中的连续冷却转 变图所示，转变成贝氏体（250°C到550°C)的温度范围介于珠光体的温度和马氏体的温度 之间。当在连续冷却期间形成时，形成贝氏体的冷却速度比形成珠光体所需的冷却速度更 快速，但是比形成马氏体所需的冷却速度较不快速（在相同成分的钢中）。根据本发明的 不同执行方案，具有下面详细讨论的化学性质的微合金钢可以首先被加热到大约ll〇〇°C到 1250°C或更高的奥氏体化温度。接着钢可以被热锻造成所需形状，且从锻造温度控制冷却 以实现贝氏体显微结构。对于热锻之后的冷却，可以使用鼓风机进行大气冷却或强迫空气 冷却。在各个替代性执行方案中，钢可以被快速冷却至约共析转变温度，且接着缓慢地冷却 到大约900°C到500°C之间的范围。在另外其它替代性执行方案中，钢在热锻之后可被快速 地冷却至大约500 °C到300°C，并且可以在从大约500°C到300 °C范围的情况下保持在平衡 温度以促进贝氏体转变。
[0039] 可以通过参考连续冷却转变图以得知通过贝氏体转变区的冷却速率的范围，且从 而控制到确定的冷却速率范围。连续冷却转变图可以事先已准备，存储在数据库中，或另外 被制作成可用于控制冷却过程。当在约900°C和500°C之间冷却时，锻造产品可以使用风 扇或循环冷却空气的其它构件来进行空气冷却以获得落入约每秒rc至每秒5°c或每分钟 60°C至每分钟300°C的范围内的冷却速率。虽然大多数合金元素将降低最大速率形成贝氏 体所需的温度，但是碳在此情况下是最有效的。贝氏体通常具有的硬度大于珠光体的典型 硬度并且小于马氏体的硬度。在显微结构中的珠光体可以导致韧性降低。选择根据本发明 的各个实施例的微合金钢的成分和过程以避免或至少最小化存在的珠光体的量。在商业实 践中，虽然可能不可避免地存在少量珠光体（例如，按体积计小于2% )，特别是在大区段的 中心处，但是应注意最小化珠光体的存在和影响。
[0040]贝氏体显微结构基本上具有由铁素体和碳化铁组成的双相显微结构。根据在热锻 过程期间的奥氏体的成分和在热锻之后的冷却速率，所得贝氏体的形态存在变化。所得显 微结构被称为上贝氏体或下贝氏体。上贝氏体可描述为通常被发现于平行链晶中以形成板 状区域的铁素体板条的聚集体。与上贝氏体有关的碳化物相沉淀在原奥氏体晶界（内板条 区）处，并且根据碳含量，这些碳化物可以在板条边界之间形成几乎完整的碳化物膜。下贝 氏体还包括铁素体和碳化物的聚集体。碳化物沉淀在铁素体板的内部。碳化物沉淀标度非 常精细并且通常为棒形或叶片形。因此，贝氏体显微结构在最初冷却之后在不进行额外热 处理的情况下有利于获得在珠光体钢和马氏体钢的硬度值之间的硬度值。微合金化和锻钢 的材料特性可以根据包括于成分中的合金元素的具体类型和数量而在大范围变化。根据本 发明的各个实施例包括的合金元素的成分产生具有先前仅能通过包括在再加热至奥氏体 化温度的热锻之后的中间热处理步骤、淬火和回火来获得的强度、硬度和韧性特性的钢部 件。
[0041] 上述有利的材料特性被发现在较大程度上随着贝氏体显微结构的体积百分比的 增加而获得。因此，按体积计70%的贝氏体显微结构的部件可以呈现出比按体积计50%的 贝氏体显微结构的部件更大的强度、硬度和韧性特性。此外，按体积计85%或更高的贝氏体 显微结构的部件可以呈现出比按体积计70%的贝氏体显微结构的部件更进一步增强了的 强度、硬度和韧性特性。如图1中所述，根据本发明的各个执行方案，在最终机械加工和氮 化锻造产品之前，可以去除再加热至奥氏体化温度的中间热处理、淬火、回火、第二次再加 热、第二次淬火以及第二次回火。还可以选择添加进根据本发明的各个实施例的成分的合 金元素以获得整个部件的所需体积百分数的贝氏体显微结构，而无论可能在具有不同厚度 的部件的不同节段或部分中经受的不同冷却速率。
[0042] 正如下文更加详细地讨论，根据本发明的各个执行方案，微合金钢成分中的二个 关键要素是铝（A1)和钒（V)。A1和V在渗氮过程中改进了合金的渗氮能力。在本发明中 执行的受控冷却过程期间为了实现贝氏体显微结构，微合金钢中少量的A1和V通过与少量 的（相当于百万分之150份的量级）在固化时融入到钢中的氮（N)反应，有助于钢的强化。 V和A1与溶化的N的反应形成精细颗粒或氮化钒（VN)和氮化铝（A1N)的沉淀物，从而有助 于强化微合金钢的晶格。由于溶化的N的数量非常小，所以在冷却过程之后剩下未反应的 V和A1，并且在渗氮过程期间可以与机械加工后扩散进物体的表面的N结合。
[0043] 可以使用各种不同的渗氮方法。常用的渗氮方法是气体渗氮。
[0044] 替代方法可包括盐浴渗氮和等离子渗氮。在气体渗氮中，供体是一种富氮气体，通 常是氨（nh3)，这也是为什么有时其被称为氨渗氮。当氨接触到被加热工件时，其分离成氮 与氢。接着氮扩散到材料的表面上形成氮化物层。所得氮化物层的厚度和相组成可经过选 择并针对所需特定性能最优化所述过程。
[0045] 在本发明的各个执行方案中已经发现，在热锻之后的冷却过程之后剩余的V和A1 增强微合金钢的渗氮特征，从而增强耐磨性并强化机械加工部件。具有V和A1的贝氏体显 微结构在受控空气冷却之后也可以呈现出同热锻之后进行淬火、再加热、再次淬火和回火 所获得的相同或相似的硬度和强度特性。根据本发明的受控空气冷却微合金钢不具有因热 锻之后的快速淬火产生的马氏体显微结构的体心四方晶体结构。通过在油或水中淬火从热 锻温度快速冷却之后的微合金钢可以呈现出马氏体显微结构。马氏体显微结构淬火后可以 具有的洛氏C硬度（HRC)是50。接着，处理这种马氏体显微结构钢的典型方法可包括重新 加热回升至大约870°C的奥氏体化温度，再次淬火，且接着通过再次再加热到大约550°C到 590°C而回火，从而使得钢软化到洛氏C硬度大约30。根据本发明的各个执行方案，用于生 产主要为贝氏体显微结构的受控气体冷却过程可在完全没有淬火、再加热、淬火和回火等 先前所需步骤的情况下产生相同硬度30的洛氏C硬度。如上所述，主要贝氏体显微结构可 含按体积计大于50%的贝氏体显微结构。根据本发明在空气冷却之后的硬度可落入大约 35洛氏C硬度到45洛氏C硬度的范围内。
[0046]根据本发明的各个执行方案的微合金钢可以具有如表1中所列的按重量计的化 学组成：
[0047]
[0048]
[0049] 表1:按重量百分比计的微合金钢的成分。
[0050]碳含助于可达到的硬度等级，以及硬化深度。根据本发明的各个执行方案，量至少 是0. 20重量％以在回火后维持适当的砂心硬度，以及不超过约0. 40重量％以确保对淬裂 的抗性和对渗氮的适当反应。已经发现，如果碳含量大于约〇. 34重量％，那么水淬火会引 起复杂形状制品的破裂或变形，并且在此情况下，可能需要较不激烈的淬灭介质，例如油。 根据本发明的各个执行方案的微合金贝氏体钢可根据在图2的连续冷却转变图上选择冷 却曲线进行空气冷却。
[0051]锰有助于深可硬化性并因此存在于所有的可硬化的合金钢等级中。公开的合金钢 含有至少0. 50重量％的锰以确保合适的砂心硬度并且含有不超过约1. 60%以防止破裂。 除了允许的0. 50重量％到1. 60重量％的宽范围之外，从1. 00%到1. 30%的较窄范围的锰 有利于保持对热处理反应的均匀性。
[0052]铬有助于本发明的钢合金的可硬化性，而且还是一种优良的氮化物成型物，从而 增强渗氮特性。为了实现这些效果，最少需要〇. 40%的铬，更有利地至少应当存在0. 90% 的铬。为了避免脆裂，铬的量应当限制在最多1.50%，且优选地不超过大约1.20%。
[0053]铝有助于可硬化性，而且是一种良好的氮化物成型物。铝存在的含量应当至少 0.07%，且优选地至少为0. 10%。如果铝存在的含量少于大约0.07%，那么不仅几乎观察 不到可硬化性或氮化物反应的改善，而且其益处也不一致。而且已经发现，当铝的量大于 0. 30%时，有助于渗氮能力，但表面脆裂也有增加的趋势。因此，期望使铝的上限保持不大 于0. 30%，且有利地不大于大约0. 20%。已经发现，本发明的合金钢中具有的铝在一致性 地改进可硬化性的指定范围内。
[0054]钒也是本发明的合金钢成分中的一种成份，而且其存在的量必须至少为0. 0