CN109763077B - 高硬度高耐磨性高速钢及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供了一种高硬度高耐磨性高速钢，其采用喷射成形工艺制备，且化学组分按质量百分比计包括：C：1.2‑1.5％，W：8‑10％，Mo：3‑4％，Cr：3.5‑4.5％，V：3.5‑4.5％，Co：10‑11％，余量为铁和不可避免的杂质；所述高硬度高耐磨性高速钢的碳化物组成为MC碳化物和M₆C碳化物，其中MC碳化物的类型为VC。本发明也提供了该高速钢的制备方法。本发明所述的高硬度高耐磨性高速钢有着较高的硬度和耐磨性，能够扩大其应用范围。

Description

高硬度高耐磨性高速钢及其制备方法

技术领域

本发明涉及钢材制备技术领域，特别涉及一种高硬度高耐磨性高速钢。本发明还涉及该高硬度高耐磨性高速钢的制备方法。

背景技术

高速钢是高速工具钢的简称，是一种成分复杂的化合物，高速钢除含有高的碳量外，还有大量的W、Cr、V、Mo等合金成分；合金和碳元素形成了大量的碳化物，使高速钢具有高硬度、高红硬性、高耐磨性和足够的韧性，极大地提高了其切削速度，带来了机床工具行业的革命。

随着被加工材料的不断变化及生产加工的需要，人们不断改变高速钢的成分，先后出现了高钼高速钢M1、钨钼高速钢M2、高碳高钒高速钢、加硫易切削高速钢、超硬高速钢M40系列。高速钢常用于钻头、丝锥、锯条以及滚刀、插齿刀、拉刀等精密工具，尤其适用于制造金属切削刀具。

因此，高碳高钒耐磨钢对耐磨性的要求较高。目前，高碳高钒高速钢加大了碳元素的含量，形成VC，使高速钢得到高的硬度和耐磨性。专利 CN104878304B公开了一种喷射成形耐磨耐腐蚀工具钢，这种工具钢虽然相较于其它高速钢在耐磨性能和耐腐蚀性能方面都显著提高，但其耐磨性能和硬度还有待提高，因此其在应用方面受到了一定程度的限制。

发明内容

有鉴于此，本发明旨在提出一种高硬度高耐磨性高速钢，以使得钢材具有较高的硬度与耐磨性，以能够扩大其应用。

为达到上述目的，本发明的技术方案是这样实现的：

一种高硬度高耐磨性高速钢，采用喷射成形工艺制备，其化学组分按质量百分比计包括：C：1.2-1.5％，W：8-10％，Mo：3-4％，Cr：3.5-4.5％，V：3.5-4.5％， Co：10-11％，余量为铁和不可避免的杂质；所述高硬度高耐磨性高速钢的碳化物组成为MC碳化物和M₆C碳化物，其中MC碳化物的类型为VC。

本发明通过采用喷射成型工艺，可促进合金元素在喷射成形工艺下参与碳化物的形核与细化，从而能够提高高速钢的硬度及耐磨性。

C元素的作用：C元素是碳化物的组成元素之一，部分C元素部分固溶于基体，可提高基体强度，本发明中C元素含量在1.2-1.5％可满足碳饱和度。

V元素的作用：V元素为强碳化物形成元素，在钢中与C元素结合形成高硬度、高强度的MC碳化物，是钢耐磨性的决定性组织因素，可以提高钢的耐磨性。喷射工艺快速凝固的特点，可以制备超高含量C、V和N的钢，获得超高耐磨性，V元素的含量在3.5％-4.5％之间可充分利用喷射工艺快速凝固的特点，提高耐磨性，同时喷射工艺可以保证得到的MC碳化物尺寸较小，也可获得良好的可磨削性，使后期的磨削加工更加容易。

W元素的作用：普通高速钢中，W元素与C元素、Fe元素结合，可利于形成一定数量的难以溶解的一次碳化物，即M₆C碳化物。而W的含量在 8％-10％，以控制在10％以下，能够避免高W含量对铸态组织的不良影响。而且，普通钢材中常呈粗大网状分布于晶界，从而使钢材的力学性能受到不良影响，本发明中结合于喷射成形工艺，能够使钢材中不会大量出现上述粗大网状碳化物，从而可有助于提高钢材的力学性能。

Mo元素的作用：Mo元素与W元素的主要作用相当，为形成足够数量的二次碳化物。

Cr元素的作用：Cr元素能够促进碳化物的析出，本发明中Cr元素的含量在 3.5-4.5％，其与8-10％的W以及3.5-4.5％的V相配合，可降低二次碳化物的稳定性并促使其大量析出，且在回火时可出现最高二次硬化状态的脱溶物，同时也能够提高高速钢的淬透性。

Co元素的作用：10-11％的高Co元素含量，可通过Co减少淬火态残余奥氏体，以及促进回火时的脱溶反应，而能够显著提高二次硬度，同时其也可大大提高红硬性，而使得高速钢材料能够适用于恶劣的切削环境。

进一步的，所述高硬度高耐磨性高速钢的化学组分按质量百分比计包括： C：1.2-1.5％，W：9.0-9.7％，Mo：3.4-3.6％，Cr：3.5-3.8％，V：3.7-4.1％， Co：10.2-10.6％，余量为铁和不可避免的杂质。

进一步的，所述MC碳化物的体积分数为12～15％。

进一步的，至少12％体积分数的所述MC碳化物尺寸≤10μm，MC碳化物最大尺寸不超过15μm。

进一步的，所述M₆C碳化物的类型为(Mo、W)₆(C、N)。

进一步的，至少16％体积分数的所述M₆C碳化物尺寸≤20μm，M₆C碳化物最大尺寸不超过25μm。

进一步的，[W]当量W+2Mo＝14-18。

使得[W]当量W+2Mo＝14-18，能够保证二次硬化、红硬性和耐磨性，同时也可避免高Mo含量导致的脱碳倾向，以使的钢淬火时不易过热，又能够提高回火韧性。

本发明同时也提出了上述高硬度高耐磨性高速钢的制备方法，该制备方法包括如下的步骤：

步骤一、制备钢水：将原料中频冶炼为钢水，去除夹杂物，并炉外精炼；

步骤二、喷射成形：通过喷射工艺制备300-600mm直径的钢锭，喷射过程中过热度为150-200℃；

步骤三、钢锭退火：缓慢加热到760℃，保温4-8小时后冷却至室温；

步骤四、钢锭加热：入炉温度小于等于300℃，加热至300℃保温5小时，再于不低于5小时时间内加热至650℃并保温5小时，再于不低于5小时时间内加热至900℃保温5小时，再于不低于5小时时间内加热至1130-1180℃并保温10小时；

步骤五、快锻开坯：开锻温度1050℃，终锻温度900℃，单次压下量 10-20mm；

步骤六、坯料退火：900-920℃连续退火。

进一步的，步骤五中采用上平下V锤砧，初始锻打压下量为10mm、并小于后续锻打压下量，且整个钢锭圆周面均应压到。

进一步的，还包括：

步骤七、淬火：加热至1240℃，并保温0.5-1小时，然后以10℃/s的速度冷却至200℃；

步骤八、回火：加热至500-600℃，并保温2-4小时，然后冷却至室温。

本发明的制备方法中，钢锭加热中的逐次升温、保温可防止钢锭在升温的过程中产生开裂。而设计初始压下量为10mm则能够防止钢锭在锻造的过程中产生开裂。

相对于现有技术，采用本发明的技术方案，可获得具备优异的耐磨性能、硬度的高速钢，从而可扩大其用途。

附图说明

构成本发明的一部分的附图用来提供对本发明的进一步理解，本发明的示意性实施例及其说明用于解释本发明，并不构成对本发明的不当限定。在附图中：

图1为本发明实施例所述的步骤四钢锭加热的温度-时间图。

具体实施方式

需要说明的是，在不冲突的情况下，本发明中的实施例及实施例中的特征可以相互组合。

本发明涉及一种采用喷射成型工艺制备的高硬度高耐磨性高速钢。

实施例1

其多个具体制备实例如下所述。

其中，各制备实例中高速钢的化学组分如表1.1中所示：

表1.1各制备实例中高速钢的化学组分

且，采用如下的制备方法：

步骤一、制备钢水：将原料中频冶炼为钢水，去除夹杂物，并炉外精炼；

步骤二、喷射成形：通过喷射工艺制备300-600mm，例如500mm直径的钢锭，喷射过程中过热度为200℃；

步骤三、钢锭退火：缓慢加热到760℃，保温4小时后冷却至室温；

步骤四、钢锭加热：参见如下表1.2的加热温度及时间，并结合于图1所示，钢锭加热时入炉温度小于等于300℃，且加热中，加热至300℃保温5小时，再于不低于5小时时间内加热至650℃并保温5小时，再于不低于5小时时间内加热至900℃保温5小时，再于不低于5小时时间内加热至1150℃并保温10 小时；

步骤五、快锻开坯：开锻温度1050℃，终锻温度900℃，采用上平下V锤砧，初始锻打压下量为10mm、并小于后续锻打压下量，且整个钢锭圆周面均应压到；

步骤六、坯料退火：900-920℃连续退火。

步骤七、淬火：加热至1240℃，并保温1小时，然后以10℃/s的速度冷却至200℃；

步骤八、回火：加热至560℃，并保温2小时，然后冷却至室温得到钢材。

表1.2加热温度及时间

实施例2

本实施例涉及对实施例1获得的高速钢的碳化物含量及粒度、热处理硬度及耐磨性能的验证，其中碳化物含量及粒度基于扫描电镜获取组织图像进行分析，热处理硬度、耐磨性能分别参考GB/T 230.1、GB/T 12444-2006进行测试。

将实施例1.1、1.2的高速钢与购买的高钴含量的高速钢(合金A)和采用粉末冶金工艺制备的高速钢(合金B)进行对比分析，其成分组成如下表2.1 所示，碳化物含量及粒度对比如表2.2所示。

	C	V	W	Mo	Cr	Co	N/ppm	O/ppm
									实施例1.1	1.2	3.5	9.0	3.0	3.5	10.2	125	35
实施例1.2	1.3	3.7	8.0	3.4	3.7	10.6	131	21
									合金A	1.4	5.6	11.2	3.2	3.7	8.5	225	41
合金B	1.4	3.7	9.3	3.1	3.8	10.7	171	37

表2.1实施例1.1、1.2与合金A、B的成分组成对比

表2.2实施例1.1、1.2与合金A、B的碳化物含量及粒度对比

对本发明的高速钢的碳化物进行分析，其碳化物组成为MC碳化物和M₆C 碳化物，其中MC碳化物的类型为VC，主要成分为V、C及少量Fe、Cr等合金元素。

本发明高速钢最大MC碳化物尺寸不超过15μm，MC碳化物的体积分数为 14％，M₆C碳化物的体积分数为17％，最大M₆C碳化物尺寸不超过20μm。对比合金A、B中的碳化物粒度，本发明的高速钢析出的MC碳化物粒度接近粉末冶金工艺制备的合金B的水平。碳化物粒度分布整体细小于合金A，也使得实施例1的高速钢具备强韧性。

如下的表2.3为实施例1.1、1.2与合金A、B的热处理硬度、耐磨性的对比。

表2.3热处理硬度、耐磨性对比表

由表2.3可知，经过合适的热处理，本发明的高速钢硬度达到67HRC，能够满足其应用领域的需求。而对比其耐磨性能，结果表明本发明的高速钢的耐磨性能最佳。

综上所述，本发明的高速钢具备优异的硬度和耐磨性能，可具有广泛的用途。

以上所述仅为本发明的较佳实施例而已，并不用以限制本发明，凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。

Claims (5)

1.一种高硬度高耐磨性高速钢的制备方法，其特征在于：所述高硬度高耐磨性高速钢的化学组分按质量百分比计包括：C：1.2-1.5％，W：9.0-9.7％，Mo：3.4-3.6％，Cr：3.5-3.8％，V：3.7-4.1％，Co：10.2-10.6％，余量为铁和不可避免的杂质；所述高硬度高耐磨性高速钢的碳化物组成为MC碳化物和M₆C碳化物，其中MC碳化物的类型为VC，所述M6C碳化物的类型为(Mo、W)6(C、N)；且所述的制备方法包括如下的步骤：

步骤一、制备钢水：将原料中频冶炼为钢水，去除夹杂物，并炉外精炼；

步骤二、喷射成形：通过喷射工艺制备300-600mm直径的钢锭，喷射过程中过热度为150-200℃；

步骤三、钢锭退火：缓慢加热到760℃，保温4-8小时后冷却至室温；

步骤四、钢锭加热：入炉温度小于等于300℃，加热至300℃保温5小时，再于不低于5小时时间内加热至650℃并保温5小时，再于不低于5小时时间内加热至900℃保温5小时，再于不低于5小时时间内加热至1130-1180℃并保温10小时；

步骤五、快锻开坯：开锻温度1050℃，终锻温度900℃，单次压下量10-20mm，且采用上平下V锤砧，初始锻打压下量为10mm、并小于后续锻打压下量，且整个钢锭圆周面均应压到；

步骤六、坯料退火：900-920℃连续退火；

步骤七、淬火：加热至1240℃，并保温0.5-1小时，然后以10℃/s的速度冷却至200℃；

步骤八、回火：加热至500-600℃，并保温2-4小时，然后冷却至室温。

2.根据权利要求1所述的高硬度高耐磨性高速钢的制备方法，其特征在于：所述MC碳化物的体积分数为12～15％。

3.根据权利要求1所述的高硬度高耐磨性高速钢的制备方法，其特征在于：至少12％体积分数的所述MC碳化物尺寸≤10μm，MC碳化物最大尺寸不超过15μm。

4.根据权利要求1所述的高硬度高耐磨性高速钢的制备方法，其特征在于：至少16％体积分数的所述M6C碳化物尺寸≤15μm，M6C碳化物最大尺寸不超过20μm。

5.根据权利要求1所述的高硬度高耐磨性高速钢的制备方法，其特征在于：[W]当量W+2Mo＝14-18。

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