CN113166895A - 生产高速钢合金的方法 - Google Patents

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Abstract

一种生产高速钢合金的方法，该高速钢合金以重量百分比(wt.％)计包含：C 1.00‑1.10、N 0.005‑0.025、Cr 3.80‑4.40、Mo 3.90‑4.50、W 0‑1.0、Co 0‑0.99、V 1.8‑2.2、Nb 0‑0.30、Mn 0.20‑0.40、Si 1.40‑1.55、Ni 0‑0.50、和Cu 0‑0.50，余量为Fe和正常存在的杂质，并且其中该方法包括以下步骤：提供合金的熔体；铸造该熔体，随后是该熔体的固化；将合金热成形为预定的主体；将固化的合金软退火；和在1100℃‑1200℃的范围内的硬化温度T使合金的所述主体硬化持续在t1‑t2的范围内的预定时间t，其中t1是足以使合金的碳化物形成元素溶解在由合金呈现的奥氏体结构中的时间。最大硬化时间t2低于根据用Snyder‑Graff方法测量的合金的中等奥氏体晶粒尺寸为使得Snyder‑Graff截距晶粒尺寸数(SG)是至少13的时间。

Description

生产高速钢合金的方法
发明技术领域
本发明涉及一种生产高速钢合金的方法，所述高速钢合金包含以重量百分比计(wt.％)的：
C 1.00-1.10、N 0.003-0.025、Cr 3.80-4.40、Mo 3.90-4.50、W 0-1.0、Co 0-0.99、V 1.8-2.2、Nb 0-0.30、Mn 0.20-0.40、Si 1.40-1.55、Ni 0-0.50、以及Cu 0-0.50，余量为Fe，并且其中正常存在的杂质的含量小于1.0wt.％，并且其中所述方法包括以下步骤：提供所述合金的熔体；铸造所述熔体，随后是熔体的固化；将合金热成形为预定的主体(predetermined body)；将固化的合金软退火；以及在1100℃-1200℃的范围内的硬化温度T使合金的所述主体硬化持续在t1-t2的范围内的预定时间t，其中t1是足以使合金的碳化物形成元素溶解在由合金呈现的奥氏体相(austenitic phase)中的时间；以及在所述硬化步骤之后，所述方法包括使所述铸造的合金构件回火的另外的步骤。
背景和现有技术
高速钢(HSS)是特别地在用于不同类型的机械加工诸如钻孔、研磨和锯切的工具中使用的钢，但是还可想到其他应用，诸如例如在用于热加工的工具，诸如用于铝型材(aluminium profile)的挤出的模具和用于热轧的辊中，在先进的机械元件和压辊，即用于冲压金属中的图案或轮廓的工具等等中应用。这样的钢的另一个应用是在冷加工工具中，例如螺纹滚压。低成本无涂层切削工具(non-coated cutting tool)主要是钻头是优选地可以由高速钢制成的产品。对于这样的材料将要求高韧度。
这样的高速钢的其他重要性能是高硬度和耐磨性或耐磨性(wear or abrasiveresistance)，以及在软退火后易于机械加工，以用于从这样的钢的工具坯料制造工具。经常需要的另外的性能是良好的可磨性(grindability)。
当今市场上最常见的高速钢是所谓的M2，其可能具有略微不同的组成，但主要具有以重量％计的以下组成：C 0.90、Cr 4.2、Mo 5.0、W 6.4和V 2.0。Cr被用于获得钢的适当的硬化能力，而合金元素Mo、W和V与碳一起使用，形成对于获得目标的硬度以及耐磨性和耐磨性(wear and abrasive resistance)所需的金属碳化物。
正在开发高速钢，该高速钢具有比在M2中使用的更低的昂贵合金元素含量，但仍具有与M2的机械性能相当的机械性能。通过本申请中建议的方法生产的高速钢是这样的钢。
在已知的低合金高速钢(low alloyed high speed steel)中使用不同的合金元素，诸如Mo、W、V和Nb，用于在钢中形成金属碳化物，以用于获得期望的高韧性和耗损抗性以及钢的高强度和高硬度。
在具有如上文和下文所定义的具有低含量的合金元素的高速钢的组成的铸造合金的硬化期间并且在如上文和下文所定义的硬化温度，在硬化温度的保持时间足够长，以保证在铸造之后的冷却期间以及在随后的软退火期间在合金中形成的碳化物溶解在合金的奥氏体相中。当合金在保持在硬化温度之后被足够快速地冷却以形成马氏体结构时，并且在合适的回火温度回火之后，将获得合金的所需硬度。
然而，具有上文和下文所定义的组成的高速钢当根据现有技术的教导被热处理时具有具有被抑制的冲击韧性的倾向。这样的现有技术可以由WO2009/082328 A1代表，该WO2009/082328 A1由本申请人提交并且公开了具有与本申请的钢类似的组成的钢。
因此，本发明的目的是提供一种如上文或下文所定义的用于生产高速钢合金的方法，该方法导致与如果其已经根据现有技术的教导被热处理的情况相比具有改善的冲击韧性的高速钢。
发明概述
本发明的目的通过最初定义的方法来实现，该方法的特征在于t2低于根据用Snyder-Graff方法测量的合金的中等奥氏体晶粒尺寸(medium austenite grain size)为使得Snyder-Graff截距晶粒尺寸数(Snyder-Graff intercept grain size number)(SG)是至少13的时间。该测量符合ASTM E112“用于确定平均晶粒尺寸的标准测试方法(Standard test methods for determining average grain size)”。
本发明人已经认识到，特别是当高速钢具有相对低的W含量并且特别是相对低的Mo含量时，获得合金中奥氏体晶粒的加快的生长速率。因此，Mo和W似乎对奥氏体晶粒具有抑制生长速率的作用。已经观察到在硬化时大的奥氏体晶粒尺寸导致硬化合金的降低的冲击韧性。通过控制处于硬化温度的时间，并且不让它太长，从而获得改善的冲击韧性。硬化优选地通过从所述温度T冷却所述主体来结束，使得获得至少部分马氏体结构。
根据一种实施方案，t2低于根据用Snyder-Graff方法测量的合金的中等奥氏体晶粒尺寸为使得Snyder-Graff截距晶粒尺寸数(SG)是至少14的时间。
根据一种实施方案，
Figure BDA0003034565120000031
分钟。
根据一种实施方案，
Figure BDA0003034565120000032
分钟或t2<25分钟，以最低者为准。
根据一种实施方案，1100℃<T<1180℃。根据另一种实施方案，1150℃<T<1200℃，并且根据又一种实施方案，1150℃<T<1180℃。
根据一种实施方案，
Figure BDA0003034565120000033
Mo和W是以重量百分比表示的钼和钨的含量。
根据可选择的实施方案，
Figure BDA0003034565120000034
根据一种实施方案，Co的含量小于0.50wt.％。
根据一种实施方案，W的含量小于0.50wt.％。
根据一种实施方案，Mo的含量是3.90wt.％-4.10wt.％。
根据一种实施方案，根据本发明的方法的另外的特征在于，在所述硬化步骤之后，该方法包括使所述铸造的合金构件回火的另外的步骤。
根据一种实施方案，所述回火在500℃-600℃的温度进行持续0.5小时-2小时，进行2次-4次。回火被控制，使得在由合金形成的主体中获得完全马氏体结构。
根据一种实施方案，硬化温度T在1140℃-1160℃的范围内，并且回火在535℃-545℃的范围内的温度进行3次。根据一种实施方案，每个回火序列的持续时间长度(处于回火温度的时间)是45分钟-75分钟，随后冷却至低于25℃。根据另一种实施方案，每个回火序列的持续时间长度(处于回火温度的时间)是55分钟-65分钟。硬化时间可以长于30分钟。
在以下实施方案的详细描述中将呈现另外的特征和优点。
附图简述
图1是示出了对于具有根据本发明的方法的组成的高速钢在硬化温度T上的三个不同的值，Snyder-Graff截距晶粒尺寸数(SG)相对于时间t的图，
图2是示出了对于具有根据本发明的方法的组成并在1180℃硬化的高速钢，如根据标准SEP1314测量的冲击韧性相对于以Snyder-Graff截距晶粒尺寸数(SG)表示的奥氏体晶粒尺寸的图，以及
图3是示出了对于在1150℃硬化的样品的硬度和冲击韧性相对于回火步骤数的图。
实施方案的详细描述
出于下文将公开的原因，高速钢包含以在此处和所附权利要求中指定的量的以下合金元素：
碳(C)将以1.00重量％-1.10重量％的含量存在，用于在典型的硬化温度诸如1180℃在奥氏体中产生约3原子％的碳，这有利于在硬化和回火条件下给予材料适合其目的的硬度。碳有助于形成足够量的主要沉淀的MC-碳化物，其可以是M6C和MC类型，如下文进一步公开的。这些碳化物对于获得期望的硬度以及磨损抗性和耗损抗性是重要的。
氮(N)可以部分地替代碳，并且具有与碳相同的功能，同时形成M-氮化物和碳氮化物。其不应当以高于0.025重量％的含量存在，因为这可能导致在熔体中已经产生大量氮化钒。
铬(Cr)应当以至少3.8重量％的含量存在于钢中，以便当溶解在钢的基体中时，有助于钢在硬化和回火之后获得足够的硬度和韧性。铬还可以通过被包含在主要沉淀的硬质相颗粒(主要是M6C-碳化物)中而有助于钢的耐磨性。铬不应当以高于4.40重量％的含量存在，因为这只会导致额外的合金元素成本，而不对钢的硬度有任何增加。
钼(Mo)被用于形成M6C-碳化物，有助于钢的硬度和耐磨性。含量应当是至少3.9重量％，用于获得对钢的耐磨性和硬度的足够贡献，但它是昂贵的并且不应当高于4.50重量％。
钨(W)形成M6C-碳化物，有助于钢的耐磨性。然而，钨不应当以高于1.0重量％的含量存在，优选地不高于0.5重量％，因为Mo/W的含量关系应当是高的，诸如至少高于3，用于使Si对钢的硬度有贡献并且部分地替代Mo。
钒(V)被用于形成MC-碳化物，有助于材料的耐磨性和硬度。MC-碳化物比M6C-碳化物更硬，使得具有一定尺寸的MC-碳化物比该尺寸的M6C-碳化物更好。然而，V的含量可以不高于2.2重量％，因为这将导致大量碳化物的形成，降低软退火之后加工材料的容易性，并降低材料的可磨性和韧性。V的过高的量还涉及在铸件中已经形成MC-碳化物的风险，使制造过程更加困难。
铌(Nb)可以在一定程度上部分地替代钒，并且在形成MC-碳化物及其性质方面具有与钒基本上相同的行为。然而，V可以是优选的，因为它导致比Nb更容易处理合金的废料。Nb的含量不应当高于0.3重量％。
硅(Si)应当以至少1.40重量％的含量存在，用于有助于钢的硬度和耐磨性。然而，对于Si替代Mo的能力而言，期望较高的含量，使得可以降低成本更高的Mo的含量，并且从而可以节约成本。Si的含量不应当超过1.55重量％，因为在软退火之后的硬度然后将太高，使得不能舒适地加工材料。Si的另一个作用是使铸件中可能存在的M2C不稳定，这有利于M6C-碳化物在铸件被热处理时将M2C转变为M6C和MC。Si是铁素体稳定剂。
锰(Mn)是奥氏体稳定剂。钢合金包含0.20重量％-0.40重量％的Mn。如果Mn的含量太低，Fe将形成FeS，该FeS在晶界处结束，从而使材料变脆。Mn与Si组合还改善了在钢的生产期间的脱氧，并且导致具有较少氧化物夹杂物的钢。
镍(Ni)是强奥氏体稳定剂。它可以存在于钢中，但是为了避免在硬化和回火之后残留奥氏体，Ni的量不应当高于0.5重量％，优选地不高于0.3重量％。如果在钢中存在铜，则Ni+Cu不应当高于0.7重量％，优选地不高于0.5重量％。
铜(Cu)可以以高达0.5重量％、优选地不超过0.3重量％的量存在于钢中。
实验结果
将具有以下最终组成的合金熔化、铸造并且允许凝固成锭。
Figure DA00030345651244689312
Figure DA00030345651244705656
在钢中还存在铝(Al)、钛(Ti)、铅(Pb)和锡(Sn)的杂质水平。这样的杂质的总含量低于0.1重量％。
具有直径为6mm-13mm的棒形状的测试样品通过以下工艺由锭形成：该工艺包括将锭锻造和轧制成具有6.5mm-13.5mm的直径的棒，将棒最终拉伸直至最终尺寸，以及最后将其切割。
在最终拉伸之前，棒或线(thread)然后在880℃在2小时的时间段期间被软退火，随后以约10℃/分钟的冷却速率受控冷却至700℃，并且此后从700℃自由冷却至室温。
然后样品在1100℃、1150℃和1180℃经历硬化步骤。对于每个硬化温度，样品在硬化温度保持持续不同的时间，在这种情况下为2分钟、20分钟和60分钟。
样品从相应的硬化温度以约7℃/秒的冷却速率冷却。作为其结果，获得部分奥氏体结构和部分马氏体结构。
然后使硬化的样品经历回火，所述回火包括：将样品加热至550℃的回火温度，使样品保持在所述温度持续1小时，并且重复该程序一次(总共两次)。
对于每个样品，通过Snyder-Graff方法来测量奥氏体晶粒尺寸，并且通过Snyder-Graff截距晶粒尺寸数(SG)表示奥氏体晶粒尺寸。较高的SG数指示较小的晶粒尺寸。测量根据ASTM E112“用于确定平均晶粒尺寸的标准测试方法”来进行。结果在图1中示出。如可以看出的，对于每个硬化温度，奥氏体晶粒尺寸随着在相应温度的保持时间的增加而几乎线性地增加(如由较低的SG数所示)。
然后，根据SEP1314测量在1180℃硬化的样品的冲击韧性，并且随后进行回火，并且由于在硬化温度不同的保持时间而示出不同的奥氏体晶粒尺寸。结果在图2中示出。如可以看出的，与具有约12的Snyder-Graff截距晶粒尺寸数的样品相比，对具有约14的Snyder-Graff截距晶粒尺寸数的样品识别出冲击韧性的显著改进。具有较低Snyder-Graff截距晶粒尺寸数即较大奥氏体晶粒尺寸的样品示出显著较低的冲击韧性。
已经使用来自具有不同于用于上述测试样品的合金的Mo和W含量的合金的样品，以便观察在M6C碳化物和MC碳化物的这些强形成物(former)的含量与作为时间和温度的函数的奥氏体晶粒生长之间是否存在相关性。因此，已经进行了与本文上述测试相对应的测试，并且示出存在这样的相关性。在给定硬化温度的最大时间与Mo和W的含量之间的相关性可以写为以下：
Figure BDA0003034565120000081
分钟。
图3示出了样品的测试结果，所述样品已经在1150℃硬化持续60分钟、淬火直至<50℃并且然后经历回火，该回火包括：将样品分别加热至520℃、540℃和560℃，将样品保持在所述温度持续60分钟，冷却直至<25℃，并且重复该程序不同次数。从图3中可以看出，对于具有540℃的回火温度并经历三个回火序列的样品，获得硬度和冲击韧性的有利组合。晶粒尺寸是13.8(Snyder-Graff截距晶粒尺寸数)。

Claims (13)

1.一种生产高速钢合金的方法，所述高速钢合金包含以重量百分比(wt.％)计的：
C 1.00-1.10
N 0.003-0.025
Cr 3.80-4.40
Mo 3.90-4.50
W 0-1.0
Co 0-0.99
V 1.8-2.2
Nb 0-0.3
Mn 0.20-0.40
Si 1.40-1.55
Ni 0-0.50
Cu 0-0.50
余量为Fe和正常存在的杂质，其中正常存在的杂质的含量小于1.0wt.％，
并且其中所述方法包括以下步骤：
-提供所述合金的熔体，
-铸造所述熔体，随后是所述熔体的固化，
-将所述合金热成形为预定的主体，
-将固化的合金软退火，
-在1100℃-1200℃的范围内的硬化温度T使所述合金的所述主体硬化持续在t1-t2的范围内的预定时间t，其中t1是足以使所述合金的碳化物形成元素溶解在由所述合金呈现的奥氏体结构中的时间，以及
-在所述硬化步骤之后，所述方法包括使所述铸造的合金构件回火的另外的步骤，并且
其中所述方法的特征在于t2低于根据用Snyder-Graff方法测量的所述合金的中等奥氏体晶粒尺寸为使得Snyder-Graff截距晶粒尺寸数(SG)是至少13的时间。
2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于t2低于根据用Snyder-Graff方法测量的所述合金的中等奥氏体晶粒尺寸为使得Snyder-Graff截距晶粒尺寸数(SG)是至少14的时间。
3.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，1150℃<T<1180℃。
4.根据权利要求1-3中任一项所述的方法，其特征在于
Figure FDA0003034565110000021
Figure FDA0003034565110000022
分钟。
5.根据权利要求1-3中任一项所述的方法，其特征在于
Figure FDA0003034565110000023
Figure FDA0003034565110000024
分钟或t2<25分钟，以最低者为准。
6.根据权利要求1-5中任一项所述的方法，其特征在于
Figure FDA0003034565110000025
Figure FDA0003034565110000027
7.根据权利要求1-5中任一项所述的方法，其特征在于
Figure FDA0003034565110000026
Figure FDA0003034565110000028
8.根据权利要求1-7中任一项所述的方法，其中Co的含量小于0.50wt.％。
9.根据权利要求1-8中任一项所述的方法，其中W的含量小于0.50wt.％。
10.根据权利要求1-9中任一项所述的方法，其中Mo的含量是3.90wt.％-4.10wt.％。
11.根据权利要求1-10中任一项所述的方法，其中正常存在的杂质的含量小于0.50wt.％。
12.根据权利要求1-11中任一项所述的方法，其特征在于所述回火在500℃-600℃的温度进行持续0.5小时-2小时，进行2次-4次。
13.根据权利要求1-2或6-12中任一项所述的方法，其特征在于所述硬化温度T在1140℃-1160℃的范围内，并且所述回火在535℃-545℃的范围内的温度进行3次。
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