 术语工具钢描述了特别用于多种材料的加工或再成形的钢材。包括冷加工工具钢、塑料模具钢、金属陶瓷钢和热加工工具钢。
[0003] 热加工工具钢通常描述在使用中接受超过200℃的恒定温度的工具钢，而该恒定温度被工作循环产生的温度峰值覆盖。除了这种钢由于相关的成形过程而经受的一般机械应力之外，它们因此受到进一步的热应力。因此，热加工工具钢的一般要求还包括良好的所谓耐火裂纹性，这是由于表面区域频繁的温度变化而导致的一种磨损。
[0004] 另外，热加工工具钢必须耐受热裂纹的发生，这是由热加工工具钢的核心要求即所谓的热韧性所保证的。
[0005] 此外，这种热加工工具钢当然也必须具有高强度，因为它们通常受热受到冲击压缩或拉伸。当然，重要的是在加热下具有良好的耐磨性，特别是相对于待加工材料的低粘附趋势，良好的抗侵蚀性，还有耐高温腐蚀和氧化，以及热状态下良好的尺寸稳定性。
[0006] 由于这些热加工工具必须经过机械加工，因此在加热的情况下可以使其他材料具有必要的形状，同样也需要良好的可加工性。
[0007] 特别是在钢材的高温加工过程中，特别是在将这些钢材置于由热加工工具钢制成的工具中时，如果这些钢材是热的并且随后在该工具中冷却以产生硬度，则尤其会出现高应力。
[0008] 所述钢材的特性一方面通过对钢材的化学分析来确定，但是主要是热加工工具钢的结构是关键的，特别是对于诸如韧性和强度的性质。就此而言，诸如韧性和强度等特性，还有导热性和其它重要特性，可能不会单独增强，而对其它所需特性可能产生负面影响。就此而言，热加工工具钢一方面在其化学分析方面另一方面也在其结构形成方面经常需要妥协。
[0010] 从AT 144892中也可得知一种钢合金，尤其是用于对温度波动、尺寸稳定性、热拉伸强度和韧性有高度不敏感性的热加工工具和工具或制品。该专利文献的主题是铬-钨-镍钢，其中镍含量可以部分或全部被钴取代，并且其中可以包含钨、钴、镍和铬，但是优选为无铬。
[0011] 从WO2008/017341A1已知一种设定钢、工具钢特别是热加工工具钢和由其制成的钢制品的热导率的方法。根据该文献的钢材料应具有比已知工具钢大得多的热导率，但是对于基本已知的钢分析，没有提供如何在实践中获得这种更高的热导率的迹象。
[0012] 从DE1090245中已知，使用钢作为热加工工具，一方面涉及用于热加工工具钢的化学分析，另一方面涉及从900℃℃ 1200℃、方便地1000℃ 1100℃范围内的温度冷却的热处理以及500℃ 750℃温度范围内的回火处理，得到30 60HRC的硬度。以这种方式，应当设置基本马氏体结构。
[0013] 从Maschinenmarkt[机械市场]24/2010，第58至61页可知，在钢结构中引起等温回火是有利的，因为贝氏体相结合了彼此相反的特性，例如高水平的硬度和韧性。但是，在许多应用中，由于处理时间过长，等温回火不具有成本效益。测量等温回火程度的连续过程旨在优化该等温回火时间，而等温回火应特别避免来自较软结构成分的残余奥氏体。据称，与马氏体硬化相比，等温回火具有能够同时实现非常高硬度和高韧性水平的突出优点。确实，通过等温回火，获得的硬度比马氏体结构稍低，但是在缺口冲击试验中可以作为冲击能量检测的韧性显着增加。贝氏体硬度的进一步好处应该是较小的变形、较好的尺寸稳定性、增强的抗裂纹扩展和在层中产生残余压应力的范围。然而，已经表明贝氏体硬化的关键缺点是在等温回火浴中保持时间相对较长。贝氏体转变是一个时间密集的过程，其加工时间取决于材料结构、合金成分、奥氏体化温度和贝氏体转变本身的温度。原则上，这里的等温回火在三个阶段进行，其中首先进行奥氏体化，尽可能使铁素体完全转变成奥氏体。然后将零件迅速冷却至等温回火温度，以免产生铁素体或珠光体。最后，等温回火温度保持不变，奥氏体向贝氏体的转变逐渐发生。
[0014] 从通过TTT图和T0曲线的优化设计先进贝氏体钢，ISIJ国际(ISIJ International)，第46卷(2006)，第10期，第1479-1488页已知，常规贝氏体钢具有韧性和硬度的可再现良好组合，但仍然滞后于淬硬回火马氏体钢。这是由于渗碳体颗粒在钢的显微结构中具有恶化作用，因为渗碳体可以用作抗断裂钢中的缺陷或裂纹引发剂。然而贝氏体转变过程中渗碳体的出现可以通过含有约2重量％硅的钢组合物来抑制。提出了热力学和动力学模型，以便可以开发具有最佳贝氏体显微结构的钢；它们由贝氏体铁素体、富含塑料的残余奥氏体和一些马氏体的混合物组成。使用这些模型，提出了一套含有0.3重量％碳的七种不含碳化物的贝氏体钢用于生产。
[0016] 由EP2662460A1已知一种用于生产钢的方法，特别是作为具有贝氏体和马氏体相的铸造模具或工具，其中钢应经历包括奥氏体化然后快速冷却的热处理，在为了抑制转变温度高于贝氏体转变温度的稳定相的形成，并保持高温和足够长的时间以防止从奥氏体向马氏体的转变，使得至少60％的转变发生在低于马氏体起始温度加上200℃但高于马氏体开始温度减去50℃，以便在至少20mm热处理钢的表面内，获得至少70％的具有类似微细碳化物成分的贝氏体显微结构，并且达到超过8焦耳的冲击韧性。这里的马氏体起始温度应该≤480℃。特别是1.3％的硅含量应该是相对较高的，就像很多要被等温回火的钢一样。
[0017] 由EP 1 956 100 A1已知一种热加工工具钢及其加工方法，其中在固溶退火后将给定分析的热加工工具钢冷却至室温，然后再加热至高于Ac 1的温度随后再次冷却至室温，然后进行热处理，在第一热处理过程中进行奥氏体化。
[0018] 从EP 2 006 398 A1中已知一种生产钢材的方法，其中钢材完全奥氏体化，然后冷却到相应钢合金的珠光体鼻部的温度，在那里保持直到珠光体完全转变。
[0019] 由EP 1 887 096 A1已知一种热加工工具钢，其意图具有比已知的热加工工具钢高得多的热导率，为此目的其具有特殊的分析，然而对于任何热加工业工具钢是实际的。
[0020] 本发明的问题在于提供一种生产热加工工具钢的方法，该方法确保经济可行的短时间内的贝氏体转变。
[0022] 另一个问题是要创建一种可以实施该方法的热加工工具钢。
[0023] 该问题通过具有权利要求7的特征的方法来解决。
[0024] 根据本发明的钢材的等温回火是通过在钢的奥氏体化处理之后将其冷却到保持温度并保持在该保持温度直到等温回火完成来实现的。
[0025] 在此，根据本发明的钢材使得等温回火保持时间可以处于与奥氏体化保持时间大致相同的时间范围内，这意味着等温回火可以在绝对经济的时间内进行。就此而言，保持时间尤其分别取决于材料强度和材料量，即特别是发生所需保持温度的时间。
[0026] 根据本发明，该等温回火可以在膨胀计中测量，并且对于相应的钢材，可以确定取决于材料强度的相关时间段。奥氏体化之后的温度降低也伴随着由于热膨胀减小而引起的收缩，其中，刚刚达到保持温度之后，由于贝氏体的形成而发生相对长度变化。一旦相对长度变化结束，可能的贝氏体转变完成，其中如上所述，与常规的热加工工具钢相反，用本发明的钢材可以实现完整的贝氏体转变。随后冷却至室温，导致进一步的收缩，然而，与贝氏体转变前的材料相比，贝氏体转变后的材料没有返回到转变前的值，而是保持在稍高的温度。
[0027] 具有以下组成的钢被证明是有利的：
[0028] C：0.25-0.6重量％
[0029] Si：最大0.15重量％
[0030] Mn：最大0.3重量％
[0031] Mo：2-5重量％
[0032] Cr：0-2重量％
[0033] W：1-3重量％
[0034] V：0-2重量％
[0035] Ni：0-3重量％
[0036] 由于冶炼而残留的铁和杂质。
[0037] 在这个分析中，有可能在330℃和360℃之间的等温保持步骤中产生合适的完全贝氏体转变。
[0038] 低于此温度窗的温度影响马氏体形成；较高的温度导致形成较高的中间阶段，这具有较差的机械特性。
[0040] 图1是根据本发明在钢的膨胀计试验中在温度程序上的长度变化的测量结果；
[0041] 图2表示加热和冷却期间相对于温度的长度变化，包括等温保持时间；
[0042] 图3等温转变后加热和冷却过程中相对于温度的长度变化过程；
[0043] 图4等温保温温度为330℃时完全等温回火但未回火的钢材的微观截面；
[0044] 图5是根据本发明的钢材的微观截面，其显示完全转变，在360℃下等温回火而不回火；
[0045] 图6是用常规热加工工具钢进行的膨胀测试过程中相对长度和温度变化的过程；
[0046] 图7是常规热加工工具钢的取决于加热和冷却期间的温度的相对长度变化的过程，包括等温保持步骤；
[0047] 图8是常规热加工工具钢在保温温度为340℃时的膨胀试验过程中长度和温度的相对变化过程；
[0048] 图9对于传统的热加工工具钢，取决于加热和冷却期间的温度的相对长度变化的过程(包括在340℃等温保持)；
[0049] 图10表示贝氏体含量取决于常规热加工工具钢的保温温度和保温时间，表明完全贝氏体转变是不可能的；
[0050] 图11根据本发明的根据本发明的经过贝氏体转变的钢的硬度和缺口弯曲冲击能，取决于回火温度；
[0051] 图12是根据本发明进行热处理的钢和根据本发明的未被等温回火的钢的温度传导率和热传导率；
[0052] 图13根据本发明未经本发明热处理的钢的冷却速率的残余奥氏体含量；
[0053] 图14是根据本发明在λ＝0.08淬火而没有完全贝氏体转变的钢的微观截面，相对长度和硬度的变化；
[0054] 图15结构，在λ＝1.1淬火后长度和硬度的相对变化；
[0055] 图16结构，在λ＝3淬火后长度和硬度的相对变化；
[0056] 图17在λ＝1.1和λ＝3时冷却的时间和温度图案；
[0057] 图18是热处理曲线的一个实施例。
[0058] 用于实施根据本发明的方法的本发明的钢具有完整的贝氏体结构(如果没有另外说明，所有百分比细节都是重量％)具有以下组成：
[0059] C：0.25-0.6重量％
[0060] Si：最大0.15重量％
[0061] Mn：最大0.3重量％
[0062] Mo：2-5重量％
[0063] Cr：0-2重量％
[0064] W：1-3重量％
[0065] V：0-2重量％
[0066] Ni：0-3重量％
[0067] 其余部分是由于冶炼而产生的铁和杂质。
[0068] 这种钢以通常的方式熔炼和合金化，用于热加工工具钢。
[0069] 在根据本发明的热处理(图18)中，首先在至少高于奥氏体化温度(Ac3)的温度下奥氏体化，并确保材料或工件完全完全奥氏体化。为此，可能需要一定的保持时间，这取决于工件及其尺寸。在以300℃/h至400℃/h的加热速率进行奥氏体化之后，以λ＝0.4至λ＝2的冷却速率进行快速冷却，特别是在330℃至360℃。保持此温度，保持时间同样取决于工件的几何形状。
[0070] 特别是合金位置决定了冷却速率。无论冷却速率如何，冷却必须以足够的速度进行，以免冷却过程中发生贝氏体转变。
[0071] 贝氏体转变在保持阶段结束后，工件可以冷却到室温，其中这里的冷却速率在λ＝0.3和λ＝1之间。结果，可以得到完整的贝氏体结构，残余奥氏体小于1重量％。
[0072] 图18显示了热处理的一个实施例，其中试样的尺寸为370mm×150mm×60mm。
[0073] 这里虚线表示所需的炉子值或炉子温度，实线表示试样材料的温度发展。可以看出，在第一次加热到650℃时，材料跟随并且保持时间为四小时，炉子所需温度也达到了炉料实际值。然后再进一步加热阶段，其中包括约上升200℃/h，持续约两个小时。大约一个半小时后，这里的材料也达到了所需的温度值，然后以大约260℃/h的加热速率加热至奥氏体化温度超过1100℃。材料达到这个温度相对较快。
[0074] 从该热处理开始，冷却并保持在预定的温度，然后例如从图1中明显看出。
[0075] 在规定的钢分析中，通过根据本发明的热处理工艺，可以在合理的热处理时间(包括加热、淬火和保持时间)内获得完整的贝氏体结构。
[0076] 这里值得注意的是，等温回火的保持时间基本上处于奥氏体化保持时间的范围内，这在任何情况下都是以前无法实现的。
[0077] 令人惊奇地发现，在技术上合理的时间内，根据本发明的特殊材料可以完全转变成贝氏体，并且如果需要的话，通过回火工艺对强度进行调整。
[0078] 与常规材料相比，在根据本发明的材料的情况下，在根据本发明的热处理之后没有残余的转变为马氏体的奥氏体。
[0079] 借助实施例进一步解释本发明。
[0080] 实施例1(根据本发明)
[0081] 具有以下分析的根据本发明的材料：
[0082] C 0.31重量％
[0083] Si 0.10重量％
[0084] Mn 0.24重量％
[0085] P<0.005重量％
[0086] S 0.0004重量％
[0087] Cr 0.05重量％
[0088] Mo 3.22重量％
[0089] Ni 1.95重量％
[0090] V<0.005重量％
[0091] W 1.74重量％
[0092] Ti<0.005重量％
[0093] Al 0.01重量％
[0094] 以常规方式熔炼和合金化。将材料制成膨胀计试样的形式，作为直径为5mm长度为10mm的圆柱体。这用于膨胀计测试。
[0095] 将另一个尺寸为55mm×10mm×10mm的缺口试样试样加热至奥氏体化温度，奥氏体化温度设定为1090℃。试样在此温度下保持15分钟。然后冷却至330℃。这里的冷却速率是每秒40℃左右。
[0096] 试样等温保持17分钟，然后冷却至室温。
[0097] 在温度范围内膨胀计试样的长度变化如图1所示。一方面温度上升，另一方面长度的相对变化用百分数表示，其中明显的是从奥氏体化温度快速冷却至330℃，发生相对延伸，接近所保持的最大值。随着随后的冷却，与在达到等温回火温度之后的非常小的延伸部相比，即使在室温下也存在不可逆的延长。在图2中，长度的相对变化作为相对于温度的百分比绘制，其中可以看出，在等温保持下从奥氏体化温度冷却到等温回火温度的温度完成时，导致长度变化，发生滞后回路，特别是在加热和冷却之间。
[0098] 在等温保温时间后，长度的相对变化按百分比与冷却成正比(图3)。
[0099] 图4显示了膨胀计试样的微观截面，维氏硬度为494，洛氏硬度(HRC)为50.5。可以从微观部分看到材料完全转化为贝氏体。残余奥氏体含量<1％，因此材料特性不明显。
[0100] 实施例2(根据本发明)
[0101] 实施例1的材料以相当的方式熔炼和合金化，然后进行类似的热处理，但是从奥氏体化温度1090℃冷却到360℃，其冷却速率与实施例1相同。
[0102] 图5显示了冷却到室温后的微观截面。这里的残余奥氏体含量也>1％，维氏硬度为494，洛氏硬度(HRC)为47。这里也获得完全转变。
[0103] 实施例3(不根据本发明)
[0104] 具有符合DIN EN作为材料1,2343或X 38Cr Mo V5-1的以下化学成分的传统热加工工具钢
[0105] C＝0.38重量％
[0106] Si＝0.10重量％
[0107] Mn＝0.40重量％
[0108] Cr＝5.00重量％
[0109] Mo＝1.30重量％
[0110] V＝0.40重量％
[0111] 在熔炼和合金化后加热到1030℃的奥氏体化温度并保持在该温度下直到奥氏体化完成。然后将材料迅速冷却至320℃的保持温度，保持温度直到长度变化恒定，然后冷却至室温。
[0112] 图6显示了膨胀计测试过程中长度和温度相对变化的图案。
[0113] 图7显示了取决于加热期间的温度并包括所述的等温保持时间的长度的相对长度变化的图案，其中清楚的是没有闭合的滞后现象。
[0114] 实施例4(不根据本发明)
[0115] 根据实施例3的材料在1030℃下以相同的方式奥氏体化，但是冷却到340℃的等温保温温度。图8和图9中示出了包括等温保持时间在内的加热和冷却期间取决于温度的长度的相对变化的图案，同样显而易见的是，虽然由贝氏体形成确实发生了一定的延长，则延长减小，特别是不能获得封闭的滞后曲线。
[0116] 图10示出了在相应的保持时间(小时)下的实施例3(保温温度＝320℃)和实施例4(保温温度＝340℃)的贝氏体含量。
[0117] 由此可见，在实施例3和4中，仅在5小时之后才达到最大等温回火，这是根据本发明的材料的最大可实现等温回火的许多倍，可在最大20分钟内获得。而且，在保持温度为340℃时，最高等温回火率为55％左右，而保持温度为320℃时，最高等温回火率为80％。其余的结构在这里同样以残余奥氏体或马氏体的形式存在。
[0118] 在热处理后回火的情况下，例如可以观察到分别对应于图11的缺口弯曲冲击能量和硬度的图案。在每种情况下取决于两个小时回火时间的回火温度，洛氏硬度可以在47和52之间变化，而在每种情况下，缺口弯曲冲击能量位于在室温下(即在未回火状态下)8焦耳与5到6焦耳之间，表现出非常均匀的硬度和韧性。
[0119] 实施例5(不根据本发明)
[0120] 根据本发明的材料在膨胀计上进行常规的热处理，其中测试试样的尺寸对应于前面的实施例。
[0121] 这里使用不同的λ值，在这种情况下λ是冷却参数，这在工具钢的热处理中是常见的。它表示在800℃到500℃之间冷却钢所需的时间。
[0122] 图13显示了不同λ值的硬度和残余奥氏体图案，其中，随着缓慢冷却，预期的硬度从约550维氏硬度下降到325维氏硬度，而残余奥氏体含量随着λ值的增加而增加。
[0123] 在λ＝0.08和常规热处理下，根据本发明的材料具有马氏体结构，具有图14所示的结构图案，类似地在冷却期间的长度和温度的相对变化。
[0124] 当λ＝1.1时，结构的特征是马氏体和中间阶段，其中长度的变化采取不同的图案。
[0125] 在图16中，结构规定为λ＝3，具有马氏体和中间阶段，并且在长度与温度的关系上有基本不同的变化。
[0126] 图17显示了对于边长为75mm和180mm的立方体，温度和时间如何表现，其中较小立方体的冷却以λ＝1.1进行，而较大立方体的冷却以λ＝3进行。
[0127] 测试显示，一方面成功地找到了钢的化学成分和另一方面的热处理的组合，这使得热加工工具的完全贝氏体结构成为可能。
[0128] 根据本发明的材料仅通过根据本发明的热处理来公开这种潜力；传统的热处理不会导致期望的结果。
[0129] 相反，根据本发明的热处理类似地不会产生不属于本发明的材料的结果。
[0130] 在本发明的情况下，有利的是，以可重复和可靠的方式，可以生产具有贝氏体结构并且因此具有突出的坚硬特性的工具钢，所述工具钢可以通过适当的回火和根据具有特定的硬度特性，具有完全高的缺口弯曲冲击能量。
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