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一种模具钢，所述模具钢基本上由下述质量百分比的组分组成：0.10％～0.25％的碳、至多1.00％的Si、至多2.00％的Mn、0.60％～1.50％的Ni、大于1.00％～至多2.50％的Cr、Mo和W中至少一种[含量为(Mo+(W/2))≤1.00％]、0.03％～0.15％的V、0.50％～2.00％的Cu、至多0.05％的S、至多0.10％的A1、至多0.06％的N，至多0.005％的O和余量的Fe以及不可避免的杂质。所述模具钢的金属结构具有下贝氏体的初生相，具有HRC 34～45的硬度。

1.  一种模具钢，所述模具钢基本上由下述质量百分比的组分组成：

0.  10％～0.25％的碳，
至多1.00％的Si，
至多2.00％的Mn，

0.  60％～1.50％的Ni，
大于1.00％～至多2.50％的Cr，
Mo和W中至少一种，含量限定为方程式(Mo+(W/2))≤1.00％，

0.  03％～0.15％的V(钒)，

0.  50％～2.00％的Cu，
至多0.05％的S(硫)，
至多0.10％的Al，
至多0.06％的N(氮)，
至多0.005％的O(氧)，和
余量的Fe以及不可避免的杂质，
它的金属结构具有下贝氏体的初生相，并且
所述模具钢具有HRC 34～45的硬度。

2.  如权利要求1所述的模具钢，所述模具钢的化学组成满足下列方程式(质量％)：
方程式1：％Ni+1.2(％Cu)＝1.30～2.70，和
方程式2：60(％C)+1.5(％Si)+％Ni+6(％Cr)+2(％Mo+1/2(％W))+20(％V)+0.2(％Cu)＝21.00～28.70。

3.  如权利要求1所述的模具钢，其中Mo和W中至少一种的总量定义为：Mo+(W/2)＝0.10质量％～1.00质量％。

4.  如权利要求1所述的模具钢，其中硫含量为0.003质量％～0.05质量％。

5.  如权利要求1所述的模具钢，其中Al含量为至多0.05质量％，0氧含量为大于0.001质量％～至多0.005质量％。

6.  如权利要求1所述的模具钢，其中Ni含量为0.60质量％～1.20质量％，Cu含量为0.60质量％～1.50质量％。

7.  如权利要求1所述的模具钢，其中碳含量为0.13质量％～0.20质量％，Cr含量为1.40质量％～2.20质量％。

模具钢
技术领域
本发明涉及一种韧性、切削性、抛光性和耐磨性优异的具有高的硬度和主要用来生产塑料成型模具的模具钢。
背景技术
用来生产塑料成型模具的模具钢需要具有以下特性：
(1)镜面精加工性(mirror finish workability)良好，不易发生针孔和微小麻点；
(2)打磨加工性(satinizing workability)良好；
(3)抗腐蚀和生锈性良好；
(4)强度、耐磨性和韧性良好；和
(5)切削性良好。
通常使用例如JIS SCM440等中等C-Mn-Cr-Mo-Fe系钢材作为塑料成型用模具钢，但是上述要求已经增加，另外，近年来，生产交货时间的降低已经作为客户的重要要求出现。为了降低加工步骤数目来满足该要求，通常使用各种钢材，例如低碳Mn-Cr-Mo-S-Fe系钢材(见JP-A-48-093518)、为了改进淬火性向上述钢材(即JP-A-48-093518)加入Ni的改性钢材(见JP-A-52-065557)和改进切削性的无硫含Cu的钢材(见JP-A-58-067850或JP-A-60-204869)。
还知道一种镜面精加工性、切削性和焊接性改进的低碳低硫和低铝的Mn-Cr-Mo系钢材(见JP-A-03-115523)。另外，已经提出一种低碳Mn-Cr-Mo(W)-V-Cu-Fe合金和一种低碳Mn-Ni-Cr-Mo(W)-V-Cu-Fe合金(见JP-A-07-062491)，它们具有合适的基材结构和析出物的组合，进行热处理以具有约HRC 30的调节硬度，因此它们不添加大量的高速切削元素即可具有优异的切削性，并且具有优异的抗锈性、耐磨性和抛光性。
近年来，为了改进强度、耐磨性和耐热性，广泛地使用添加玻璃纤维、碳纤维等的工程塑料材料。使用这种材料，严格地要求用于成型塑料材料的模具具有理想的耐磨性、韧性和切削性。这样提出一种低碳Mn-Ni-Cr-Mo-Cu-Al系钢材(见JP-A-02-182860)，其中微细地析出Cu以具有HRC 40的硬度水平，同时具有优异的韧性和切削性。另外，提出一种用于塑料成型的低碳Mn-Ni-(Mo，W)-Cu-Al系预硬化钢材(见JP-A-07-278737)，为了改进模具寿命，调节它以具有韧性较高的下贝氏体。
发明内容
上述塑料成型用钢材，即低碳Mn-Cr-Mo-S-Fe系钢材和低碳Mn-Ni-Cr-Mo-S-Fe系钢材，存在着不能得到满意的模具寿命的问题，由于当用这种钢材形成最大长度约2米的大尺寸模具时，由于硫化物离析等，抛光性、耐磨性和韧性变差。JP-A-58-067850的低碳无硫Mn-Cr-Cu-Fe系钢材对淬火和回火处理具有低的抗软化性，所以当它在约550℃下进行氮化处理时，钢材的硬度变差。JP-A-48-093518的低碳Mn-Ni-Cr-Mo(W/2)-Cu-Fe系钢材不一定令人满意，这是因为由于碳含量低不能得到足够的析出硬化效果。
在JP-A-03-115523的低碳低硫低Al和低氧的Mn-Cr-Mo-系钢材中，由于将基材的硬度降低至约HRC 30改进了切削性，所以尽管通过抑制非金属夹杂物的出现改进了镜面精加工性，但是该材料具有低的硬度和不令人满意的抛光性和耐磨性。JP-A-07-062491的低碳Mn-Cr-Mo(W)-V-Cu-Fe钢材或低碳Mn-Ni-Cr-Mo(W)-V-Cu-Fe钢材确保：即使用这种钢材形成大尺寸的模具，也能满足对塑料成型用模具的上述要求，由于Cr、Mo(W/2)、Cu和V，因足够的析出硬化，该钢材具有高的强度和优异的切削性。但是，当广泛地使用工程塑料材料时，抛光性和耐磨性不一定令人满意。
另外，因为Al和Ni的析出金属间化合物，JP-A-02-182860的低碳Mn-Ni-Cr-Mo-Cu-Al系钢材具有HRC 40的硬度，通过降低碳含量而具有调节的均匀的上贝氏体，从而具有优异的切削性，但是该钢材具有韧性不充分的问题。
JP-A-07-278737公开的用于塑料成型的低碳Mn-Ni-(Mo，W)-Cu-Al系预硬化钢材具有将其制成下贝氏体所提供的切削性和韧性，而不是制成被认为是提高切削性所必需结构的上贝氏体。但是，近年来，非常需要降低模具的服务成本，因此需要延长模具寿命，同时维持常规模具的性能，因此模具的韧性尚不能必要地令人满意。
基于上述要求，本发明的目的是提供一种主要用于塑料成型的模具钢，它具有优异的韧性和切削性，从而能延长例如模具等工具的寿命，同时维持常规模具的性能，具有优异的抛光性和耐磨性。
本发明人详细地研究了化学组成和金属结构，以及与切削性、韧性和抛光性之间的关系，结果找到一种主要用于塑料成型的最佳模具钢，通过选择合适的组分组合，它具有优异的韧性、切削性和高的硬度，还具有优异的抛光性和耐磨性，并且，特别地，通过如下方法实现：
(1)为了通过相互调节相互关联的Ni和Cu含量来改进切削性，使该钢材具有下贝氏体，而不是通常认为必不可少的上贝氏体；和
(2)使用可由Cr、Mo(W/2)、Cu和V的最佳含量调节得到的析出硬化机理，而不是使用Al和Ni的金属间化合物的析出引起的硬化机理和Cu-析出硬化，这两种硬化机理被认为是提供韧性和HRC 40硬度时的切削性所必需的硬化机理。
这样，根据本发明，提供一种模具钢，所述模具钢基本上由下述质量百分比的组分组成：0.10％～0.25％的碳、至多1.00％的Si、至多2.00％的Mn、0.60％～1.50％的Ni、大于1.00％～至多2.50％的Cr、Mo和W中至少一种(含量限定为式(Mo+(W/2))≤1.00％)、0.03％～0.15％的V(钒)、0.50％～2.00％的Cu、至多0.05％的S(硫)、至多0.10％的Al、至多0.06％的N(氮)，至多0.005％的O(氧)和余量的Fe以及不可避免的杂质，它的金属结构具有下贝氏体初生相，具有HRC 34～45的硬度。
优选地，所述模具钢具有满足下列方程式的化学组成(质量％)：
方程式1：(％Ni)+1.2(％Cu)＝1.30～2.70，和
方程式2：60(％C)+1.5(％Si)+6(％Cr)+2(％Mo和/或1/2(％W))+20(％V)+0.2(％Cu)＝21.00～28.70。
另外，优选地，Mo和W中至少一种的含量限定为：
Mo+(W/2)＝0.10％～1.00％。
而且，硫含量在0.003质量％～0.05质量％的范围中。
本发明的模具钢优选满足下列中的一种或更多种：
至多0.05质量％的Al；
大于0.001质量％～至多0.005质量％的氧；
0.60质量％～1.20质量％的Ni；
0.60质量％～1.50质量％的Cu；
0.13质量％～0.20质量％的碳；和
1.40质量％～2.20质量％的Cr。
根据本发明，用合适的组分组合，特别是使用归因于相互调节相互关联的Ni和Cu含量所提供的结构的优化和Cr、Mo(W/2)、Cu和V含量的优化的析出硬化机理，即使不加入大量的例如S等任何高速切削元素(free cutting element)，也可以得到优异的韧性、切削性和高的硬度以及优异的耐磨性。另外，通过优化S含量(硫化物的均匀分散)可以显著地降低在大尺寸模具的生产中存在的离析问题。由于本发明的模具钢对回火处理的软化具有高的抵抗性，即使模具的加工表面进行氮化处理，硬度也很少降低。另外，由于模具钢具有充分的强度和耐磨性，所以当它用于大尺寸塑料成型模具时是高效的。
附图说明
图1是本发明的模具钢的典型金属结构的显微照片的一个例子；
图2是常规模具钢的典型金属结构的显微照片的一个例子；
图3是常规模具钢的典型金属结构的显微照片的一个例子；和
图4是常规模具钢的典型金属结构的显微照片的一个例子。
具体实施方式
本发明的关键方面之一是低碳Mn-Ni-Cr-Mo(W)-V-Cu-Fe系合金用于本发明的钢材，它具有通过优化地调节钢材的组分元素的含量之间的关系，特别是Ni和Cu含量之间的关系得到的下贝氏体相的金属结构。另外，由于使用归因于Cr、Mo(W/2)、Cu和V含量的优化调节的析出硬化机理，即使不大量地加入例如硫等任何高速切削元素，所述钢材也具有优异的韧性、切削性和高的硬度，还具有优异的抛光性和耐磨性。
如上述，为了确保切削性，调节常规的低碳Mn-Cr-Mo(W)-V-Cu-Fe系合金钢、碳Mn-Ni-Cr-Mo(W)-V-Cu-Fe系合金钢、和低碳Mn-Ni-Cr-Mo-Cu-Al系合金钢以具有上贝氏体。尽管上贝氏体具有优异的切削性，但是它具有低的韧性。为了保持韧性，需要将硬度控制到约HRC30。因此，本发明人使用用合适的组分组合，特别是相互调节相互关联的Ni和Cu含量以调节金属结构使具有贝氏体相的方式。
在常规模具钢的情况中，在已经调节其金属结构使得具有上贝氏体相的同时，为了得到想要的金属结构，在生产的热处理步骤中需要严格操作。即，存在必需精细地控制冷却速率和需要增加热处理步骤数的缺点。但是在本发明的钢材中，由于化学组成被合适地调节，在获得想要的下贝氏体的热处理步骤中，其操作的难度显著改善。更具体地，即使热加工后的本发明的钢材进行直接淬火(其冷却速率比空气冷却高)，也可以得到下贝氏体。
一般地，钢结构的贝氏体是奥氏体冷却时得到的转变产物之一，并且具有在珠光体形成温度和马氏体形成温度之间的中间温度范围内产生的相。如用显微镜观察，在珠光体形成温度附近产生的相具有羽毛样的形式，在马氏体形成温度附近产生的另一相具有针状形式。前者称为上贝氏体，后者称为下贝氏体。本发明定义的下贝氏体例如具体地为图1所示的结构。为了对比，表示出了常规钢材的马氏体(图2；低碳Mn-Ni-Cr-Mo(W)-Fe系合金)、上贝氏体(图3；低碳Mn-Ni-Cr-Mo(W)-V-Cu-Fe系合金)和上贝氏体(图4；低碳Mn-Ni-Cr-Mo-Cu-Al-Fe系合金)。
考虑到由于组成的稍微不均匀和温度的稍微不均匀，在热处理(即冷却)过程中产生非均匀的结构，使用本发明的下贝氏体的“初生相(primary phase)”术语。关于一些量的包含在下贝氏体中的上贝氏体和马氏体，也考虑到其它包含物因素，在本发明的情况中，如果在图1的照片(放大600倍)的显微镜视野(显微照片)中确保下贝氏体的量不小于70面积％，就不存在问题。优选地，下贝氏体的量不小于75面积％，更优选不小于80面积％。图1表示基本上具有其量控制为80面积％的下贝氏体的钢材。
另外，本发明旨在经合适地抑制硫含量和加入Cu来促使硫化物分散均匀。在本发明的钢材中，用淬火生产均匀的下贝氏体。另外，该钢材在不低于550℃的高温下进行回火处理以形成Fe-Cu的固溶液和Cr、Mo(W)和V的析出碳化物(precipitate carbides)，以便得到HRC 34～45的硬度。另外，经过回火处理，使析出物聚集以提供高强度的钢材，同时使该钢材中度地变脆，从而给钢材基材本身提供极好的切削性。因此，即使作为给钢材提供高速切削性能的手段而通常大量加入的S含量被限定于小含量，也可以得到优异的切削性。在本发明的钢材中，即使加入硫，硫含量也可以限制到至多0.05％。这样可以避免各种问题，例如焊接时产生针孔和由于硫化物离析而使放电处理的表面粗糙以及抛光性、耐磨性和粗糙化变差，并且与加入Cr、Mo、W、Cu或Ni相协作，可以得到优异的抗腐蚀和生锈性。
如上面讨论的，从给基材本身提供良好的切削性的角度看，本发明的钢材还具有与硫含量降低有关的特点。Mo和钨(W)可以单独地或组合地加在本发明的钢材中，在这种情况中，在与W含量/2的组合中，Mo含量具有等价的效果。在本发明的钢材中Mo和钨(W)是重要元素，由于它们增加对淬火和回火时软化的抵抗性，还溶解在模具表面的Fe-Cr氧化物膜或Cr氧化物膜中以形成固溶液，从而强化氧化物膜以改进模具的抗腐蚀性。
本发明的钢材以具有HRC 34～45的硬度的预硬化状态(一般地，在淬火后，在不低于550℃的温度下回火的回火状态)供应，直接进行模具形成加工，接着精加工抛光，然后提供使用。也就是说，在回火状态，所述钢材具有良好的切削性和优异的抛光性，因此在模具形成加工后不需要热处理。在本发明的钢材中，例如硫等高速切削元素的加入量降低，因此不需要顾虑由于由该钢材制成的模具的尺寸增加而发生显著的离析。因此，甚至当本发明的钢材不仅可以用来生产较小制品的模具，而且可以用来生产特别大的模具，例如最大边长为2000mm数量级的模具，本发明的钢材表现出大的效果，因此可以提供较长的寿命，不需要害怕磨损。
限定本发明的钢材中的组分的原因描述如下。
碳(C)是在具有良好的切削性的下贝氏体中维持淬火结构和在回火处理中引起归因于Cr、Mo(W)和V的碳化物的析出的硬化所需要的基本添加元素。如果碳含量太大，基体(matrix)转变成马氏体，导致切削性降低，形成过量的碳化物，导致切削性降低。因此，限定碳含量等于或低于0.25％。另一方面，如果碳含量太小，引起铁素体析出，因此，限定碳含量等于或高于0.10％。优选地，限定碳含量在0.13％～0.20％的范围中。
Si是提高模具服务时所提供的对气氛的抗腐蚀性的元素。如果Si含量太大，引起产生铁素体，因此，限定Si含量等于或低于1.00％。如果降低Si含量，切削性的各向异性减轻，降低条纹离析以提供优异的镜面精加工性。因此，限定Si含量等于或低于0.60％。为了提供上述抗腐蚀性，优选硅(Si)的加入量等于或高于0.10％，更优选等于或高于0.20％。
Mn是适合提高本发明钢材的下贝氏体的淬火性、抑制铁素体的产生和提供中度的淬火和回火硬度的元素。但是，如果Mn含量太大，很难控制维持下贝氏体的热处理；促使转变成马氏体；增加基材的韧性以降低切削性。因此，限定Mn含量等于或低于2.00％。为了提供淬火性，优选Mn的加入量等于或高于1.00％，更优选加入量等于或高于1.20％。
加入Cr，在回火处理中使细小的碳化物析出和聚集以提供具有高强度的本发明的钢材。Cr改进本发明的钢材的抗腐蚀性和在抛光处理或模具储存时抑制生锈。另外，当进行氮化处理时，铬具有增加氮化层的硬度的作用。但是，如果Cr含量太大，微细地分割下贝氏体的作用将促使向马氏体转变，增加基材的韧性以降低切削性。如果Cr含量太小，不能得到加入Cr的效果。因此，限定Cr含量在大于1.00％～至多2.50％的范围中。优选地，Cr含量在1.40％～2.20％的范围中，更优选在1.60％～2.00％的范围中。
为了提高模具的强度，如上述，加入更大量的Cr，但是Cr的加入量有一个限制，这是因为Cr含量越大，切削性降低得越多。因此，需要用不仅仅依赖于Cr加入量的技术来提高模具的强度。如果考虑将模具进行氮化处理，然后投入使用，那么需要保证在550℃或更高温度的回火处理中的抗软化性。在这一点上，仅仅加入Cr是不够的。因此，在本发明的钢材中，加入Mo和W对于解决上述问题是重要的。
从它们在回火处理时起使细碳化物析出和聚集以提高本发明的钢材的强度和增加在淬火和回火处理中的抗软化性的作用的角度看，单独地或组合地加入Mo和钨(W)。另外，Mo和钨(W)还具有改进对于例如模具服务时由塑料产生的腐蚀性气体的抗腐蚀性的优点，这是因为它们部分地溶解在模具表面的氧化物膜中形成固溶液。在这种应用的情况中，该钢材不需要含有大量的Mo和W。如果Mo和W的含量太大，引起切削性降低，因此，以Mo+1/2(W)计，限定Mo和W的含量不超过1.00％。优选地，它们在0.10％～1.00％的范围中，更优选地，在0.10％～0.70％的范围中。
钒(V)起增加回火处理中抗软化性和阻止晶粒聚结以促进韧性提高的作用。钒还具有微细地形成硬碳化物以提高耐磨性的作用。为了该目的，需要钒含量等于或大于0.03％，但是如果钒含量太大，引起切削性降低。因此，限定钒含量等于或低于0.15％，优选地，钒含量在0.05％～0.12％的范围中。
Cu适合在本发明的钢材的回火处理中使Fe-Cu固溶液析出和聚集。特别提及的是通过合适地调节Cu和Ni(将在后面描述)的加入量可以将结构控制为下贝氏体。固溶液析出和聚集与将结构控制为下贝氏体的相互协同给本发明的钢材提供优异的切削性。Cu也具有提供优异的抗腐蚀性的作用，将Cu含量限定为等于或高于0.50％是重要的。如果Cu含量太大，热加工性降低，Cu起将结构转变成马氏体的作用，导致切削性降低得更多。因此，限定Cu含量等于或低于2.00％，优选地，Cu含量在0.60％～1.50％的范围中。
Ni是提高本发明的钢材的下贝氏体的淬火性和抑制铁素体产生的元素。如上述，Cu也是通过合适地调节Ni和Cu将结构控制成下贝氏体的重要元素，为了给本发明的钢材提供优异的切削性，限定Ni含量等于或高于0.60％。如果Ni含量太大，下贝氏体过分细小地分割；促使转变成马氏体，降低基材的韧性以降级切削性。因此，限定Ni含量等于或低于1.50％，优选地，等于或低于1.20％。
硫(S)以非金属夹杂物MnS的形式出现，硫具有提高切削性的显著作用。但是，大量的MnS的出现不仅产生例如焊接时产生针孔、抛光时产生针孔和经放电处理的表面的粗糙化等模具加工时的后果，而且提供生锈的开始点，从而使模具本身的性质降低，例如促使机械性能各向异性。特别地，在大尺寸模具中，MnS离析产生的上述有害作用是显著的。因此，为了得到上述作用，优选S含量不小于0.003％，但是为了抑制这些问题，需要限定S含量为至多0.05％或更低。
Al是通常用作熔融时的脱氧剂元素，但是在本发明的钢材的状态中，钢材中存在的Al₂O₃使镜面精加工性降低，因此，需要限定Al含量为至多0.10％。优选地，Al含量为至多0.05％，更优选至多0.01％，更优选至多0.002％。
氧(O)是在钢材中形成氧化物的元素，从而使冷塑料加工性和抛光性显著变差。特别地，在本发明中，从对抑制形成上述Al₂O₃是重要的角度看，Al含量的上限限定为0.005％，优选至多0.003％。为了提高抛光性，需要调节该限定，将Al含量控制在更低的范围中，例如至多0.001％。但是，在旨在降低Al₂O₃含量的本发明中，除了已经控制在较低含量的Al，甚至不需要特别严格地将O本身的含量控制在低范围中。因此，Al含量超过0.001％是可以接受的。
氮(N)是钢材中形成氮化物的元素。如果过量地形成氮化物，模具的韧性、切削性和抛光性将相当地变差。因此，优选将钢材中的氮(N)含量限定在低水平，在本发明中，氮(N)含量限定为至多0.06％。理想地，氮(N)含量限定为至多0.02％，更优选至多0.005％。
为了确保在本发明的钢材中实现本发明旨在的基本包含下贝氏体相的结构和确保本发明的钢材既具有高水平的切削性又具有高水平的韧性，为了这个目的存在有效的更窄的组分范围，本发明还特征在于清楚地限定上述组分范围。
更具体地，在本发明的基本组分的上述范围内进行了进一步的研究，结果发明人发现满足下列方程式的窄组分范围：
方程式1：(％Ni)+1.2(％Cu)＝1.30～2.70，和
方程式2：60(％C)+1.5(％Si)+(％Ni)+6(％Cr)+2(％Mo+1/2(％W)(单独地或组合地))+20(％V)+0.2(％Cu)＝21.00～28.70。
更具体地，本发明的钢材旨在具有基本包含下贝氏体相的结构。原因是：如果由方程式1：(％Ni)+1.2(％Cu)给出的值小于1.30，那么容易产生铁素体和上贝氏体，如果该值大于2.70，容易产生微细地分割的下贝氏体和马氏体。另外，原因是：即使由方程式1给出的值满足1.3～2.70，如果由方程式2：60(％C)+1.5(％Si)+(％Ni)+6(％Cr)+2(％Mo+1/2(％W)(单独地或组合地))+20(％V)+0.2(％Cu)给出的值小于21.00，那么难以得到理想的硬度或韧性容易降低，如果该值大于28.70，那么切削性差或韧性容易降低。
在本发明中，可以在不损害上述功能效果的范围中加入任何改进韧性的元素和任何改进切削性的元素。例如，可以加入0.5％或更低(优选0.01％～0.1％)的Nb、0.15％或更低的Ti、0.15％或更低的Zr和0.15％或更低的Ta中的一种或更多种作为改进韧性的元素。可以加入0.003％～0.2％的Zr、0.0005％～0.01％的Ca、0.03％～0.2％的Pb、0.03％～0.2％的Se、0.01％～0.15％的Te、0.01％～0.2％的Bi、0.005％～0.5％的In和0.01％～0.1％的Ce中的一种或更多种作为改进切削性的元素。另外，也可以加入总含量为0.0005％～0.3％的Y、La、Nd、Sm和其它REM元素。
首先，用30kg的高频真空熔融炉熔融表1所示的具有包含余量铁和不可避免的杂质的组成的各种钢材(本发明的方程式1和2表示的值表示在表2中)。然后将每种钢材锻造成具有50mm×100mm尺寸的方钢，进行热处理，然后进行下列评价。以下列方式进行热处理，从而得到预定的硬度：将每种钢材加热至900℃的奥氏体区域，在该温度下保持1小时，然后以适合假定的实际铸块的冷却速率冷却。此后，得到的钢材在520℃和590℃之间的合适温度下回火1小时，并且空气冷却。
表1