热加工工具钢以及制造热加工工具钢的方法

技术领域

本发明涉及一种低铬热加工工具钢以及制造低铬热加工工具钢制品的 方法。

背景技术

术语“热加工工具”应用于许多不同种类的用于在相对高的温度下金属 加工或成形的工具，例如用于压铸的工具，如压模（dies）、插入物和型芯 (inserts and cores)、入口部分、喷嘴、出模器元件(ejector elements)、活塞、 高压室等；用于挤压加工的工具，如压模、模座、衬套(liners)、承压垫和杆 (pressure pads and stems)、心轴(spindles)等；用于热压的工具，如用于铝、镁、 铜、铜合金和钢热压的工具；用于塑料的模型，如用于注模法、模压成型法 和挤压成型法的模型；以及各种其它种类的工具，如用于热剪切的工具、收 缩圈/轴环(shrink-rings/collars)和旨在高温加工中使用的耐磨部分。低合金热 加工工具钢在以下应用中用于中小尺寸的工具，该应用中对回火抗性和热疲 劳的要求很高。回火抗性是指热加工工具钢在高温下长时间保持其硬度的能 力。热加工工具钢针对在长时间暴露于高温下的强度和硬度进行开发，并且 通常使用大量碳化物形成的合金。

另一种类型的工具钢是高速钢，其用于在高达或超过760℃的温度下 仍必须保持强度和硬度的切削刀具中。为了减少所需的钨和铬的用量，例如 分别为18重量%和4重量%，开发了使用5～10重量%钼的变种。高速钢 在组成和价格上和热加工钢有区别，并且高速钢不能用作热加工钢的替代 物。

发明内容

本发明的一个目的是提供具有改良性能概况(profile)的低铬热加工工具 钢，特别是改良的回火抗性。本发明中的钢特别适合用于小工具，其不需要 具有高淬透性(hardenability)的钢组成以用于其制造。

该目的通过提供权利要求1所限定的低铬热加工工具钢实现，即该钢由 下列组分构成(以重量%计)：

任选地

Ni      ＜3

Co      ≤5

B       ＜0.01

除杂质外余量为Fe。

另外的目的可以通过本发明的低铬热加工工具钢实现，其满足下列条件 中的一个或多个(以重量%计)：

低铬热加工工具钢的优选实施方式可以满足下列条件中的一个或多个 (以重量%计)：

低铬热加工工具钢的更优选的实施方式可以满足下列条件中的一个或 多个(以重量%计)：

N       0.042～0.15   优选0.045～0.12

C+N     0.39～0.41

Cr      1.3～2.3      优选1.4～2.1

低铬热加工工具钢的甚至更优选的实施方式可以满足下列条件中的一 个或多个(以重量%计)：

根据本发明的构思，低铬热加工工具钢可以具有根据以下实施例的组成 (以重量%计)：

任选地

除杂质外余量为Fe，或者

任选地

除杂质外余量为Fe，或者

任选地

B       0.001～0.01

Mo/V    1.8～2.3

Cr/V    ＜2

除杂质外余量为Fe，或者

任选地

B       0.001～0.01

Mo/V    1.8～2.3

Cr/V    ＜2

除杂质外余量为Fe，或者

任选地

B      0.001～0.005

Mo/V   1.8～2.3

Cr/V   ＜2

除杂质外余量为Fe。

本发明的另一目的是提供一种具有改良性能概况的低铬热加工工具钢 的制品,特别是改良的回火抗性。

根据本发明，上述目的通过如权利要求11所限定的方法实现，即一种 包括下列步骤的方法：

a)提供如权利要求任一项所限定的低铬热加工工具钢；

b)由所述钢组合物形成钢制品；

c)在最高为1200℃的温度下，将步骤b)得到的所述钢制品进行奥氏体化处 理约半小时，随后淬火；并且

d)在500～700℃的温度下，将经淬火的钢制品回火至少两次，每次约2小 时。

在从属权利要求12～15中列出了该方法优选的实施方式。

在具有高铬含量即9～12重量%的抗蠕变钢中，在相对低的温度即 1020～1050℃下，碳氮化钒(vanadium carbide-nitride)可能已经溶解。然而， 如果铬的含量低(少于约4～5重量%)，初生的(primary)碳氮化钒将在熔融物 中生成，并且实际上它们以后不可能溶解。

在本发明的钢中，碳和氮的总量应该调节至0.30≤(C+N)≤0.50，优选 0.36≤(C+N)≤0.44。标称的含量应该在约0.40重量%。同时，有利的是调 节氮含量至0.015～0.30的N，优选0.015～0.15的N，并且甚至更优选 0.015～0.10，而可以优选调节碳为至少0.20重量%。优选的范围在产品权利 要求中列出。

当将氮含量平衡至约0.05～0.10重量%时，会生成碳氮化钒，其会在奥 氏体化步骤过程中部分溶解并且然后在回火步骤过程中以纳米尺寸颗粒形 式析出。碳氮化钒的热稳定性优于碳化钒，并且因此，低铬热加工工具钢制 品的回火抗性会显著改善。此外，通过至少两次回火处理，回火曲线(显示 硬度作为回火温度的函数)会具有更高的二次峰值。

在本发明的最优选实施方式中，氮含量优选为约0.05重量%。上述数值 比更大的数值产生更好的性能。在淬火期间，约0.05重量%的氮含量比更高 的氮含量具有更高的二次硬化潜能，因此使得钢具有更高的硬度。然而，约 0.10重量%氮含量已经显示出其二次硬化峰值转移至有利的稍微更高的回火 温度。优选的范围在产品权利要求中列出。此外，进行的测试和模型计算表 明，提高氮含量要求提高奥氏体化温度。

铬提升钢的淬透性和耐蚀性。过低的含量会对耐蚀性产生不利影响。因 此，将钢中铬含量的最小值设定为1重量%。将最大含量设定为4重量%是 为了避免不合希望地生成富铬碳化物/碳氮化物，例如M₂₃C₆。铬含量优选不 超过3重量%，并且甚至更优选不超过2.6重量%。在本发明的一个实施方 式中，铬含量为1.5～1.7重量%。优选的范围在产品权利要求中列出。低的 铬含量延迟显微组织中碳化铬的析出，而有利于更加热稳定的富铬碳氮化 物。因此，材料的恢复减慢，而回火抗性得以改善。

为了提供足够的析出潜能并且由此得到足够的回火抗性和期望的高温 强度特性，钢中应包含含量至少为0.8重量%的钒。为了避免形成过多的 M(C,N)析出，其会增加热处理后在基体中留下大块不溶析出物的风险并且还 有损耗基体中碳和氮的风险，钒的上限为1.3重量%。钒含量优选为1.0～1.3 重量%之间。优选的范围在产品权利要求中列出。

为了得到所需的MC相，Cr/V的比值应该优选小于2，更优选小于1.8。 原因是铬可被认为对MC相是有害的。

钢中硅的含量应当在0.1～0.5重量%内，优选0.2～0.4重量%。通过保 持低的硅含量，可能得到亚稳的M₃C碳化物的初始析出。这些碳化物将作 为碳的储器以用于后续的所需M(C,N)颗粒的析出。并且，避免了在晶粒界 面和晶格界面上不合希望的富铬M₂₃C₆颗粒的析出。优选的范围在产品权利 要求中列出。

锰的存在是为了给予钢足够的淬透性，特别是在钢中的相对低含量的铬 和钼的情况下。钢中的锰含量在0.5～2重量%之间，优选1.0～2.0重量%。 优选的范围在产品权利要求中列出。

为了提供回火过程中的二次硬化并且增加淬透性，钢中存在的钼含量应 该在1.5～3重量%之间，优选2.2～2.8重量%。优选的范围在产品权利要求中 列出。

部分钼可以以一种本来已知的方式取代钨，但优选地，所述钢应不包含 任何有意添加量的钨，即包含钨的含量不应该超过杂质水平，这是因为钨元 素的存在涉及的某些缺点。

为了得到二次碳化物希望的析出次序和析出潜能，Mo/V的比值应该优 选在1.8～2.3的范围，更优选1.9～2.1。已知的是，Mo稳定M₂C相，并且通 过调节Mo和V的含量落入1.8～2.3的范围内，富钼的M₂C也会形成，与富 钒的MC相相比，该相具有更高的粗化速度。

镍和钴是可以包含在钢中的元素，其含量分别多达3重量%和5重量 %。钴可以增加高温下的硬度，其有利于钢的一些应用。如果添加钴，有效 量为约4重量%。镍可以增加钢的耐蚀性、淬透性和韧性。优选的范围在产 品权利要求中列出。

原则上，奥氏体化可以在软化退火温度820℃和最大奥氏体化温度1200 ℃之间的温度进行，但是钢制品的奥氏体化优选在约1050～1150℃的温度 下进行，优选在1080～1150℃下，典型地为1100℃。内部测试表明更高的 奥氏体化温度使得回火硬度偏移至更高的温度，即二次硬化峰值会偏移至更 高的温度，这表示在更高的初始回火温度下会达到希望的硬度。因此，材料 会得到改善的回火抗性并且可以提高工具的加工温度。

经淬火的钢制品优选至少进行两次回火处理，保留时间为2小时，温度 在500～700℃之间，优选550℃～680℃。在钢组合物的最优选实施方式中， 回火在600～650℃内的温度下进行，优选625～650℃。

通过以常规铸造方法加入氮以形成熔体，铸造该熔体以形成锭，并且经 热处理均匀化该锭的方式可以得到范围为0.05～0.10重量%的氮含量。氮的 添加会产生大的初生的富钒M(C,N)析出，其反而会造成材料的硬度不均匀。 然而，如果氮含量减少并且在随后的锻造之前有均匀化热处理，那么这种大 的初生的碳氮化物就不会产生。

在钢的变种中，比优选实施方式更高的氮含量也是可以想象的。在该变 种中，氮可以总共高达0.30重量%。为了得到更高的氮含量，常规的铸造 方法是不足够的。替代地，氮可以通过下面的方式加入，首先制造基本上为 所需组成(除了氮)的钢粉末，然后通过包含氮的流体例如氮气，氮化这种固 体状态的粉末，然后在约1150℃的温度和约76Mpa的压力下等静热压该 粉末以形成锭。通过由粉末冶金法制造工具钢，避免了生成大块的初生碳化 物的问题。

优选地，锭在约1270℃温度下锻造，并且然后在约820℃的温度下软 化退火，随后以10℃每小时的速率冷却至650℃的温度并且然后在空气中 自然冷却以使其为奥氏体化作好准备。

本发明的钢具有显著改善的回火抗性，这使得其在热加工应用中具有更 长的制品寿命。正如在前面已经指出的，氮含量优选为约0.05重量%，并 且铬含量优选为小于3重量%，即1.2～2.6或1.3～2.3。

本发明的钢制品应该也优选地满足如下要求的一些：

-良好的回火抗性，

-良好的高温强度，

-良好的导热率，

-不具有不能接受的大的热膨胀系数。

附图说明

下面将参考优选的实施方式和附图更详细地对本发明进行描述。

图1是显示现有技术中示例性的不含氮低铬热加工工具钢的硬度对回 火温度示意图。

图2是显示在不同回火温度下，现有技术中(含量以重量%计)Cr15，Mo 1，C0.6和Cr15，Mo1，C0.29，N0.35的钢的硬度示意图。

图3是例举了低铬含量对奥氏体中M(C,N)稳定性影响的示意图。

图4是显示M₆C、M(C,N)和bcc基体的摩尔分数作为温度的函数的示意 图。(平衡相：奥氏体基体)

图5是显示M(C,N)相和亚稳态M₂C的量作为温度函数的示意图。(平衡 相：铁素体)

图6是显示试验合金N0.05、N0.10和N0.30的硬度对回火温度曲线的 示意图。

图7是显示N0.05中未溶解的小M(C,N)析出物和球状的混合氧化物-硫 化物颗粒的背散射SEM图片。

图8是显示合金N0.10中在先前奥氏体晶粒界面上未溶解的初生M(C,N) 的背散射SEM图片。

图9是显示经软化退火的N0.10中初生颗粒的背散射SEM图片。

图10是显示N0.30中未溶解的M(C,N)均匀分布的背散射SEM图片。

图11是显示N0.30中发现的一些未溶解M(C,N)簇的背散射SEM图片。

具体实施方式

钼和钒的中合金化(medium alloyed)热加工工具钢具有良好的热疲劳、软 化和高温蠕变的抗性。表1中列出了这样的现有技术钢示例性的标称化学组 成。

表1

有人已经提出表1中的钢的高温特性归因于回火过程中纳米尺寸碳化 钒的析出。这些硬的MC型碳化物(2900HV)使得该材料二次硬化。图1显 示了示例性的现有技术工具钢的回火曲线(硬度对回火温度)。这些样品在 1030℃下奥氏体化，并且然后在从200℃至700℃的不同温度下回火处理两 次，回火时间为2+2小时。可以看出，在500～650℃的区间，在550℃有一 个显著的二次硬化峰值。后来的研究也表明在625℃下回火过程中示例性的 现有技术工具钢中有亚稳的富钼M₂C显著析出，其促进二次硬化效应。

热加工工具钢在高温下长时间保持它的硬度的能力及其回火抗性，通常 与初始回火温度有关；如果材料保持于显著低于初始回火温度的温度下，那 么它就不会软化。在接近或者高于初始回火温度的保持温度下软化将会是更 加显著的。

如果二次硬化峰值可以偏移至更高的温度，这将意味在更高的初始回火 温度下可以达到所需的硬度(例如44～46HRC)。因此，材料的回火抗性会得 到改善，并且工具的加工温度可以提高。

对高铬钢早期的研究表明，当将氮添加至钢中时，在回火过程中可能实 现更高的硬度。样品Cr15、Mo1、C0.6和Cr15、Mo1、C0.29、N0.35在 1050℃下固溶处理，随后经过水淬火并且冷却至液氮，并且然后将它们在 不同温度下回火2小时。如图2中可以看出，当添加氮时，峰值硬度变得显 著更高。作为含氮钢，马氏体的初始硬度较低，但是回火过程中这种钢比不 含氮的钢达到更高的硬度。

关于这个的解释是氮使得铬更均匀地分布在基体中，这是由于铬在奥氏 体相中溶解性增加。淬火后马氏体相继承了来自奥氏体的均匀分布的铬，并 且在回火过程中产生了非常微细分布的氮化铬析出，因此材料中产生更强的 硬化效应。

此外，采用氮取代部分的碳来实现马氏体钢基体达到更高的硬度。氮的 添加起初导致更大量的残留奥氏体。然而，随后上述奥氏体可以通过冷加工 转化为马氏体，并且以这种方式可能实现高达68HRC的硬度。

低铬含量似乎对回火抗性产生积极作用。具有1.5重量%和5.0重量% 铬的两种不同热加工工具钢的对比表明，较低的铬含量延迟了显微组织中碳 化铬的析出，有利于热稳定性更好的富钒MC。因此，材料的恢复减慢而回 火抗性得到改善。

然而，关于典型的抗蠕变9～12重量%铬的钢(包含0.06重量%的N)的 研究表明低铬含量显著稳定了MX(X为C+N)颗粒，见图3。如果奥氏体化 在1100℃下进行，那么所有的M(C,N)颗粒会溶解于包含10重量%铬的钢 中。如果铬含量降至2.5重量%(参照图1中示例性的低铬工具钢)，那么大 量的M(C,N)仍会存在于奥氏体中。显然地，低铬含量的结果是在奥氏体化 处理过程中只有少量的间隙物(interstitials)会溶入奥氏体中。

根据本发明，具有增强回火抗性的低铬热加工工具钢通过实施下面的加 工步骤制造：

a)正如任一项方法权利要求中所限定的，加入氮至低铬热加工工具钢 熔融组合物，并且由此得到钢组合物；

b)由所述钢组合物形成钢制品；

c)在最高1200℃的温度下，将步骤b)得到的钢制品奥氏体化处理约半 小时，随后淬火；并且

d)在500～700℃之间的温度下，将经淬火的钢制品回火至少两次，每 次约2小时。

考虑到本技术领域中的常规理解，这些结果是令人惊讶的，这是由于普 遍的教导是铬含量的减少会导致淬透性降低并且难于溶解初生的M(C,N)颗 粒。

在具有高铬含量（即9～12重量%）的抗蠕变钢中，在相对低的温度下， 即1020～1050℃，可能已经溶解碳氮化钒。然而，如果铬含量低，少于约 4～5重量%，初生的碳氮化钒会在熔融物中形成，并且实际上以后它们不可 能溶解。

发明人已经发现，当低铬钢中氮含量平衡至约0.015～0.30重量%，碳氮 化钒会生成，其会在奥氏体化步骤中部分溶解并且随后在回火步骤中以纳米 尺寸的颗粒析出。这些颗粒为约1μm～约10μm。在某些的情形下，其中氮 含量低，通常在0.05重量%，颗粒的平均尺寸小于1μm。碳氮化钒的热稳 定性优于碳化钒，并且因此低铬热加工工具钢制品的回火抗性会显著改善。 此外，经过至少两次回火，回火曲线(显示硬度作为回火温度的函数)会有更 高的二次峰值。

在钢的优选实施方式中，氮含量优选为约0.05重量%。上述值比更大 的值给出更好的性能。约0.05重量%氮含量比更大的含量使得淬火过程中的 二次硬化具有更大的潜能。

在优选的实施方式中，铬含量优选为1.5～1.7重量%。低铬含量延迟了 显微组织中碳化铬的析出，有利于更加热稳定的富钒碳氮化物。因此，材料 的恢复减慢而回火抗性得以改善。

原则上，可以在软化退火温度820℃和最大奥氏体化温度1200℃之间 的温度实施奥氏体化。在一个优选的实施方式中，即具有约0.05重量%氮 含量和约1.5～1.7重量%铬含量的组合物中，钢制品的奥氏体化优选在约 1050～1150℃的温度，优选1100℃下进行。内部测试表明更高的奥氏体化 温度使回火硬度偏移至更高的温度，即二次硬化峰值会偏移至更高的温度， 这意味着在更高初始回火温度下将达到所需的硬度。因此，该材料会得到改 善的回火抗性，并且工具的加工温度会得以提高。

经淬火的钢制品优选在500～700℃的温度，优选550℃～680℃，实施 至少两次的回火，保持时间为2小时。在钢组合物的最优选实施方式中， 在600～650℃的温度，优选625～650℃，进行回火。

通过引入氮可以得到范围在0.05～0.10重量%的氮含量，其通过使用常 规铸造方法加入氮以生成熔融物，铸造该熔融物以生成锭，并且通过热处理 均匀化该锭。添加氮会产生大块初生的富钒M(C,N)析出，其反而使得该材 料硬度不均匀。然而，如果降低氮含量并且在随后的锻造之前进行均匀化的 热处理，那么大块初生的碳氮化物不会产生。

在本发明的优选实施方式中，氮含量优选为约0.05重量%。上述数值比 更大数值带来更好的性能。大约0.05重量%的氮含量比更大含量给予淬火过 程中二次硬化更高的潜能，因此使该钢具有高硬度。然而，已经表明大约 0.10重量%的量使二次硬化峰值偏移至稍微更高的有利的回火温度。此外， 进行的测试和模型计算表明提高氮含量要求提高奥氏体化温度。

在钢的变种中，比优选实施方式中表明的更高的氮含量也是可以想象 的。在上述变种中，氮可以总共高达0.30重量%。为了得到更高氮含量， 常规铸造方法是不够的。替代地，因而加入氮优选通过首先制造除氮以外基 本上所需组成的钢粉末，随后通过氮气氮化这种固态粉末，然后在约1150℃ 的温度和约76MPa的压力下等静热压该粉末以生成锭。通过粉末冶金制造 工具钢，避免了产生初生碳化物的问题。

该锭优选在约1270℃的温度下锻造，并且然后在约820℃的温度下软 化退火，随后以10℃每小时的速率冷却至650℃，并且然后在空气中自然 冷却以使其为奥氏体化作好准备。

实施例1

在下表2，三种不同合金N0.05、N0.10和N0.30的化学组成以重量%的 形式列出。N0.05指包含0.05重量%的氮的材料，等等。注意这些是实验锭 中的实际组成。

目的是保持除了碳和氮之外所有合金元素的含量不变。和表1中的标准 低铬热加工工具钢相比，铬也略微降低。钼含量小幅降低，而锰含量增加。 对于碳和氮而言，目的是为了保持这些元素的总量固定在0.40重量%左右， 而这一点相对成功地实现了。

表2

回火阶段主要涉及亚稳相，以及先前的电子显微技术研究已经表明在回 火温度区间，即400～700℃下，这些亚稳相存在于标准低铬热加工工具钢中。 这些碳化物相主要是富钒MC(FCC)和富钼M₂C(HCP)。也在标准低铬热加工 工具钢中发现一定量的富铬M₇C₃。

进行下面的计算是为了确定这些包含氮的合金是否有硬化的可能，即如 果在奥氏体化温度下足够的合金元素能够溶入奥氏体基体，从而在淬火期间 会生成马氏体。因此，令人关注的温度区间是在软化退火温度(820℃)和设 定的实际中可用的最大奥氏体化温度(1200℃)之间。

这些平衡计算的结果在图4中显示。这里显示的是M₆C、M(C,N)和bcc 基体的摩尔分数对温度的函数。平衡相为奥氏体。实曲线表示N0.05，短划 线曲线表示N0.10，而点曲线表示N0.30。注意甚至在高达1200℃下N0.30 合金中有高含量的M(C,N)。正如预期的，高于850℃下bcc相不稳定。有 趣地发现，表示M(C,N)量的平衡曲线的斜率随氮含量的增大而减小。这表 明和N0.05相比，在N0.30中溶解M(C,N)更困难。因此，可以预期的是在 1100℃的奥氏体化后，碳、氮和钒的含量在N0.30基体中比在N0.05基体中 小。

由于富钼的M₆C相只溶解碳而不溶解氮，该相在N0.10和N0.30中具 有较低的碳含量，因此M₆C的量随着碳含量的减少而减少。还应当注意的 是在所使用的奥氏体化温度下M₆C全部都溶解。

为了估算N0.05、N0.10和N0.30中二次析出的潜能，只对回火温度区 域进行了计算。得到的平衡顶多可以表明足够长的时间后什么相会存在于材 料中。之前的工作已经表明实际上在标准低铬热加工工具钢中会进行一些自 动回火。这意味着M₃C(渗碳体)在奥氏体化过程后会析出。

图5中显示的是在回火温度区域内计算得到的结果。实线曲线表示 N0.05，短划线曲线表示N0.10，以及点曲线表示N0.30。通常在500～650℃ 内进行二次硬化，并且在上述温度区间内就M(C,N)量而言，N0.05和N0.10 之间没有大的区别。另一方面，N0.30却具有高的和几乎恒定的M(C,N)含量， 这很可能是由于高的钒和氮含量。

和N0.10相比，在N0.05中较高的碳含量产生较多的M₂C相与基体平 衡。而N0.30中存在少得多的M₂C。

基于前面的计算结果，应当可以估算在特定温度下奥氏体化后，这些合 金中二次析出的潜能。该潜能取决于回火温度下的亚稳平衡和在奥氏体化温 度下的平衡之间的M(C,N)相和M₂C相含量的区别。在表3中，这些区别以 三种不同合金的二次析出潜能来表现。这些值以摩尔百分比给出。

表3

表3的结果表明，由于在1100℃下存在低含量的M(C,N)相，N0.05会 具有最好的硬化响应，即大量的合金元素可以溶入奥氏体基体中。这也表明 N0.05具有在625℃的回火过程中良好二次硬化的最佳潜能。

实施例2

N0.05和N0.10这两种合金常规上铸造成50kg的小锭。第一次试验选 择N0.10，并且在锻造过程前对上述锭不进行均匀化处理。第二次试验， N0.05，锻造前在1300℃下进行长达15个小时的均匀化处理。第三个合金， N0.30具有太高的氮含量以致于不能通过常规的铸造方式制造。因此这种合 金使用粉末冶金术来制造。首先制造钢粉末，然后这种粉末在固体状态下经 加压氮气氮化。然后该粉末在1150℃下用76MPa的压力进行热等静压 （HIP）。

所有的这三个锭在1270℃下锻造并且然后将样品切割成15x15x8mm 的尺寸。在820℃下经第一软化退火热处理这些样品，退火后冷却的顺序 是以10℃每小时冷却至650℃，并且随后在空气中自然冷却。软化退火后， N0.05在1100℃下奥氏体化处理30分钟。为了补偿较差的析出潜能，N0.10 在1150℃下奥氏体化处理30分钟，而N0.30在1200℃下奥氏体化处理 30分钟。源自这三种合金每一种的九个样品在下列温度回火：450℃、525 ℃、550℃、575℃、600℃、625℃、650℃、675℃和700℃。均热 时间为2小时，并且该处理是双重回火处理，即总的回火处理时间为4小时。 热处理后，测量这些样品的硬度。使用扫描电镜(SEM)来进一步研究样品中 未溶解颗粒的形态、分布和尺寸。所使用的SEM仪器为FEI Quanta600F。

硬度测量

硬度测量得到的结果在图6中显示。可以看到，在500～600℃的温度 区间，所有这三种合金都具有二次硬化峰值。所有的回火处理进行2+2小 时。N0.05在淬火状态具有最高的硬度(53HRC)，而N0.10和N0.30具有稍 微较低的硬度。然而，所有三种合金被认为是可硬化的。N0.05的硬度曲线 和标准低铬热加工工具钢的硬度曲线非常相似，该标准低铬热加工工具钢如 图1中所示的最大值为约54HRC。

N0.10的二次硬化峰似乎有点移动至较高的温度，在600℃具有硬度峰 值。N0.05和N0.30的硬度峰值均在550℃。

扫描电镜

在常规铸造的N0.05即具有最低氮含量的合金中，未溶解的M(C,N)颗 粒具有小于1μm的平均尺寸。这和钢中通常未溶解的碳化物相当。N0.05 中易于发现的另一相为氧化铝和硫化锰的混合物，见图7，其为显示了N0.05 中小的未溶解M(C,N)析出物2和球状的氧化物-硫化物混合颗粒1的SEM 图(背散射)。该样品在1100℃下奥氏体化处理30分钟并且在625℃下回 火处理2+2小时。

在N0.05（和N0.10）中有许多非金属夹杂物的原因是所有试验锭在开 放的环境下制造和铸造。

在1150℃下奥氏体化处理30分钟并在625℃下回火处理2+2小时 后，N0.10中M(C,N)颗粒的最常见尺寸为5～10μm等效环直径（Equivalent  Cycle Diameter,ECD）。较大的、初生的碳化物3（在熔体中析出）经常在 之前的奥氏体晶粒界面上发现，见图8，其是显示了合金N0.10中在之前奥 氏体晶粒界面上未溶解的、初生的M(C,N)的背散射SEM图。该样品在1150 ℃下经奥氏体化处理30分钟并且在625℃下回火处理2+2小时。

图9是N0.10中初生的M(C,N)颗粒4的详细SEM显微照片。它们是在 SEM中使用来自Oxford Instruments的INCA特征软件自动发现的。它们清 晰的边缘表明它们已经从熔体中析出。图中的白色区域为富钼的M₆C颗粒 5。注意在这种情形下该样品是经软化退火的N0.10。

在粉末冶金制造的N0.30中，未溶解的M(C,N)颗粒6具有的尺寸分布 （ECD）在1～5μm之间，最常见的尺寸为2μm，因此，尽管氮含量高，但 是颗粒为小颗粒。这些颗粒均匀地分布在显微组织中，见图10。然而，如 图11所示的，发现了一些M(C,N)的簇7。

所有的三种合金中未溶解的M(C,N)相颗粒的化学组成由EDS测量，并 将结果列在表4中，其显示了合金N0.05、N0.10和N0.30中M(C,N)颗粒的 化学组成。上述数值以摩尔百分比给出。注意，尽管对于轻元素，例如碳和 氮，EDS的精确性不是很高，但可以看出M(C,N)相中的碳和氮的平衡是基 于标称组成可以预期的。表中给出的±值是INCA程序(Oxford Instruments) 中给出的值。记录的部分铁可能来自周围的基质，特别对于合金N0.05。

表4

工业实用性

本发明中的方法和低铬热加工工具钢适用于希望得到可以在提高温度 和延长时间的条件下使用热加工钢工具的地方。