專利名稱：：馬氏體系工具鋼的淬火前處理方法和淬火處理方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及馬氏體系工具鋼的淬火前處理方法和淬火處理方法。
背景技術(shù)：
：作為使通過淬火而將金屬組織調(diào)整為馬氏體單相或"馬氏體+貝氏體"的二相組織的馬氏體系的工具鋼的韌性提高的熱處理方法，調(diào)整淬火時的冷卻速度而成為期望的金屬組織的提案大量被提出。例如，在來自本愿申請人的提案的特開平9-182948號公報(專利文獻(xiàn)l)中，作為為了改善韌性而使冷卻工序多段的淬火方法，提出有加熱至淬火溫度并保持(圖2:(6)、(7))，其后，在冷卻工序中以不同的冷卻速度進(jìn)行多段冷卻(圖2:(8A)、(8B))的方法。另夕卜，本愿申請人在特開平11-310821號公報(專利文獻(xiàn)2)、特開平11-350034號公報(專利文獻(xiàn)3)中還提出，通過使冷卻工序多段而改善韌性的淬火方法。專利文獻(xiàn)l:特開平9-182948號公報專利文獻(xiàn)2:特開平11-310821號公報專利文獻(xiàn)3:特幵平11-350034號公報所述特開平9-182948號公報、特開平11-310821號公報、特開平11-350034號公報所公開的淬火方法，說的是抑制在淬火的冷卻過程中生成的貝氏體組織的成長，從而使韌性提高。然而，本發(fā)明者研究時確認(rèn)到的情況是，即使應(yīng)用多段冷卻，若觀察淬火后的結(jié)晶粒度，則部分的晶粒仍然異常粗大化，觀察到總體上粗大的粒和微細(xì)的粒相混雜的被稱為混粒的金屬組織。
發(fā)明內(nèi)容如此，本發(fā)明的目的在于，提供一種能夠防止淬火后的金屬組織中的混?；?，進(jìn)一步使韌性提高的馬氏體系工具鋼的淬火前處理方法和淬火處理方法。本發(fā)明者以通過淬火，將金屬組織調(diào)整為馬氏體單相或"馬氏體+貝氏體"的二相組織的馬氏體系工具鋼為對象，對于防止其混粒而進(jìn)一步使韌性提高的方法進(jìn)行銳意研究。首先，對于歷來進(jìn)行的淬火時的冷卻工序進(jìn)行了各種研究，但更確實(shí)地防止混粒存在困難。因此，嘗試對于淬火前的加熱曲線圖進(jìn)行各種研究時發(fā)現(xiàn)，在淬火前采用特定的加熱曲線圖時，能夠使淬火后的金屬組織均一且微細(xì)，從而達(dá)到本發(fā)明。如此，根據(jù)本發(fā)明的第一個觀點(diǎn)，提供以下所示的馬氏體系工具鋼的淬火前處理方法。是一種包含如下階段的馬氏體系工具鋼的淬火前處理方法(a)將馬氏體系工具鋼從室溫加熱至A3相變點(diǎn)"A3相變點(diǎn)+150°C"的溫度范圍，在該溫度保持而使其奧氏體相變的階段；(b)接著所述階段(a)，將所述馬氏體系工具鋼冷卻至"珠光體鼻部溫度ilO(TC"的溫度范圍，在該溫度保持而使其珠光體相變的階段。根據(jù)該馬氏體系工具鋼的淬火前處理方法的這一實(shí)施方式，優(yōu)選在所述階段(a)，從室溫至奧氏體相變開始的溫度的Al相變點(diǎn)的升溫時間不超過1小時。根據(jù)所述馬氏體系工具鋼的淬火前處理方法的另一實(shí)施方式，優(yōu)選馬氏體系工具鋼，以質(zhì)量。/。計含有C:0.10~2.0%、Si:2.0%以下、Mm2.0%以下、Cr:1.015.0%、Mo:10.0%以下、以及從Ni:4.0%以下、V:4.0%以下、W:20.0。/。以下和Co:10.0%以下構(gòu)成的群中選擇的至少l種元素。根據(jù)所述馬氏體系工具鋼的淬火前處理方法的又一其他實(shí)施方式，優(yōu)選該淬火處理方法被應(yīng)用于由馬氏體系工具鋼形成的金屬模具。根據(jù)本發(fā)明的第二個觀點(diǎn)，提供一種以下所示的馬氏體系工具鋼的淬火處理方法。是一種馬氏體系工具鋼的淬火處理方法(a)將馬氏體系工具鋼從室溫加熱至A3相變點(diǎn)"A3相變點(diǎn)+150°C"的溫度范圍，在該溫度保持使其奧氏體相變的階段；(b)接著所述階段(a)，將所述馬氏體系工具鋼冷卻至"珠光體鼻部溫度士10(TC"的溫度范圍，在該溫度保持使其珠光體相變并冷卻至室溫的階段；(c)將冷卻的所述馬氏體工具鋼加熱至A3相變點(diǎn)以上的溫度，在該溫度保持后，實(shí)施淬火處理。根據(jù)本發(fā)明的第三個觀點(diǎn)，提供以下所示的馬氏體系工具鋼的淬火處理方法。是一種包含如下階段的馬氏體系工具鋼的淬火處理方法(a)將馬氏體系工具鋼從室溫加熱至A3相變點(diǎn)~"A3相變點(diǎn)+150°C"的溫度范圍，在該溫度保持使其奧氏體相變的階段；(b)接著所述階段(a)，將所述馬氏體系工具鋼冷卻至"珠光體鼻部溫度士10(TC"的溫度范圍，在該溫度保持使其珠光體相變的階段；(c)接著所述階段(b)，將所述馬氏體系工具鋼加熱至A3相變點(diǎn)以上的溫度，在該保持保持后，實(shí)施淬火處理的階段。在所述第一和第二觀點(diǎn)之下，根據(jù)馬氏體系工具鋼的淬火處理方法的一個實(shí)施方式，優(yōu)選在所述階段(a)，從室溫至奧氏體相變開始的溫度的Al相變點(diǎn)的升溫時間不超過1小時。在所述第一和第二觀點(diǎn)之下，根據(jù)所述馬氏體系工具鋼的淬火處理方法的另一實(shí)施方式，優(yōu)選馬氏體系工具鋼，以質(zhì)量Q/。計含有C:0.10~2.0%、Si:2.0%以下、Mn:2.0%以下、Cr:1.0~15.0%、Mo:10.0%以下、以及從Ni:4.0%以下、V:4.0%以下、W:20.0%以下和Co:10.0%以下構(gòu)成的群中選擇的至少1種元素。在所述第一和第二觀點(diǎn)之下，根據(jù)所述馬氏體系工具鋼的淬火處理方法的又一其他實(shí)施方式，優(yōu)選該淬火處理方法被應(yīng)用于由馬氏體系工具鋼形成的金屬模具。根據(jù)本發(fā)明的馬氏體系工具鋼的淬火前處理方法和淬火處理方法，能夠抑制因淬火造成的晶粒的粗大化和混?；?，能夠賦予馬氏體系工具鋼以高韌性。此外，以結(jié)晶粒度編號計，還可以達(dá)到比6號更細(xì)的細(xì)粒，能夠得到具有高韌性的馬氏體系工具鋼。應(yīng)該了該方法的金屬模具，能夠抑制大裂紋等的發(fā)生，與進(jìn)行現(xiàn)有的淬火處理相比，會起到壽命提高這樣的效果。圖1A表示本發(fā)明的第一實(shí)施方式的熱加熱曲線圖。圖1B表示本發(fā)明的第二實(shí)施方式的熱加熱曲線圖。圖2表示基于現(xiàn)有法的加熱曲線圖的一例。圖3表示本發(fā)明得到的回火材的金屬顯微鏡照片。具體實(shí)施例方式本發(fā)明方法的最大的特征在于，在淬火前使馬氏體系工具鋼的金屬組織發(fā)生珠光體相變這一點(diǎn)。在現(xiàn)有的淬火方法中，淬火前的工具鋼制被處理材會升溫至Al相變點(diǎn)以下的例如60080(TC，以試圖消除被處理材的表面與內(nèi)部的溫差，并一度保持在該溫度。接著，加熱至A3相變點(diǎn)以上的適當(dāng)?shù)臏囟?，以淬火溫度加以保持。其后，調(diào)整冷卻速度進(jìn)行冷卻，以獲得對提高韌性有效的期望的金屬組織。在該現(xiàn)有方法中，以淬火溫度保持時的金屬組織，因奧氏體的成長而存在變?yōu)榇至５那闆r。作為其原因被認(rèn)為是，由于在淬火前被處理材工具鋼所實(shí)施的熱加工和退火等的影響，造成淬火前的被處理材工具鋼的金屬組織成為混粒。若在淬火溫度下成為粗粒，則即使在冷卻工程中調(diào)整冷卻速度，不僅"貝氏體+馬氏體"組織仍容易變成混粒，而且也難以微細(xì)。另一方面，在本發(fā)明中，以淬火前使金屬組織一下子發(fā)生珠光體相變的處理為必須條件。就JISSKD61采用圖1A、圖1B的加熱曲線圖說明本發(fā)明的具體的一例。圖1A、圖1B是本發(fā)明的代表性的加熱曲線圖的一例。圖1A是至淬火的前階段的處理，接著得到淬火前的工具鋼中間材的工序(圖1A:(1)、(2)、(3)、(4)、(5))，是進(jìn)行淬火(圖1A:(6)、(7)、(8))的加熱曲線圖。另外，圖1B是在使之發(fā)生珠光體相變的工序(圖1B:(5))之后，經(jīng)冷卻工序(圖1B:(9))，而得到發(fā)生了珠光體相變的淬火用的工具鋼中間材時的代表性的加熱曲線圖的一例。在任何一種方法中，均是通過將馬氏體系工具鋼加熱至"A3相變點(diǎn)A3相變點(diǎn)+150。C"的溫度范圍并加以保持的工序(圖1A、圖1B(3)、(4))，而使金屬組織發(fā)生奧氏體相變。還有，也可以進(jìn)行將圖1B中所得到的淬火用的工具鋼中間材再度加熱至A3相變點(diǎn)以上，并加以保持的淬火。在本發(fā)明中，加熱至A3相變點(diǎn)"A3相變點(diǎn)+150。C"的溫度范圍，并保持在該溫度的工序的目的是，其進(jìn)行是為了通過后續(xù)工序的珠光體相變處理，使微細(xì)的珠光體在奧氏體的晶界和晶內(nèi)形成。這時，奧氏體相變的溫度(圖1A、圖1B:(4))過高時，奧氏體晶粒成長，在接下來的珠光體化時，在奧氏體晶粒內(nèi)不能形成微細(xì)的珠光體，而是在未相變的狀態(tài)下作為奧氏體殘存。作為結(jié)果是，在升溫至淬火溫度時，殘存的奧氏體晶粒成長得粗大，淬火后的晶粒直徑粗大，有成為混粒的可能性，因此奧氏體相變的溫度和珠光體相變的溫度很重要。因此在本發(fā)明中，將奧氏體相變的溫度(圖1A、圖1B:(4))定為A3相變點(diǎn)"A3相變點(diǎn)+150。C"的溫度范圍，加熱至同溫度并保持。其理由是因?yàn)椋诘陀贏3相變點(diǎn)的溫度下，得不到奧氏體組織，另外在超過"A3相變點(diǎn)+15(TC"的溫度域，則奧氏體晶粒有可能成長得粗大。奧氏體相變的優(yōu)選溫度為A3相變點(diǎn)"A3相變點(diǎn)+5(TC"的溫度范圍。還有，這時，被處理材雖然以規(guī)定的溫度進(jìn)行保持，但是優(yōu)選的保持時間以到達(dá)規(guī)定的溫度后0.5小時2小時為充分。另外，這時，在確認(rèn)被處理材是否到達(dá)規(guī)定的溫度時，可以用鎧裝熱電偶使之直接接觸被處理材表面而進(jìn)行測定。其次在本發(fā)明中，冷卻至"珠光體鼻部溫度土10(TC"的溫度域，在"珠光體鼻部溫度士10(TC"的溫度域進(jìn)行珠光體相變的處理(圖1A、圖1B:(5))。通過該處理，珠光體在奧氏體晶界及晶內(nèi)被形成，表觀的晶粒被微細(xì)化。為了得到該效果人，調(diào)節(jié)至"珠光體鼻部溫度士100'C"的溫度域很重要。假若在超出珠光體鼻部溫度IO(TC的高溫域，若冷卻至超出珠光體鼻部溫度IO(TC的低溫域，則難以得到表觀的金屬組織的微細(xì)化效果，因未相變而殘存的奧氏體組織原樣殘存，在其后的淬火加熱保持工序中，晶粒有可能成長得粗大。然而，在實(shí)際的作業(yè)中直接確認(rèn)是否充分相變成珠光體組織有困難，因此，預(yù)先用試驗(yàn)片制成等溫相變曲線，以決定在"珠光體鼻部溫度士100°C"的溫度域的保持時間是有效的。還有，優(yōu)選的溫度域?yàn)閺闹楣怏w鼻部溫度至"珠光體鼻部溫度負(fù)(-)IO(TC"的溫度域，通過在比珠光體鼻部溫度低的低溫側(cè)保持，能夠更加期待本發(fā)明的效果。實(shí)際的珠光體相變處理后的金屬組織，例如在JIS規(guī)格SKD61中具有的特征為，在奧氏體晶界、晶內(nèi)，形成珠光體組織的形態(tài)不同的金屬組織，在JISSKDll中具有的特征是，在奧氏體晶界、晶內(nèi)，成為均一的金屬組織。通過應(yīng)用基于本發(fā)明的在淬火前形成珠光體的工序，由于熱加工和退火等的影響，能夠得到轉(zhuǎn)換金屬組織成為混粒的要因的第l效果，和調(diào)整為微細(xì)的珠光體組織的第2效果。繼續(xù)本發(fā)明的淬火前處理方法，將被處理材加熱到A3相變點(diǎn)以上，以該溫度保持，接著進(jìn)行冷卻以進(jìn)行淬火，從而能夠得到經(jīng)淬火處理的馬氏體系工具鋼。淬火可以如圖1A所示應(yīng)用如下工序繼珠光體相變的處理(圖1A:(5))之后，進(jìn)行加熱至A3相變點(diǎn)以上并保持(圖1A:(6)、(7))，接著進(jìn)行冷卻(圖1A(8))，對淬火用構(gòu)件進(jìn)行淬火，也可以如圖1(b)所示，在珠光體相變處理(圖1B:(5))之后，進(jìn)行冷卻(圖1B:(9))，一度冷卻而作為淬火用的工具鋼中間材'后，將淬火用的工具鋼中間材再度加熱至A3相變點(diǎn)以上的溫度，以該溫度保持后，進(jìn)行淬火，或者也可以如圖2所示，從所述A3相變點(diǎn)以上的溫度實(shí)施多段冷卻的淬火。若考慮生產(chǎn)性，則如圖1A所示，繼珠光體相變處理后，加熱至A3相變點(diǎn)以上的溫度，保持于該溫度后，進(jìn)行冷卻而成為工具鋼中間材，接著進(jìn)行淬火有利。但是，無論選擇哪種方法，都要預(yù)先成為微細(xì)的珠光體組織，升溫至淬火溫度，在該溫度下保持，這時因?yàn)閵W氏體生成核會增加，所以奧氏體晶粒也會微細(xì)且成為均一的大小，通過對其冷卻，得到的馬氏體組織也變得微細(xì)且均一。由此，能夠提高韌性。還有，淬火的冷卻速度，如通常的淬火所進(jìn)行的，以比屈氏體(troostite)或晶界碳化物析出的冷卻速度快的冷卻速度進(jìn)行急冷即可，也可以是多段冷卻。另夕卜，在本發(fā)明中，在升溫到奧氏體相變的溫度(圖1A、圖1B:(4))的升溫工序(圖1A、圖1B:(1)、(2)、(3))中，從Al相變點(diǎn)升溫至A3相變點(diǎn)的升溫時間特別優(yōu)選在1小時以內(nèi)。Al相變點(diǎn)是一部分奧氏體組織相變開始的溫度，A3相變點(diǎn)是全部變成奧氏體組織的溫度。若升溫時間過慢，則晶粒容易成長得粗大，因此為1小時以內(nèi)。優(yōu)選為30分鐘以內(nèi)。還有，被處理材從表面被加熱，內(nèi)部比表面加熱得慢。若內(nèi)部及表面升溫速度不同，則在內(nèi)部及表面容易發(fā)生晶粒的偏差，因此，更優(yōu)選使內(nèi)部及表面都在l小時以內(nèi)升溫。因此，在升溫到奧氏體相變的溫度(圖1A、圖1B:(4))的升溫工序(圖1A、圖1B(1)、(2)、(3))中，在"A1相變點(diǎn)A1相變點(diǎn)負(fù)200°C"的溫度范圍一度進(jìn)行溫度保持(圖1A、圖1B:(2))即可。通過一度保持，能夠降低被處理材的內(nèi)部溫差，再有，在升溫(圖1A、圖1B:(3))至奧氏體相變的溫度(圖1A、圖1B:(4))時，能夠減小被處理材的內(nèi)部溫差?？墒牵^本發(fā)明的馬氏體系工具鋼，是指能夠通過淬火而將金屬組織調(diào)整為馬氏體單相或"馬氏體+貝氏體"的二相組織的鋼。這些鋼若在淬火后進(jìn)行光學(xué)顯微鏡觀察，則以視野面積率計，超過50%為馬氏體組織。例如包括JISSKD61、SKD62、SKT4等。以下，闡述關(guān)于本發(fā)明的馬氏體系工具鋼的優(yōu)選的組成。單位全部為質(zhì)量％。C(碳):0.102.0%使碳含量為0.10~2.0%的理由是，當(dāng)碳量低于0.10%時，碳量過少，碳無法擴(kuò)散到晶粒內(nèi)，在晶粒內(nèi)沒有碳化物析出，若超過2.0%，則碳化物過剩，使韌性降低。優(yōu)選的C(碳)為0.200.60%。Si:2.0%以下Si在工具鋼中作為熔解時的脫氧劑添加。但是，若大量添加，則韌性降低。因此在本發(fā)明中為2.0%以下。優(yōu)選為0.15~1.20%。Mn:2.0%以下Mn在工具鋼中作為熔解時的脫氧劑和脫硫劑添加。但是，若大量添加則韌性降低。因此，在本發(fā)明中為2.0%以下。優(yōu)選為0.30~1.00%Cr:1.0~15.00/0Cr在工具鋼中使淬火性提高，出于改善抗拉強(qiáng)度和韌性這樣的目的而添加。但是，若大量添加，則韌性反而降低。因此在本發(fā)明中為1.0~15.0%。優(yōu)選為1.0~13.0%。Mo:10.0%以下Mo在工具鋼中使淬火性提高。另外，通過回火形成微細(xì)的碳化物，出于使高溫抗拉強(qiáng)度增大這樣的目的而添加。但是，若大量添加，則韌性反而降低。因此在本發(fā)明中為10.0%以下。優(yōu)選為0.205.00%。添加以下的Ni、V、W、Co之中至少l種Ni:4.0%以下(除去0%)Ni在工具鋼中使淬火性提高，出于改善韌性這樣的目的而被添加。但是，若大量添加，則會降低相變點(diǎn)，高溫強(qiáng)度降低。因此在本發(fā)明中為4.00%以下。優(yōu)選為2.0%以下。V:4.0%以下(除去0%)V在工具鋼中細(xì)化晶粒，使韌性提高。另外，通過回火形成高硬度的碳氮化物，出于增大抗拉強(qiáng)度的目的而被添加。但是，若大量添加，則韌性反而降低。因此在本發(fā)明中為4.00%以下。優(yōu)選為0.10-1.10%。W:20.0%以下(除去0%)W在工具鋼中淬火性提高。另外，通過回火形成微細(xì)的碳化物，出于增大高溫抗拉強(qiáng)度的目的而被添加。但是，若大量添加，則韌性反而降低。因此在本發(fā)明中為4.00%以下。優(yōu)選為0.10~1.10%。Co:10.0%(除去0%)Co在工具鋼中增加赤熱硬性，出于增大高溫抗拉強(qiáng)度的目的而被添加。在本發(fā)明中為10.00%以下。以上，說明的元素以外的余量實(shí)質(zhì)上是Fe。余量實(shí)質(zhì)上在Fe的范疇內(nèi)，當(dāng)然也包含不可避免的雜質(zhì)。另外，例如Nb、Ti因?yàn)槭菍ЯＮ⒓?xì)化有效的元素，所以也可以在不會使韌性劣化的程度的0.20%以下的范圍使之含有。另外，Al是加快碳的擴(kuò)散的元素，具有在珠光體相變下促進(jìn)碳化物的析出的效果，因此也可以在0.20%以下的范圍使之含有。所述本發(fā)明優(yōu)選被應(yīng)用于金屬模具。近年來，要求提高金屬模具材的壽命，作為高壽命化的方法之一，是使晶粒微細(xì)化從而高韌性化的方法，若應(yīng)用本發(fā)明而進(jìn)行淬火，則能夠滿足金屬模具所要求的需求特性。還有，應(yīng)用于金屬模具時，內(nèi)部的溫度、表面的溫度可以使冷卻穴直接接觸鎧裝熱電偶來進(jìn)行測定。實(shí)施例通過以下的實(shí)施例更詳細(xì)地說明發(fā)明。首選，為實(shí)驗(yàn)用準(zhǔn)備成為15mmTX15mmWX50mmL的被處理材的馬氏體系的工具鋼構(gòu)件6個。材質(zhì)為JIS規(guī)格SKD61，組成顯示在表1中。在實(shí)驗(yàn)之前，使用與準(zhǔn)備的試料為相同組成的試驗(yàn)片，測定A1、A3相變點(diǎn)，另外，將試驗(yàn)片加熱至90(TC，其后制成等溫相變曲線，確認(rèn)珠光體鼻部及達(dá)到珠光體相變結(jié)束的保持時間。其結(jié)果是，Al相變點(diǎn)為823°C，A3相變點(diǎn)為857。C，珠光體鼻部以75(TC保持30分鐘，及珠光體相變結(jié)束的溫度以75(TC保持2小時以上，從而確認(rèn)到珠光體相變結(jié)束。<formula>formulaseeoriginaldocumentpage12</formula>*注)"-"標(biāo)記表示無添加遵循圖1(a)對具有所述組成的6個工具鋼構(gòu)件進(jìn)行實(shí)驗(yàn)。將工具鋼構(gòu)件加熱到Al相變點(diǎn)以下的790°C(圖1A(l))，保持1小時(圖1A:(2))后，以40°C/h的加熱速度加熱升溫(圖1A:(3))至奧氏體相變的溫度(900°C、IOO(TC)。因?yàn)锳l相變點(diǎn)為823t:，A3相變點(diǎn)為857°C，所以升溫至奧氏體相變的溫度時的Al相變點(diǎn)A3相變點(diǎn)的升溫時間為1小時以內(nèi)。然后，以奧氏體相變的溫度保持小時后(圖1A:(4))，實(shí)施70(TCX5h保持、750。CX5h保持、800。CX5h保持(圖1A:(5))的珠光體相變的處理，成為淬火用的工具鋼中間材。其次，淬火上述的淬火用的工具鋼中間材，以4(TC/h的加熱速度再加熱至規(guī)定溫度103(TC(圖1A:(6))，保持1小時后(圖1A:(7))進(jìn)行冷卻(圖1A:(8))，得到淬火工具鋼構(gòu)件。其后，進(jìn)行2次回火，將硬度調(diào)整為43ilHRC，得到回火材。用通過這些實(shí)驗(yàn)得到的回火材進(jìn)行2U擺錘沖擊試驗(yàn)、金屬組織觀察、測定結(jié)晶粒度。這些結(jié)果顯示在表2中。另外，淬火-回火后的金屬組織照片顯示在圖3中。還有，圖3是本發(fā)明例No.6的淬火-回火后的金屬組織照片。<table>tableseeoriginaldocumentpage13</column></row><table>如表2所示，若應(yīng)用本發(fā)明，則能夠防止淬火后的金屬組織的混?；?，且平均結(jié)晶粒度號成為7.5號，最大結(jié)晶粒度號成為比7號細(xì)的細(xì)粒，能夠大幅使韌性提高。另外，由圖3的顯微鏡照片還可知，利用本發(fā)明的熱處理方法，能夠得到微細(xì)且均一的金屬組織。產(chǎn)業(yè)上的利用可能性根據(jù)本申請發(fā)明，淬火、回火后的晶粒變得微細(xì)，因此可以在對工具鋼的韌性有要求的用途中利用。用于金屬模具的熱處理，能夠高韌性化，從而期望壽命改善的效果。權(quán)利要求1.一種馬氏體系工具鋼的淬火前處理方法，其中，包括如下階段(a)將馬氏體系工具鋼從室溫加熱至A3相變點(diǎn)～“A3相變點(diǎn)+150℃”的溫度范圍，在該溫度保持使其奧氏體相變的階段；(b)接著所述階段(a)，將所述馬氏體系工具鋼冷卻至“珠光體鼻部溫度±100℃”的溫度范圍，在該溫度保持而使其珠光體相變的階段。2.根據(jù)權(quán)利要求l所述的馬氏體系工具鋼的淬火前處理方法，其中，在所述階段(a)中，從室溫至作為奧氏體相變開始的溫度的Al相變點(diǎn)的升溫時間不超過1小時。3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的馬氏體系工具鋼的淬火前處理方法，其中，所述馬氏體系工具鋼以質(zhì)量o/。計含有C:0.10~2.0%、Si:2.0%以下、Mn:2.0%以下、Cr:1.0~15.0%、Mo:10.0%以下，以及從Ni:4.0%以下、V:4.0%以下、W:20.0。/。以下和Co:10.0%以下中選出的至少1種元素。4.根據(jù)權(quán)利要求13中任一項(xiàng)所述的馬氏體系工具鋼的淬火前處理方法，其中，適用于由馬氏體系工具鋼形成的金屬模具。5.—種馬氏體系工具鋼的淬火處理方法，其中，包括(a)將馬氏體系工具鋼從室溫加熱至A3相變點(diǎn)~"A3相變點(diǎn)+150°C"的溫度范圍，在該溫度保持使其奧氏體相變的階段；(b)接著所述階段(a)，將所述馬氏體系工具鋼冷卻至"珠光體鼻部溫度士10(TC"的溫度范圍，在該溫度保持使其珠光體相變并冷卻至室溫的階段；(c)將冷卻的所述馬氏體工具鋼加熱至A3相變點(diǎn)以上的溫度，在該保持保持后，實(shí)施淬火處理。6.—種馬氏體系工具鋼的淬火處理方法，其中，包括(a)將馬氏體系工具鋼從室溫加熱至A3相變點(diǎn)~"A3相變點(diǎn)+150°C"的溫度范圍，在該溫度保持使其奧氏體相變的階段；(b)接著所述階段(a)，將所述馬氏體系工具鋼冷卻至"珠光體鼻部溫度士10(TC"的溫度范圍，在該溫度保持使其珠光體相變的階段；(C)接著所述階段(b)，將所述馬氏體系工具鋼加熱至A3相變點(diǎn)以上的溫度，在該保持保持后，實(shí)施淬火處理的階段。7.根據(jù)權(quán)利要求5或6所述的馬氏體系工具鋼的淬火處理方法，其中，在所述階段(a)中，從室溫至作為奧氏體相變開始的溫度的A1相變點(diǎn)的升溫時間不超過1小時。8.根據(jù)權(quán)利要求57中任一項(xiàng)所述的馬氏體系工具鋼的淬火處理方法，其中，所述馬氏體系工具鋼以質(zhì)量G/。計含有C:0.10~2.0%、Si:2.0%以下、Mn:2.0%以下、Cr:1.0-15.0%、Mo:10.0%以下，以及從Ni:4.0%以下、V:4.0%以下、W:20.0%以下和Co:10.0%以下中選出的至少1種元素。9.根據(jù)權(quán)利要求58中任一項(xiàng)所述的馬氏體系工具鋼的淬火處理方法，其中，適用于由馬氏體系工具鋼形成的金屬模具。全文摘要提供一種能夠防止淬火后的金屬組織中的混?；?，使韌性進(jìn)一步提高的馬氏體系工具鋼的淬火前處理方法和淬火處理方法。本發(fā)明涉及馬氏體系工具鋼的淬火前處理方法，其包含如下階段(a)將馬氏體系工具鋼從室溫加熱至A3相變點(diǎn)～“A3相變點(diǎn)+150℃”的溫度范圍，保持在該溫度而使之發(fā)生奧氏體相變的階段；(b)接著所述階段(a)，將所述馬氏體系工具鋼冷卻至“珠光體鼻部溫度±100℃”的溫度范圍，保持在該溫度而使之發(fā)生珠光體相變的階段。另外本發(fā)明涉及馬氏體系工具鋼的淬火處理方法，其是在實(shí)施了所述淬火前處理后，將被處理材加熱至A3相變點(diǎn)以上，保持在該溫度，接著進(jìn)行冷卻。文檔編號C22C38/00GK101421425SQ20078001326公開日2009年4月29日申請日期2007年4月10日優(yōu)先權(quán)日2006年4月11日發(fā)明者江口弘孝申請人:日立金屬株式會社