CN100457952C

CN100457952C - 一种铸造高速钢刀具及其制备方法

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Publication number: CN100457952C
Application number: CNB2007100181276A
Authority: CN
Inventors: 蒋志强; 符寒光; 冯锡兰; 宗学文
Original assignee: Zhengzhou University of Aeronautics
Current assignee: Zhengzhou University of Aeronautics
Priority date: 2007-06-26
Filing date: 2007-06-26
Publication date: 2009-02-04
Anticipated expiration: 2027-06-26
Also published as: CN101078091A

Abstract

本发明公开了一种铸造高速钢刀具及其制备方法，制得该刀具的化学成分及其重量百分比为：C：0.6%～1.2%，Cr：3.8%～4.5%，W：5.0%～7.0%，Mo：5.0%～7.0%，V：1.5%～3.5%，K：0.002%～0.005%，Na：0.002%～0.010%，B：0.003%～0.010%，Ce：0.025%～0.050%，N：0.02%～0.06%，Ti：0.05%～0.15%，Si＜0.8%，Mn＜0.5%，P＜0.05%，S＜0.04%，余量为Fe，化学成分的总和为100%。其制备方法利用电炉生产，采用石墨型铸造成形。铸造高速钢刀具不需锻造或轧制，工艺简单，效率高，能耗低，生产成本比锻造M2高速钢刀具降低25%以上。刀具硬度高、强韧性好，使用寿命长，比M2高速钢刀具提高15.3%～24.8%，使用过程中无断裂、剥落现象出现，更换周期延长，加工效率高，具有良好的经济效益。

Description

一种铸造高速钢刀具及其制备方法

技术领域

本发明属于金属耐磨材料技术领域，涉及一种铸造高速钢制备方法，特别涉及一种铸造高速钢刀具及其制备方法。

背景技术

在刀具切削加工过程中，由于冷却、切削速度及进给量等切削条件不良，往往使刀具出现摩擦升温，刀具刃部工作在较高的温度环境下，从而使刀具刃部发生软化和刀具耐用度下降，因此具有良好的红硬性对于提高刀具的耐用度十分重要。高速钢是含有大量W、Mo、Cr、V等合金元素，具有二次硬化特性的耐磨、耐热工具钢，已在切削工具中广泛采用。

由于高速钢中含有大量的网状共晶碳化物，脆性大，传统的消除方法是通过高温反复轧制或锻造，将铸锭中的网状共晶碳化物打碎，因锻造比的限制，对大尺寸铸坯芯部的碳化物则无法打碎，在锻造后的组织中经常出现带状碳化物偏析。由于晶界网状共晶碳化物的存在，锻造时易产生开裂、过烧等废品。据统计，在锻造过程中将有5％以上的材料由于烧损或端部切断而损失，在随后的加工过程中，又有15％以上的材料变成切屑。从铸锭到刀具的整个生产过程中，材料的利用率仅为30％～60％。因此，改变铸造高速钢共晶碳化物的形态和分布，提高铸造高速钢的强韧性和耐磨性，推广应用铸造高速钢刀具，是切削工具生产和使用部门不断关注的课题。

中国发明专利CN1704495公开了一种使高钒高钴高速钢获得超塑性性能的方法，步骤如下：选择母合金料，采用喷射成形工艺，获得高钒高钴高速钢块体；再大压下量热轧，热轧温度950℃～1100℃，每道次压下量为50％～80％；控制冷却。本发明采用上述方法，获得均匀等轴细晶粒且致密化组织的高钒高钴高速钢，在1.0×10^-4s^-1～1.0×10^-2s^-1的应变速率下，780～1000℃内具有最高可达327％高温拉伸延伸率；超塑性变形温度相当宽，从780℃到1000℃甚至更高温度；且在相当高的应变速率(1.0×10^-1s^-1)下仍有100％以上的高温拉伸延伸率，使添加昂贵合金元素的高钒高钴高速钢得到超塑性，可以实现一次成形形状较复杂的刀具、模具。但这种方法存在工艺复杂和效率低等不足。中国发明专利CN1824821公开了一种新型高速钢及其热处理工艺。该发明高速钢按重量百分比计包括：0.85％～1.05％C，0.2％～0.4％Si，0.2％～0.4％Mn，9.0％～11.0％Cr，3.5％～4.5％W，0.6％～2.0％Mo，0.4％～2.0％V，0.1％～0.3％Ni，0.3％～5.0％Co，0.8～1.8％Nb，S≤0.015％，P≤0.02％，余量为Fe。该发明的新型高速钢具有足够的韧性和耐磨性，适合制作各种冷冲模、切削工具、刀具。该发明高速钢尽管韧性好，但铬含量过高，多余的铬参与回火时沉淀析出的碳化物的形成，这种含铬碳化物在较低温度时容易析出，降低了钢的热稳定性和高温耐磨性，不利于高速钢刀具寿命的明显提高。中国发明专利CN1718774还公开了一种高速钢刀具深冷处理方法。其特征是刀具经淬火后进行1次回火，回火后将刀具进行预冷，然后进行深冷处理，液氮温度为-185～-196℃，深冷处理的等温时间为：相变孕育期+工件截面尺寸系数×工件截面尺寸。深冷处理后将温度已回升到室温的刀具放入100℃的沸水中加热60分钟。形状复杂或大型刀具，可按上述方法进行2～3次深冷处理。高速钢经过淬火回火后，高速钢中残留奥氏体发生了热稳定化，在随后的-185～-196℃超低温深冷处理条件下仍处于热力学不稳定状态，将部分转变为马氏体。高速钢淬火和回火后进行深冷处理，虽然仍可改善钢的硬度和强度，但其有益作用效果不如淬火后立即进行深冷处理大。中国发明专利CN1786129还公开了一种高速钢刀具固体润滑软涂层及制备方法，所述煮涂法复合固体润滑剂的原料组份及重量百分比含量是：甘油和水：80％～90％，MoS₂：5％～10％，石墨：1％～5％，Al₂O₃：1％～5％；浸涂法复合固体润滑剂的原料组份及重量百分比含量是：环氧树脂、固化剂：15％～25％，稀释剂：50％～60％，MoS₂：10％～15％，石墨：3％～5％，Al₂O₃：3％～5％。软涂层的制备方法是，先采用煮涂法，将预处理好的刀具放入配制好的煮涂液中，对煮涂液进行水浴加热，在刀具表面吸附一层复合固体润滑剂，然后采用浸涂法，将刀具放入制备好的浸涂液里固化，制成刀具软涂层。该发明不但在切削时不使用切削液，实现了干切削，而且切削效果很好。该发明存在涂层薄，刀具使用寿命提高有限等不足。中国发明专利CN1904107还公开了一种提高M42高速钢综合性能的工艺方法，主要在配料方面将硅、钴分别控制在占配料成分总重量的0.5％～0.55％和7.9％～8.1％，同时使钢中氮含量为250～800ppm；并且在出钢前和出钢中分别加入一定量的复合脱氧剂和稀土元素。通过以上手段进行微合金化以及脱氧和孕育处理，能提高M42钢的纯净度，净化晶界，改善结晶组织，细化碳化物。按本工艺方法生产的M42高速钢其质量和使用性能明显提高。按该工艺制造出的高速钢加工而成的切削工具，使用寿命能显著提高。该发明仅加入复合脱氧剂和稀土元素，只能细化碳化物，而无法改变碳化物的网状分布特征，该发明高速钢仍需进行锻造或轧制加工，效率低，能耗高。

发明内容

本发明的目的是提供一种铸造高速钢刀具的化学组成成分及其制备方法。本发明是采用一种多元微合金高速钢制作刀具，并采用石墨型铸造成形。其主要特点是在高速钢中加入适量的K、Na、B、Ce、N和Ti，使其组织细化，特别是使共晶碳化物团球化，有利于高速钢力学性能的大幅度提高。另外，在高速钢凝固过程中加入交变磁场，对凝固熔体实现电磁搅拌，有利于减轻元素偏析，细化凝固组织，改善高速钢力学性能。此外，高速钢刀具淬火后，采用深冷处理，可以减少基体组织中的残留奥氏体数量，提高硬度和红硬性，使铸造高速钢刀具使用寿命明显提高。

为了实现上述任务，本发明通过以下技术措施得以实现：

一种铸造高速钢刀具，其特征在于，制得该刀具的化学成分及其重量百分比为：C：0.6％～1.2％，Cr：3.8％～4.5％，W：5.0％～7.0％，Mo：5.0％～7.0％，V：1.5％～3.5％，K：0.002％～0.005％，Na：0.002％～0.010％，B：0.003％～0.010％，Ce：0.025％～0.050％，N：0.02％～0.06％，Ti：0.05％～0.15％，Si＜0.8％，Mn＜0.5％，P＜0.05％，S＜0.04％，余量为Fe，化学成分的总和为100％。

上述高速钢刀具的制造工艺步骤是：

(1)将普通废钢、生铁、铬铁、钨铁、钼铁和钒铁混合加热熔化；

(2)炉前调整成分合格后将温度升至1600～1620℃，加入脱氧剂铝，而后出炉；

(3)将含钾、钠变质剂、硼铁、铈基稀土、含氮铬铁和钛铁破碎至粒度小于12mm的小块，经280℃以下烘干后，置于浇包底部，用包内冲入法对钢水进行复合变质处理；

(4)用石墨型浇铸高速钢刀具，浇铸温度为1450～1470℃；

(5)高速钢刀具凝固过程中加入交变磁场，其磁感应强度为0.025～0.035T；

(6)浇铸30～80分钟后开箱空冷刀具；

(7)高速钢刀具在920～950℃进行软化退火处理；

(8)高速钢刀具经粗加工后进行高温淬火处理，淬火加热温度为1200～1260℃，保温40～80分钟，随后油冷，当刀具温度低于40℃，在液氮温度为-180～-196℃深冷处理，随后在540～570℃进行两次回火，回火保温时间为120～300分钟，最后精加工至规定尺寸。

本发明铸造高速钢刀具与现有技术相比具有以下优点：

(1)应用本发明生产高速钢刀具，工艺简单、生产周期短、效率高、刀具成本低。

(2)应用本发明生产高速钢刀具，减少了锻造或轧制等工序，节省能源，此外还减少了合金的氧化烧损。

(3)应用本发明生产的高速钢刀具，硬度高，达到65～67HRC，红硬性好，600℃的红硬性超过60HRC，抗弯强度超过3500MPa，冲击韧性超过45J/cm²，断裂韧性超过40MPa.m^1/2。

(4)本发明高速钢刀具，用于制造车刀和铣刀，使用寿命比锻造W6Mo5Cr4V2(M2)高速钢刀具提高15.3％～24.8％。

具体实施方式

下面结合实施例对本发明作进一步详述：

高速钢刀具的性能是由金相组织决定的，而一定的组织取决于化学成分及热处理工艺，本发明化学成分是这样确定的：

C：C是影响高速钢硬度和韧性的主要元素，其含量高时，组织中碳化物数量多，基体硬度高，耐磨性好，但含量过高，脆性碳化物数量增多，促使韧性下降，因此C含量以0.6～1.2％为宜。

Cr：Cr加入高速钢中，主要是为了改善淬透性，加入量过多，基体易转变成低硬度的铁素体，耐磨性急剧下降，因此Cr含量以3.8～4.5％为宜。

W和Mo：W、Mo加入高速钢中，主要是为了提高红硬性，延长刀具使用寿命，加入量过多，W、Mo在高速钢中易出现偏析，同时W、Mo促进形成羽毛状或鱼骨状M6C型碳化物，增大高速钢脆性，将其含量分别控制在5.0～7.0％。

V：V可以增加高速钢中高硬度MC型碳化物的数量，有利于提高高速钢刀具耐磨性，加入量过多，刀具的磨削性能下降，因此将其含量控制在1.5～3.5％。

K、Na和B：微量元素K、Na和B对钢液有明显净化作用，具有强烈脱氧、脱硫效果，增大材料的局部结晶过冷度，会使形核率增加，因此，K、Na和B使初晶奥氏体晶核增多，初晶奥氏体细化，初晶奥氏体的细化导致共晶反应时残留钢液相互被隔开的趋势增强，进而导致共晶组织的细化。此外，K、Na在共晶结晶时选择性地吸附在共晶碳化物择优生长方向的表面上，形成吸附薄膜，阻碍钢液中的W、Mo、Cr等原子长入共晶碳化物晶体，降低了共晶碳化物[010]择优方向的长大速度，导致[010]方向长大减慢，而[001]、[100]方向长大速度增大，导致共晶碳化物由层片状变成短杆状、球状。

Ce：Ce加入钢中具有脱硫、除气的作用，同时Ce与液态金属反应生成的细小粒子，具有加速凝固的形核作用，表面活性Ce元素在流动的晶体表面形成吸附原子薄膜，降低流动离子的速度，Ce元素的这些特性能细化高速钢的晶粒，限制树枝晶偏析，提高机械性能和耐磨性。Ce加入量过多，使Ce夹杂物增多，反而降低钢的性能，因此Ce含量控制在0.025～0.050％。

Ti和N：在高速钢凝固过程中，Ti和N、C形成高熔点氮化物、碳化物和氮碳化合物，这些高熔点质点可以作为奥氏体和MC碳化物的异质核心，细化奥氏体枝晶，促进孤立块状MC型碳化物大量形成，使共晶碳化物的形态和分布得到改善。此外，MC的增加又将促进层片状M₂C的形成，抑制鱼骨状M₆C的形成，有利于促进高速钢的机械性能，特别是冲击韧性大幅度提高，防止高速钢刀具使用中出现断裂和剥落事故。

高速钢刀具的性能还与铸造和热处理工艺有直接关系，其制订依据是：

刀具的生产通常采用普通砂型铸造和熔模精密铸造，也可采用陶瓷型、金属型铸造。铸型的冷却速度对于高速钢的凝固组织有较大影响，冷却速度越快，枝晶组织越细，所形成的晶界网状共晶碳化物也越细小，随后热处理时碳化物易于断裂，有利于改善高速钢刀具的强韧性。基于此，本发明选用冷却速度快，易于加工的石墨铸型铸造高速钢刀具。

在高速钢熔体中，先结晶的固体含溶质较少，靠近界面的液体内溶质富积，在结晶过程中，当液固相界面处于平衡态时，液相中靠近界面处将形成一个扩散边界层，扩散边界层以外的液相因有对流作用得以保持均匀的成分，而在边界层内则只靠扩散进行传质。液固相界面前沿保持的浓度梯度使得扩散边界层液相线温度不同。溶质含量高的地方，其液相线温度低，而溶质含量低的地方，其液相线温度高。熔体中实际的温度是从液固相界面开始逐渐升高，因此出现了成分过冷。由于成分过冷的存在，在固相表面的偶然凸起部分伸向过冷液体生长，随着伸入过冷区距离的增加，凸起部分生长速度加快，同时，在其侧面产生分枝，因此形成了树枝状枝晶。本发明在结晶开始时，加入交变磁场，对凝固熔体实现电磁搅拌，促进了晶核的产生，此时晶核是以枝晶生长方式生长，但是由于搅拌的作用，造成晶粒之间互相摩擦、剪切以及液体对晶粒剧烈冲刷，枝晶臂被打断，形成了更多的细小晶粒，因此组织将明显细化，元素偏析也明显减轻。当交变磁场的磁感应强度为0.025～0.035T时，才能取得最佳的细化效果，随着磁感应强度的继续增加，感生电流也成比例地增加，这会使熔体内产生大量的热效应，从而使过冷度减小，形核率下降，反而导致组织粗化。

高速钢刀具经高温淬火后，组织中残留奥氏体含量很高，超过20％，且稳定性好，经540～570℃三次回火，残留奥氏体含量才能少于5％，残留奥氏体是一种不稳定的较软的组织，钢中过多残留奥氏体的存在会降低钢的室温硬度和强度，残留奥氏体的强度、硬度远低于马氏体，是一种软的组织相，在刀具使用过程中残留奥氏体将先行磨损。此外，高速钢中较多的残留奥氏体在刀具使用过程中由于应力和摩擦温升的作用而发生组织转变，产生附加组织应力、引起尺寸变化。因此，过多残留奥氏体的存在将对高速钢的性能产生不良影响。高速钢刀具淬火后立即进行深冷处理，残留奥氏体将转变为马氏体。深冷处理温度越低，残留奥氏体转变量越大。另外，淬火马氏体处于高度的过饱和状态，过饱和马氏体在热力学上是不稳定的，在深冷处到过程中过饱和马氏体将发生分解，组织中有超微细碳化物析出，超微细碳化物的析出主要发生在从-180～-196℃到室温的温度回升过程中，深冷处理过程中马氏体分解及超微细碳化物析出的驱动力不仅与深冷处理温度有关，马氏体过饱和度对其也有很大影响，深冷处理温度越低，铁原子晶格常数缩小越大，马氏体分解和超微细碳化物析出驱动力也就越大，导致高速钢硬度提高，耐磨性明显改善。深冷处理过程中残留奥氏体转变对高速钢韧性可能带来的不利影响通过马氏体的分解和超微细碳化物的析出得到了弥补，对高速钢刀具在液氮温度为-180～-196℃深冷处理，可使高速钢兼有强化和韧化作用。因此本发明高速钢刀具经粗加工和高温淬火后，在-180℃～-196℃进行深冷处理，有利于提高其硬度和强韧性，改善耐磨性，延长刀具的使用寿命。

实施例1：

本实施例制备的高速钢刀具用300公斤容量的中频感应电炉熔炼，其制造工艺步骤是：

(2)炉前调整成分合格后将温度升至1612℃，加入脱氧剂铝，而后出炉；

(4)用石墨型浇铸高速钢刀具，浇铸温度为1463℃；

(5)高速钢刀具凝固过程中通入交变磁场，其磁感应强度为0.031T；

(6)浇铸50分钟后开箱空冷刀具；

(7)高速钢刀具在940℃进行软化退火处理；

(8)高速钢刀具经粗加工后进行高温淬火处理，淬火加热温度为1240℃，保温60分钟，随后油冷，当刀具温度低于40℃，在液氮温度为-190℃进行深冷处理，随后在560℃进行两次回火，回火保温时间为180分钟，最后精加工至规定尺寸。

高速钢刀具的化学成分见表1，机械性能见表2。

表1 高速钢刀具的化学成分(wt.％)

元素	C	Cr	W	Mo	V	K	Na	B
元素	C	Cr	W	Mo	V	K	Na	B	含量	0.74	4.09	6.28	6.01	1.94	0.004	0.007	0.005
元素	Ce	N	Ti	Si	Mn	P	S	Fe	含量	0.74	4.09	6.28	6.01	1.94	0.004	0.007	0.005
元素	Ce	N	Ti	Si	Mn	P	S	Fe	含量	0.037	0.041	0.107	0.51	0.32	0.035	0.014	余量

表2 高速钢刀具机械性能

硬度HRC	600℃红硬性HRC	抗弯强度MPa	冲击韧性J/cm<sup>2</sup>	断裂韧性MPa.m<sup>1/2</sup>
硬度HRC	600℃红硬性HRC	抗弯强度MPa	冲击韧性J/cm<sup>2</sup>	断裂韧性MPa.m<sup>1/2</sup>	66.2	61.3	3577.5	48.1	43.8

实施例2：

本实施例制备的高速钢刀具采用500公斤容量的中频感应电炉熔炼，其制造工艺步骤是：

(2)炉前调整成分合格后将温度升至1609℃，加入脱氧剂铝，而后出炉；

(4)用石墨型浇铸高速钢刀具，浇铸温度为1455℃；

(5)高速钢刀具凝固过程中通入交变磁场，其磁感应强度为0.027T；

(6)浇铸65分钟后开箱空冷刀具；

(7)高速钢刀具在935℃进行软化退火处理；

(8)高速钢刀具经粗加工后进行高温淬火处理，淬火加热温度为1250℃，保温65分钟，随后油冷，当刀具温度低于40℃，在液氮温度为-194℃深冷处理，随后在550℃进行两次回火，回火保温时间为200分钟，最后精加工至规定尺寸。

高速钢刀具的化学成分见表3，机械性能见表4。

表3 高速钢刀具的化学成分(wt.％)

元素	C	Cr	W	Mo	V	K	Na	B
元素	C	Cr	W	Mo	V	K	Na	B	含量	1.03	4.26	5.71	6.44	2.80	0.004	0.009	0.004
元素	Ce	N	Ti	Si	Mn	P	S	Fe	含量	1.03	4.26	5.71	6.44	2.80	0.004	0.009	0.004
元素	Ce	N	Ti	Si	Mn	P	S	Fe	含量	0.046	0.055	0.136	0.59	0.36	0.038	0.015	余量

表4 高速钢刀具机械性能

硬度HRC	600℃红硬性HRC	抗弯强度MPa	冲击韧性J/cm<sup>2</sup>	断裂韧性MPa.m1/2
硬度HRC	600℃红硬性HRC	抗弯强度MPa	冲击韧性J/cm<sup>2</sup>	断裂韧性MPa.m1/2	66.7	61.6	3590.2	46.6	42.0

取本发明实施例的高速钢刀具用于车削钢轴和铣齿轮，效果如下：将本发明高速钢刀具用于制造车刀和铣刀，分别车削钢轴和铣齿轮，使用寿命比锻造W6Mo5Cr4V2(M2)高速钢刀具提高15.3％～24.8％。

使用本发明高速钢刀具，刀具耐磨性好、使用寿命长，刀具使用过程中无断裂、剥落现象出现，刀具更换周期延长，加工工件的效率高，而且刀具生产成本较低，比锻造W6Mo5Cr4V2(M2)高速钢刀具降低25％以上，因此使用本发明高速钢刀具具有良好的经济效益。

Claims

1.一种铸造高速钢刀具，其特征在于，制得该刀具的化学成分及其重量百分比为：C：0.6％～1.2％，Cr：3.8％～4.5％，W：5.0％～7.0％，Mo：5.0％～7.0％，V：1.5％～3.5％，K：0.002％～0.005％，Na：0.002％～0.010％，B：0.003％～0.010％，Ce：0.025％～0.050％，N：0.02％～0.06％，Ti：0.05％～0.15％，Si＜0.8％，Mn＜0.5％，P＜0.05％，S＜0.04％，余量为Fe，化学成分的总和为100％。

2.权利要求1所述的铸造高速钢刀具的制备方法，用电炉生产，其特征在于，其工艺步骤是：

(2)炉前调整成分合格后将温度升至1600℃～1620℃，加入脱氧剂铝，而后出炉；

(4)用石墨铸型浇铸高速钢刀具，浇铸温度为1450℃～1470℃；

(5)高速钢刀具凝固过程中通入交变磁场；交变磁场的磁感应强度为0.025T～0.035T；

(6)浇铸30～80分钟后开箱空冷刀具；

(7)高速钢刀具在920～950℃进行软化退火处理；

(8)高速钢刀具经粗加工后进行高温淬火处理，淬火加热温度为1200℃～1260℃，保温40～80分钟，随后油冷，当刀具温度低于40℃，在液氮温度为-180～-196℃深冷处理，随后在540～570℃进行两次回火，回火保温时间为120～300分钟，最后精加工至规定尺寸。