阅读说明：本技术 含Mo高硬度不锈钢、热处理工艺及成形构件 (Mo-containing high-hardness stainless steel, heat treatment process and formed member ) 是由 易红亮 邓彪 王国栋 熊小川 于 2019-11-01 设计创作，主要内容包括：本发明公开了一种含Mo高硬度不锈钢、热处理工艺及成形构件,属于不锈钢制备技术领域,以重量含量计,所述含Mo高硬度不锈钢包括0.25-0.40％的C、0.5-4.0％Mo、以及Mn、Ni、Si、Cr、Nb、Ti等,采用步骤a：将含Mo高硬度不锈钢加热至1050-1250℃后保温1-3600s；步骤b：将经过所述步骤a处理后的含Mo高硬度不锈钢冷却至≦50℃；步骤c,将经过所述步骤b处理后的含Mo高硬度不锈钢加热至200-650℃后保温60-36000s,然后冷却到室温。采用本发明的技术方案,在生产成本上与传统高硬度马氏体不锈钢差异不大,但其强韧性却显著提高。(The invention discloses Mo-containing high-hardness stainless steel, a heat treatment process and a forming member, which belong to the technical field of stainless steel preparation, wherein the Mo-containing high-hardness stainless steel comprises 0.25-0.40% of C, 0.5-4.0% of Mo, Mn, Ni, Si, Cr, Nb, Ti and the like by weight, and the steps of a: heating the Mo-containing high-hardness stainless steel to 1050-1250 ℃, and then preserving heat for 1-3600 s; step b: cooling the Mo-containing high-hardness stainless steel treated in the step a to the temperature of less than or equal to 50 ℃; step c, heating the Mo-containing high-hardness stainless steel treated in the step b to 650 ℃, preserving the heat for 60-36000s, and then cooling to room temperature. By adopting the technical scheme of the invention, the production cost is not much different from that of the traditional high-hardness martensitic stainless steel, but the obdurability is obviously improved.)

含Mo高硬度不锈钢、热处理工艺及成形构件

技术领域

本发明属于不锈钢制备技术领域，具体涉及一种含Mo高硬度不锈钢、热处理工艺及成形构件。

背景技术

高硬度马氏体不锈钢(4Cr13、7Cr17Mo等)因为其高硬度和高耐蚀性而被广泛应用于刃具、轴承、剪切刀具、手术刀具、高耐磨设备部件和阀门等。因其较高的碳含量和铬含量，经低温或高温回火后仍具有较高的硬度和耐蚀性，韧性相对淬火态明显提高。

高硬度不锈钢通常采用高碳含量来提高硬度，基体组织、碳化物和夹杂物是影响其性能的关键因素。由于高碳含量，固溶退火时其铬碳化物很难完全溶解，一般将铬碳化物进行球化处理以提高韧性，但未溶铬碳化物导致的局部贫铬引起耐蚀性下降却很难解决，而铬碳化物完全固溶需要较高的温度，晶粒显著长大，同时淬火后会残留较多的奥氏体降低硬度。

中国发明专利申请CN109594022A(高强度不锈钢、热处理工艺及成形构件)中，不锈钢的化学组分包括C、Mn、Si、Cr、Nb、Ti等，将其进行热处理，具体的热处理工艺为：首先将其加热至1000-1200℃后保温1-3600s；然后将其冷却至100℃以下；最后将其再加热至150-400℃后保温10-10000s，然后以任意冷却方式冷却到室温。采用这种方法得到的不锈钢材料，由于经历了低温回火处理，碳原子被分配至不稳定的残余奥氏体中，从而得到了亚稳定的奥氏体，由于TRIP效应，能够大幅度提高不锈钢的塑性和韧性。但是这种钢材的硬度稍低。

Mo在高硬度不锈钢中的应用比较普遍，主要起到增加耐蚀性、析出强化和抑制铬碳化物长大的作用。Mo在低温回火工艺(150-350℃)中作用不大，中温回火(350-550℃)时会析出纳米级Mo碳化物显著增加硬度，但该温度下由于P、S等杂质元素在原奥氏体晶界的偏聚容易出现马氏体回火脆性，高温回火(550-700℃)后虽然韧性明显提高但基体硬度显著下降，Mo主要与Cr碳化物混合析出，尺寸较大，析出强化作用不明显。例如，中国发明专利申请CN105648352A(一种高硬度环保不锈钢咖啡壶材料及其制备方法)采用含Mo、C、N、Si、Mn、Cr等化学成分的不锈钢材料，并限制了其中各种元素的质量配比，例如0.55％<C+N<0.60％、4.4％<Si+Mn<4.8％、16.8％<Cr+Ni—Mo<19.6％等，经过真空感应冶炼、真空自耗重熔、均匀化处理、锻造成材、固溶处理、热处理等操作工艺，具体的热处理工艺为：将固溶处理后的钢材在1000-1040℃温度下保温40-80min，油冷至室温，冷却后的钢材在-100至-140℃温度下冷处理40-80min，并在600-640℃温度下保温后冷却、在900-940℃温度下保温后冷却、在360-400℃温度下保温后冷却，得到不锈钢咖啡壶材料，最终得到了不锈钢材料，但是这种不锈钢材料中，对各种化学成分的含量限制程度要求更高；同时热处理过程中经历多步回火工艺，操作较为烦琐；经历了高温回火(900-940℃)，因此导致不锈钢材料的硬度仍然较低，韧性也较低。

7Cr17Mo是一种新型高碳高铬马氏体不锈钢，通过调整淬火温度和回火温度控制基体组织，其组织中存在大量未溶解的球状铬碳化物，原奥氏体晶粒较细，其硬度达到了59HRC但冲击韧性却较差。其添加的高铬和钼主要是为了弥补未溶解铬碳化物引起局部贫铬造成的耐蚀性下降。7Cr17Mo钢实现了刀剪类不锈钢所需的高硬度目标，但韧性极差且很难通过热处理工艺进行性能改进。

由此可以看出，现有技术中的含Mo不锈钢材料，尽管可以通过加入Mo来提高不锈钢材料的硬度，但是在目前的化学组成成分下，较难以通过热处理工艺来改进含Mo不锈钢的韧性等综合性能。

发明内容

本发明欲解决的技术问题是现有技术中不锈钢韧性极差且很难通过热处理工艺进行性能改进的技术问题。

为了解决上述技术问题，本发明中，在不锈钢中添加化学元素Mo，Mo的作用主要是形成纳米级Mo碳化物以提高硬度，其析出强化温度(400-550℃)与马氏体二次回火脆性温度重叠，在一般含Mo的不锈钢中该温度区间回火韧性极差，所以生产过程中都会避免该温度区间回火，一般采取低温或者高温回火，而Mo析出强化的作用并不明显，主要起到增加耐蚀性作用；本发明中适量残余奥氏体是在中温回火(400-550℃)条件下仍存在的，在高于550℃后才会完全分解，而一般不锈钢中残余奥氏体在低温回火阶段就会逐渐分解，很难在中温回火阶段仍存在适量残余奥氏体，本发明由于适量合金元素Si的添加抑制了渗碳体析出，导致残余奥氏体分解延迟，在中温回火阶段同时存在淬火马氏体中过饱和的C向残余奥氏体中富集以及与Mo结合形成纳米级Mo碳化物，亚稳定的残余奥氏体改善回火脆性，使得马氏体不锈钢中温回火工艺成为可用工艺；本发明中，当中温回火韧性得到改善后，纳米级Mo碳化物可以提供一定硬度，而在此前的高硬度不锈钢中Mo的析出强化作用较弱，主要依靠C固溶强化提高硬度，因此碳含量普遍较高，固溶退火时仍存在大量未溶解铬碳化物，导致耐蚀性较差，本发明相对降低C含量，通过C固溶强化和纳米级Mo碳化物析出强化共同提高硬度，C含量的降低会使得铬碳化物完全固溶温度降低，可以在固溶退火阶段保证铬碳化物完全溶解以改善传统高硬度不锈钢的耐蚀性。

因此，相对以往高硬度不锈钢的产品和生产工艺而言，本发明实现了在中温回火阶段同时保留亚稳定残余奥氏体和纳米级Mo碳化物起到增韧和提高硬度效果。

针对上述现有技术存在的问题，本发明的一个目的在于提供一种含Mo高硬度高韧性不锈钢，适当降低碳含量并通过中温回火纳米级Mo碳化物析出提高硬度(材料硬度仅与碳化物的个数有关，而非碳化物的重量)，同时保留适量残余奥氏体(该残余奥氏体中温回火时并不会分解并以富碳的形式存在)以改善马氏体回火脆性，高温固溶退火降低或消除未溶铬碳化物含量增加耐蚀性。本发明材料经热处理后内部组织主要为回火马氏体、富碳的亚稳定残余奥氏体及少量纳米级Mo碳化物，其高硬度主要依赖于回火马氏体碳固溶强化作用和纳米级Mo碳化物析出强化，而富碳的亚稳定残余奥氏体在变形过程中会转变为马氏体即TRIP效应(相变诱导塑性)吸收能量能够显著提高材料的韧性和塑性，从而获得高硬度以及高耐蚀性和韧性的成形构件。

本发明的另一目的在于提供一种对上述含Mo高硬度高韧性不锈钢进行热处理的工艺，其工艺主要包括高温固溶处理，淬火以及中温回火处理。固溶处理主要是使得组织完全奥氏体化并且铬碳化物基本完全溶解，淬火则主要是得到淬火马氏体和适量初始残余奥氏体，中温回火过程则主要是降低淬火马氏***错密度增加韧性以及析出纳米级Mo的碳化物和得到碳富集的残余奥氏体，该热处理工艺窗口大，温度控制简单可靠，同时能确保获得高硬度高韧性的成形构件。

本发明的又一目的在于提供一种成形构件，其能够在确保较高硬度的前提下，显著提高韧性。

本发明的第一方面涉及一种高硬度不锈钢，以重量含量计，所述高硬度不锈钢包括0.25-0.40％的C、0.5-4.0％Mo、≦2.0％的Mn、≦2.0％的Ni、0.6-2.0％的Si、11.0-17.0％的Cr、≦0.20％的Nb、≦0.20％的Ti，余量为Fe和杂质。根据本发明，相对较低的碳含量可以使得固溶退火时铬碳化物完全溶解，确保基体的铬含量从而提高耐蚀性。通过调整合金元素(Mn、Ni)的含量即调整奥氏体化后马氏体开始转变点(Ms)，使得淬火到室温20℃或者室温以下时能够保留适量的残余奥氏体。在随后的中温回火过程中，Si的添加抑制了渗碳体的形成，马氏体中过饱和的间隙固溶原子C向残余奥氏体中扩散，残余奥氏体没有分解，并且由于碳原子的扩散富集，残余奥氏体能够稳定存在于室温条件下，同时，回火过程中纳米级Mo碳化物析出显著提高了硬度，从而保证成形构件具有足够的高硬度和高韧性。

优选的是，C含量为0.25-0.35％，Cr含量为12.0-14.0％，Mo含量为1.0-2.0％，Nb含量≦0.10％，Ti含量≦0.10％。

这种情况下，铬碳化物更易完全溶解，更易得到适量残余奥氏体，从而获得更大的工艺窗口，更容易获得高硬度高韧性的成形构件。

上述高硬度不锈钢还可以包括以下元素中的一种或多种：≦1.0％的W；≦1.0％的V；≦3.0％的Cu；≦0.4％的Zr。

本发明的第二方面涉及一种高硬度不锈钢的热处理工艺，该热处理工艺包括以下步骤：步骤a：将第一方面的高硬度不锈钢加热至1050-1250℃后保温1-3600s；步骤b：将经过所述步骤a处理后的所述高硬度不锈钢冷却至≦50℃，优选为≦室温20℃；以及步骤c，将经过所述步骤b处理后的所述高硬度不锈钢加热至200-650℃后保温60-36000s，然后以任意冷却方式冷却到室温。

根据本发明，步骤a中的固溶处理温度在1050-1250℃之间，Cr的碳化物基本完全固溶，提高基体耐点蚀性能；马氏体开始相变点较低，固溶处理后在步骤b中淬火到室温或者室温以下能够保留适量残余奥氏体，由于其淬火马氏***错密度较大而且残余奥氏体稳定性差，因此其硬度虽然较高但韧性极差；然后经过步骤c的中温回火处理，降低马氏***错密度得到回火马氏体组织从而改善马氏体本身的韧性，同时析出纳米级Mo碳化物显著增加硬度，由于此温度区间P、S等杂质元素易偏聚到原奥氏体晶界引起马氏体回火脆性，一般条件下都会呈现沿晶断裂，韧性极差，但本发明中中温回火时没有渗碳体的析出，过饱和碳原子除了以Mo碳化物形式析出，还有部分配分到残余奥氏体中用以稳定奥氏体，使得该温度下奥氏体没有分解，并以亚稳态板状或薄膜状存在于室温条件，该残余奥氏体因其TRIP效应可缓解由于P、S等杂质元素偏聚引起的马氏体回火脆性，提高钢铁材料的韧性，因此相对步骤b中的淬火态组织(淬火马氏体和初始残余奥氏体)，经步骤c后的回火态组织(回火马氏体、亚稳定残余奥氏体及少量纳米级Mo碳化物)在硬度少量下降的前提下，韧性明显提高。

经过本发明的热处理工艺处理后的高硬度不锈钢宏观硬度达到49HRC-58HRC，2mm深U型缺口标准试样冲击吸收功在8J-80J之间。

优选的是，在步骤a中，加热至1050-1150℃后保温1-3600s，当高硬度不锈钢的厚度小于4mm时，保温时间可设定为1-900s，当高硬度不锈钢的厚度大于等于4mm时，保温时间可设定为90-1200s。

本发明的高硬度不锈钢碳含量相对较低，铬碳化物完全溶解的温度也相对较低，更有利于保留基体铬含量。

优选的是，在步骤b中，以≧10℃/s的平均冷速冷却至≦50℃，优选的是，冷却至≦室温20℃。

本发明的高硬度不锈钢由于添加合金元素较多，淬透性较好，但为了避免Cr碳化物析出，因此在b步骤中，优选以≧10℃/s的平均冷速，更优选为10-400℃/s，冷却至室温或室温以下。

优选的是，在步骤c中，加热至400-550℃后保温600-3600s，然后以任意方式冷却至室温。

本发明的高硬度不锈钢碳含量相对较低，低温回火硬度较低，中温回火一定时间后马氏体回复程度较低硬度不会明显下降，同时纳米级Mo碳化物析出明显增加硬度，通过碳固溶强化和纳米级Mo碳化物析出强化实现高硬度。

本发明的第三方面涉及一种成形构件，该成形构件由第一方面的高硬度不锈钢制成，所述成形构件的微观组织以面积计包括≦30％的残余奥氏体，≦1％的Mo碳化物，≦1％的Nb碳化物和Ti碳化物，以及≦5％的Cr碳化物，其余为马氏体。

上述成形构件可由第二方面的热处理工艺制成，经步骤b之后得到高硬度不锈钢的淬火态组织，其微观组织以面积计包括≦30％的残余奥氏体，≦1％的Nb碳化物和Ti碳化物，以及≦5％的Cr碳化物，其余为马氏体。

优选的是，经步骤b之后得到高硬度不锈钢的淬火态组织，其微观组织以面积计由≦15％的残余奥氏体，≦0.3％的Nb碳化物和Ti碳化物，以及≦2％的Cr碳化物，其余为马氏体。

优选的是，经步骤b之后得到高硬度不锈钢的淬火态组织，其微观组织以面积计由5％-15％的残余奥氏体，≦0.3％的Nb碳化物和Ti碳化物，以及≦0.5％的Cr的碳化物，其余为马氏体构成，残余奥氏体以板条或薄膜状存在，厚度<400nm。

经步骤c之后得到回火态组织，淬火态马氏体经回火处理后位错密度大幅度降低，韧性显著提高，同时，由于Si元素的添加抑制了渗碳体的析出，C原子从过饱和的马氏体中扩散配分到残余奥氏体中，使得残余奥氏体更加稳定，回火之后残余奥氏体仍然存在，同时C和Mo结合形成纳米级Mo碳化物。高硬度不锈钢的微观组织以面积计由≦30％的残余奥氏体，≦1％的Nb碳化物和Ti碳化物，≦1％的Mo碳化物，以及≦5％的Cr的碳化物，其余由回火马氏体构成。

优选的是，经步骤c之后得到高硬度不锈钢的回火组织，其微观组织以面积计由5％-15％的残余奥氏体，≦0.3％的Nb碳化物和Ti碳化物，≦1％的Mo碳化物，以及≦0.5％的Cr的碳化物，其余为回火马氏体构成，残余奥氏体以板条状或薄膜状存在，厚度<400nm；Mo碳化物平均尺寸以直径计<50nm。

根据本发明的成形构件宏观硬度在49HRC-58HRC之间，2mm深U型缺口标准试样冲击吸收功在8J-80J之间，韧性相对同等硬度不锈钢显著提高。其强韧性优于现有的同等硬度马氏体不锈钢产品，可用于刃具、轴承、剪切刀具、手术刀具、高耐磨设备部件和阀门等传统高硬度不锈钢产品。

采用本发明的技术方案，在生产成本上与传统高硬度马氏体不锈钢差异不大，但其强韧性却明显提高。这是因为，本发明的热处理工艺与传统高硬度不锈钢的淬火-回火处理工艺类似，不用改变原不锈钢的生产线，但是组织调控与淬火-回火显著不同，显微组织主要由回火马氏体、亚稳定奥氏体及少量纳米级的Mo碳化物组成，没有渗碳体析出，因此在高硬度的前提下，韧性明显提高。

与现有技术相比，本发明的含Mo高硬度不锈钢、热处理工艺及成形构件具有如下优点：

(1)采用本发明的技术方案，在生产成本上与传统高硬度马氏体不锈钢差异不大，但其强韧性却明显提高。

(2)本发明的不锈钢热处理工艺与传统高硬度不锈钢的淬火-回火处理工艺类似，不用改变原不锈钢的生产线，操作简便。

(3)本发明的成形构件制备过程中，由于组织调控与传统的淬火-回火显著不同，显微组织主要由回火马氏体、亚稳定奥氏体及少量纳米级Mo的碳化物组成，没有渗碳体析出，因此在高硬度的前提下，韧性明显提高。

附图说明

图1是本发明的试样S12的透射显微组织照片，其中白色区域为残余奥氏体组织。

具体实施方式

本发明的高硬度不锈钢以重量含量计包括：0.25-0.40％的C、0.5-4.0％Mo、≦2.0％的Mn、≦2.0％的Ni、0.6-2.0％的Si、11.0-17.0％的Cr、≦0.20％的Nb、≦0.20％的Ti。其中，C含量优选为0.25-0.35％，Mo含量优选为1.0-2.0％，Cr含量优选为12.0-14.0％，Nb含量优选≦0.10％，Ti含量优选≦0.10％。还可包括由以下元素中的一种或多种：≦1.0％的W；≦1.0％的V；≦3.0％的Cu；≦0.4％的Zr，余量为Fe和杂质。

下面对各化学成分的含量范围分别进行说明。

C：0.25-0.40％，优选为0.25-0.35％

在本发明钢材中，碳是最主要的强化元素，其通过固溶强化以及弥散析出强化的方式来提高强度。碳除了作为强化元素，同时也是奥氏体稳定元素。碳原子较小，扩散速率大，在回火过程中能够很快从碳过饱和的马氏体中扩散到残余奥氏体中，并在残余奥氏体中富集，增加了残余奥氏体的稳定性，并且在中温回火过程中能够与Mo、V、Cr等强碳化物形成元素结合生成纳米级碳化物起到析出强化作用。当碳含量低于0.25％时，其硬度相对较低；当碳含量高于0.40％时，铬碳化物很难完全溶解，导致局部贫铬耐点蚀能力下降。为了综合高硬度和韧性，将碳含量控制在0.25-0.40％。在这一范围中，碳元素能够满足稳定残余奥氏体和析出纳米级碳化物的要求，增加材料的韧性和硬度。优选C的含量为0.25-0.35％，此含量范围高温固溶时铬碳化物更易完全溶解，同时淬火后不会残留过多的奥氏体。在保证铬碳化物完全固溶改善韧性的前提下，不能添加过多的C，否则淬火后会残余大量奥氏体，降低材料硬度。

Cr：11.0-17.0％，优选为12.0-14.0％

在本发明钢材中，铬主要的作用是提高耐蚀性，其能够与氧反应形成致密的钝化膜，抑制基体被进一步腐蚀。铬也是一种强碳化物形成元素，其极易与碳形成Cr23C6等碳化物并在晶界处析出，可以有效抑制晶粒的长大，同时也会导致晶界处铬含量降低，耐腐蚀能力下降。适当提高固溶处理温度可以使得铬碳化物完全固溶，耐晶间腐蚀能力上升，但另一方面会导致奥氏体晶粒异常粗大。由于本发明产品组织中的铬碳化物完全固溶于基体，17.0％铬含量已经满足耐蚀性要求，当铬含量过高时会导致铬碳化物完全固溶温度提高，并导致晶粒过大，因此，铬含量上限为17.0％。另一方面，当铬含量低于11.0％时，不能形成致密的钝化膜，耐蚀性急剧下降，因此，铬含量下限是11.0％。优选Cr的含量为12.0-14.0％，是因为铬碳化物完全溶解时，此含量范围的Cr足够保证基体的耐蚀性。

Mo：0.5-4.0％，优选为1.0-2.0％

钼是本发明钢材中很重要的元素。在本发明的钢材中，钼能够在回火过程中形成纳米级碳化物，明显增加钢材硬度。同时，钼与铬在同时作用时能够明显提高钢材的耐蚀性。当钼含量低于0.5％时，其析出量少强化作用不明显，因此，钼的下限为0.5％。另一方面，当钼的含量超过4％时，其强化作用增加幅度也不会明显提高，而且钼属于昂贵金属，综合考虑作用和成本，因此钼的上限为4.0％。优选Mo的含量为1.0-2.0％，是因为Mo含量的增加会增加Mo碳化物析出量，提高硬度，但增加到一定程度后提高硬度的效果会降低，综合经济成本和作用1.0-2.0％含量的Mo较合适。

Si：0.6-2.0％

硅是本发明钢材的重要元素。在本发明的钢材中，硅能够抑制低温回火过程中渗碳体的析出，促使碳以游离态扩散到残余奥氏体中。当硅含量低于0.6％时，不能有效抑制渗碳体的析出；另一方面，当硅含量过高时，会显著降低钢材的韧性和塑性。因此，硅含量控制在0.6-2.0％。

Mn：≦2.0％

锰是本发明钢材中的另一种重要元素。锰能够提高淬透性，同时锰还是奥氏体稳定元素，能够降低奥氏体转变为马氏体的开始温度(Ms)。在其它影响Ms点的合金成分确定的前提下，只能通过控制锰含量来调整Ms点，进而控制淬火到室温时的残余奥氏体含量。本发明的成形构件中含有以面积计≦30.0％的残余奥氏体，其主要是淬火到室温时未转变的奥氏体。锰含量受限于碳、铬和硅的含量，为了得到室温下适量的残余奥氏体，将锰含量控制在≦2.0％。

Ni：≦2.0％

镍可以改善钢的加工性能并提高耐蚀性，同时镍也是一种奥氏体稳定元素。在本发明钢材中，过多的镍会影响残余奥氏体含量，并且增加不必要的成本。

Nb：≦0.20％，优选≦0.10％、Ti：≦0.20％，优选≦0.10％

铌、钛都是强碳化物形成元素，与铬碳化物相比，其碳化物固溶积小。本发明钢材中，高温固溶处理时，铬碳化物完全固溶，而铌、钛碳化物仍存在，抑制晶粒长大。当不存在铌、钛时，固溶处理时奥氏体晶粒长大不受抑制作用，晶粒粗大，强韧性降低。另一方面，当铌、钛含量过高时，凝固过程中容易析出较多大尺寸的铌、钛碳氧化物，影响材料韧性。因此，将铌、钛含量均控制在0.20％以下。优选Nb≦0.10％、Ti≦0.10％，是因为Nb和Ti含量过高会导致高温固溶时未溶解铌、钛碳氧化物含量较多，降低韧性，同时也会出现较严重的混晶现象，本发明中其作用主要是抑制晶粒长大，0.1％含量作用已较明显。

W：≦1.0％；V：≦1.0％；Zr：≦0.4％

钨、钒和锆都是碳化物形成元素，能够细化晶粒并提高强度。在本发明钢材中，这些元素主要起到固溶强化以及析出强化作用，含量增加对于这些作用的提升并不明显。

Cu：≦3.0％

铜能够提高强度和耐蚀性，但是，铜含量超过3.0％时会导致加工性能劣化，并且增加不必要的成本。

必须说明的是，对于本发明的钢材而言，上述的钨、钒、锆和铜并不是必须的元素。

下述表1显示了根据本发明的实施例和对比例中钢材的成分，余量为铁和杂质，以下成分均按重量百分比计。

表1实施例和对比例中材料化学成分(wt％)

编号	C	Cr	Mo	Si	Mn	Ni	Ti	Nb
									实施例1	0.27	14.01	0.99	0.99	1.04	1.02	0.041	0.05
实施例2	0.30	12.4	1.5	1.55	0.99	0.2	0.05	0.05
									对比例1	0.45	14.5	0.9	0.23	0.24	0.1	0	0
对比例2	0.7	16.8	0.3	0.4	0.2	0.08	0	0

对表1中实施例1分别准备24个试样，并分别进行热处理，得到了相应的24个成形构件，编号为S1-S24。

对表1中实施例2准备1个试样，进行热处理，得到了相应的成形构件，编号为S25。

对表1中对比例1准备1个试样，进行热处理，得到了相应的成形构件，编号为B1。

对表1中对比例2准备1个试样，进行热处理，得到了相应的成形构件，编号为B2。

具体而言，热处理工艺包括以下步骤：

a)进行固溶处理：加热至1050-1250℃，优选1050-1150℃，保温1-3600s；

b)冷却至室温或室温以下；

c)回火热处理：加热至200-650℃保温60-36000s然后油淬到室温。

各试样的具体热处理工艺参数如表2所示。

热处理后的试样组织和性能测试结果如表3所示，其中：

(1)采用KB3000BURZ-SA型号硬度计进行宏观硬度测试；

(2)冲击试验的温度为室温，冲击试样为2mm深U型缺口标准式样(试验式样尺寸为55×10×5mm，为方便对比试验结果已换算成55×10×10mm式样标准)，采用450J摆锤冲击试验机进行测试；

(3)残余奥氏体采用X射线衍射仪(XRD)进行测量和观察。

表2热处理工艺具体工艺参数

表3各试样的组织及性能测试结果

其中，“残奥量”表示以面积计的残余奥氏体含量。

从以上表2和3可知，本发明的钢材经本发明的热处理方法后得到的成形构件S1-S25兼具高硬度和高冲击韧性。对对比例中试样B1和B2，其中C的含量较实施例中试样S1-S25高，其化学成分组成不在本发明的范围内，同时B2未采用本发明的热处理工艺，尽管由于其中的高C含量导致了B1和B2一定的宏观硬度，然而其冲击韧性明显低于实施例中得到的试样S1-S25。

且由图1可知，本发明的钢材在经过热处理之后，确实存在有薄膜状亚稳定的残余奥氏体组织，如图1中白色区域所示，这些适量残余奥氏体组织在未显著降低硬度的同时明显改善了成形构件的冲击韧性。

其中对于S25，采用本发明优选的化学元素组成和优选的热处理工艺参数，综合性能最优。试样S25的宏观硬度为57.8HRC，已经满足绝大部分高硬度不锈钢产品的硬度需要，同时还具有相对较高的韧性；对于不锈钢而言，单纯提高硬度容易实现，但是在具有高硬度的同时又能确保不锈钢具有较高的韧性则较难实现。在实施例的各个试样中，S25宏观硬度最高，但其冲击韧性并没有显著下降，仍达到了8.6J，说明本发明通过优选的化学元素组成和热处理工艺参数，得到了既具有高硬度又有较高韧性的最优试样S25。

同时由于本发明的热处理工艺与传统高硬度不锈钢的淬火-回火处理工艺类似，其生产成本并没有显著提高，具有较高的工业价值。

虽然已经参考优选实施例对本发明进行了描述，但在不脱离本发明的范围的情况下，可以对其进行各种改进。尤其是，只要不存在冲突，各个实施例中所提到的各项技术特征均可以任意方式组合起来。本发明并不局限于文中公开的特定实施例，而是包括落入权利要求的范围内的所有技术方案。