CN114318134A - 耐磨高速钢 - Google Patents

Abstract

本发明提供了一种耐磨高速钢，采用快速凝固工艺制备，且其化学组分按质量百分比计包括：C：0.8％‑3.2％，Si：0.3％‑1.0％，Mn：0.2％‑1.0％，Cr：3％‑6％，W：2％‑8％，Mo：3％‑6％，(V+Ti)：2％‑12％，且V：≤9％，Ti：0.5％‑6％，余量为Fe和杂质。本发明所述的耐磨高速钢，其第二相尺寸细小，分布均匀，具备优异的综合力学性能，尤其是组织中高硬度第二相的存在，可使该钢种具有极佳的耐磨性能。

Description

耐磨高速钢

技术领域

本发明涉及高速钢材料技术领域，特别涉及一种耐磨高速钢。

背景技术

高速钢作为一种特种高合金含量材料，广泛应用于刀具、模具等制造业领域。就其应用工况而言，为了提高使用寿命，对高速钢的耐磨性能也提出了越来越高的要求。

现有的技术方案，主要以促进高速钢中形成大量碳化物来提高耐磨性能，例如M6C、M23C6、M7C3以及MC等，其中MC碳化物主要包括富V类或富Nb类。MC碳化物硬度相比其它类型碳化物硬度要高，能够更好地起到防止高速钢应用过程表面磨损的发生，所以MC碳化物在高速钢中被普遍使用。如商用牌号M2高速钢V合金质量分数2％，牌号M4高速钢V合金质量分数4％。高V高速钢的生产有一点需要注意，由于V与C具有很强的化学结合能力，所以在高速钢的凝固早期就开始形成并长大，容易导致碳化物粗大，从而影响高速钢需要的其它必要性能，如韧性、可加工性等。

基于此，粉末冶金高速钢合金中V含量可以设计到非常高的水平，如一种公开的商业牌号A11其V含量达到9.75％。随着V合金元素在高速钢中使用量的提高带来成本的提升也是显而易见的，如何一方面提升合金的耐磨性能，同时提升合金的性价比是需要考虑的问题。

发明内容

有鉴于此，本发明旨在提出一种耐磨高速钢，以使其具有优异的耐磨性能。

为达到上述目的，本发明的技术方案是这样实现的：

一种耐磨高速钢，所述耐磨高速钢采用快速凝固工艺制备，且其化学组分按质量百分比计包括：C：0.8％-3.2％，Si：0.3％-1.0％，Mn：0.2％-1.0％，Cr：3％-6％，W：2％-8％，Mo：3％-6％，(V+Ti)：2％-12％，且V：≤9％，Ti：0.5％-6％，余量为Fe和杂质；

进一步的，其化学组分按质量百分比计包括：C：0.8％-2.6％，Si：0.3％-1.0％，Mn：0.2％-0.8％，Cr：3％-6％，W：2％-8％，Mo：3％-6％，(V+Ti)：2％-10％，且V：≤9％，Ti：0.5％-3％。

进一步的，所述杂质包括O，且O：≤0.03％。

进一步的，所述杂质包括S，且S：≤0.3％。

进一步的，所述杂质包括P，且P：≤0.05％。

进一步的，所述快速凝固工艺包括粉末冶金工艺或喷射成形工艺。

进一步的，所述耐磨高速钢中富Ti型MX碳化物的体积分数为1-15％。

进一步的，富Ti型MX碳化物颗粒尺寸≤7μm。

进一步的，至少80％的富Ti型MX碳化物颗粒尺寸≤3μm。

本发明中，特定的化学成分及配比是实现其耐磨性能的必要条件，各化学组分作用及原理简述如下：

C元素一部分固溶于基体，有利于热处理后一定硬度的获得，另外C元素参与各类碳化物的形成，对于本实施例的耐磨高速钢，其耐磨性能的获得关键在于形成超高硬度富Ti类型MX碳化物，其中，M代表以Ti为主的元素，X代表以C为主的元素，也可与N一同形成C、N混合型MX碳化物。

在此需要说明的是，对于本发明的耐磨高速钢，N不是一种必须元素，但出于成本考虑，在气雾化制粉环节，以氮气为雾化介质时，N的含量会增加到一定数值，在一定含量范围内，N能够发挥有益作用，主要是与C一起参与碳化物形成，此时需要对C的含量进行重新核定以维持合适的碳平衡系数。过高N的存在对于本发明的高速钢被认为是不利的，主要的原因在于：过量N的增加，会导致雾化过程存在钢液堵塞漏眼的风险。出于获得最佳综合力学性能角度考虑，C的合适的含量范围设定为0.8％-3.2％，优选范围为0.8％-2.6％，在上述范围内能够获得最大耐磨性能以及强韧性的配合。

Si作为一种脱氧剂和基体强化元素来使用，但过高的Si导致基体脆性增加，因此本发明中，Si的合适的含量范围为0.3％-1.0％。

Mn作为脱氧剂加入，可以弱化S的有害作用，适当Mn还可增加淬透性，但过高Mn增加脆性风险，因此本发明中，Mn的合适的含量范围为0.2％-1.0％，优选范围为0.2％-0.8％。

Cr在本发明中主要用来提高基体淬透性，Cr的合适的含量范围为3％-6％。

W和Mo主要用来提高淬透性，以及促使热处理后达到所需硬度，这两种元素在本发明的耐磨高速钢中具有相类似的作用，W可以部分替代Mo，两者皆可与C反应形成碳化物，对耐磨性能也有一定贡献。W的合适的含量范围为2％-8％，Mo的合适的含量范围为3％-6％。

Ti与C或N反应形成高硬度富Ti型MX碳化物，其微观硬度达到HV3000以上，显著高于其他类型碳化物以及可能导致磨损的绝大多数硬质颗粒，所以在磨损性工况条件下能够实现更好保护基体的作用，从而提高耐磨性能。富Ti型MX碳化物在基体的存在不用担心类似表面涂覆TiC或TiN等方式存在表面脱落的风险，基于粉末冶金工艺，富Ti型MX碳化物能够在基体中以细小近似球状颗粒由外而内均匀分布于整个基体，能够在工件使用过程的全寿命周期内稳定发挥作用。由于过高的Ti会形成大量高熔点碳化物导致气雾化制粉过程变得不稳定，因此本发明中，Ti的合适的含量范围为0.5％-6％，优选范围为0.5％-3％。

V原则上可以全部或部分被替换为Ti，出于性价比的考虑V含量应当尽可能低，但是根据本发明的设计理念，虽然富V型MX碳化物对耐磨性能提升的有效性相对差一些，但V元素导致气雾化制粉过程中堵钢的风险较低，因此V合金元素可作为一种补充和Ti合金元素配合使用来满足极高耐磨性能的需求。

在本发明中，V的合适的含量范围为≤9％，同时V+Ti的质量分数总量范围为2％-12％。作为一种优选方案，V的合适范围为≤9％，同时V+Ti的质量分数总量范围为2％-10％。

除了上述设定的化学组分，本发明的耐磨高速钢，余量为Fe基体，当然还包括一些不可避免的残余微量元素，包括O、S、P等，为了防止对合金力学性能产生不利影响，要求O的合适的含量范围为≤0.03％，S的合适的含量范围为≤0.3％，P的合适的含量范围为≤0.05％。

除此以外，本发明的化学组分中，杂质还可包括Zr、Mg、Al、Co、Cu、Ni、Sn和Pb中的至少一种，且这些杂质的总量不大于1％。

本发明的耐磨高速钢，通过选定合适的化学组分及配比，高速钢中高硬度富Ti型的MX碳化物体积分数为1-15％，且高速钢中富Ti型MX碳化物颗粒尺寸≤7μm，至少80％的富Ti型MX碳化物颗粒尺寸≤3μm，且高速钢中富Ti型MX碳化物形态为近似球状颗粒。

作为一种优选的可行的实施方案，本发明的耐磨高速钢需采用快速凝固工艺制备以避免合金元素偏析，且本发明中优选采用粉末冶金工艺或喷射成形工艺，其中粉末冶金工艺的主要制备流程包括气雾化制粉、热等静压等，喷射成形工艺直接将合金熔液雾化喷射成形为锭材。为了进一步改善力学性能或实现特定形状产品尺寸，当然还可对上述锭材进行进一步的热变形加工。

在此需要说明的是，本发明所述的气雾化制粉工艺步骤及工艺参数如下：

a.将本发明合金装入熔炼钢包，在保护气氛下供电加热；

b.合金熔化后继续升温至≥1600℃，取样分析成分后调整至合格范围；

c.提前预热雾化中间包坩埚，合金熔液雾化前中间包温度达到900℃-1300℃，合金熔液过热度控制在100℃-300℃；

d.合金熔液温度达到要求后开启高压氮气或氩气及排空风机，合金熔液经中间包底部陶瓷漏眼进入雾化系统，启动合金熔液雾化，合金熔液雾化流量控制在10kg/min-50kg/min；

e.雾化粉末经气流输送至集粉罐体，冷却至≤50℃。

此外，本发明所述的热等静压工艺过程如下：

a、将气雾化制粉工艺制备的合金粉末置于一个金属包套，对其抽真空后排出包套内气体，然后焊接密封；

b、将装粉密封后的包套置于热等静压炉，在温度超过1000℃及压力超过100MPa条件下实现包套内粉末完全致密化，成为热等静压锭材。

另外，本发明所述的热变形，是为了进一步改善力学性能或实现特定形状的产品尺寸，对热等静压工艺制备的锭材进一步的进行热变形加工，热变形加工温度为950℃-1180℃。

相对于现有技术，本发明具有以下优势：

本发明所述的耐磨高速钢，其耐磨性能实现的关键在于选定合适的化学组分及配比，以形成高硬度富Ti型MX碳化物，该碳化物微观硬度达到HV3000以上，超过现有绝大多数金属或非金属硬质磨粒硬度，从而达到提升耐磨性能的作用。

此外，本发明所述的耐磨高速钢，通过采用合适的化学组分及配比并结合快速凝固工艺制备，可有效防止合金元素偏析，钢材中高硬度富Ti型MX碳化物以细小弥散方式分布于基体，既可提升耐磨性能，同时不会过多损害可加工性能。

另外，本发明所述耐磨高速钢适用于车削加工，如滚刀、拉刀、车刀等，也可用于冷作加工，包括冲压、冲切、粉末压制等，基于其耐磨特性，也适用于各类耐磨部件的制作，如喷油嘴、螺杆、泵体滑片等。在此应当理解的是，以上应用并非是对本发明适用范围的一种限制，而是用以来说明本发明的力学性能特点、除了耐磨性能，该钢种同时具备以下性能特征：热处理后具有高的韧性及硬度，力学性能不同取向差异小，热处理变形小，易于被磨削加工。

上述一项或多项性能的实现，一方面依赖于选定合适的化学组分及配比，另外作为一个必要条件，其采用快速凝固工艺制备，以避免合金元素偏析，快速凝固工艺包括粉末冶金工艺或喷射成形工艺等，其中粉末冶金工艺的主要制备流程包括气雾化制粉、热等静压等，喷射成形工艺直接将合金熔液雾化喷射成形为锭材，本发明优选采用粉末冶金工艺进行制备。为了进一步改善力学性能或实现特定形状产品尺寸，当然还可对上述锭材进行进一步的热变形加工。

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1所述的耐磨高速钢的微观组织图片；

图2为本发明实施例2所述的耐磨高速钢的微观组织图片；

图3为本发明实施例3所述的耐磨高速钢的微观组织图片；

图4为本发明所述的耐磨高速钢各实施例的相对耐磨性能对比的示意图。

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。

下面将参考附图并结合实施例来详细说明本发明。

以下对照商业牌号为M2的高速钢的化学成分以及本发明的几个具体实施例来进行说明，具体可参照表1中所示。

表1：高速钢的各实施例的化学组分

实施例	C	Si	Mn	Cr	W	Mo	V	Ti
									1	0.8	0.6	0.6	4	6	5	2
2	0.8	0.6	1	3	8	3	1.5	0.5
									3	1.8	1	0.6	4	5	6	0.01	6
4	1.4	0.6	0.6	4.5	6	5	3	1
									5	3.2	0.3	0.2	6	2	4	9	3
6	1.8	0.6	0.8	5	5	4.5	4	1.5
									7	2.6	0.6	0.8	5	5	4.5	8	2
8	1.0	0.6	0.8	5	6	5	2	0.3
									9	2.0	0.6	0.8	5	5	4.5	0.01	7

表1中，实施例1为对比例，其商业牌号为M2，采用电渣重熔工艺制备，由电渣锭热变形至直径50mm棒材。

实施例2至实施例9为本发明的耐磨高速钢，采用粉末冶金工艺制备，先采用气雾化制粉工艺制取粉末，然后对粉末进行热等静压致密化，而后制成直径120mm的锭坯，进一步热变形加工后得到直径50mm的棒材。

所述雾化制粉工艺步骤及工艺参数如下：

a.将本发明合金装入熔炼钢包，在保护气氛下供电加热；

b.合金熔化后继续升温至1800℃，取样分析成分后调整至合格范围；

c.预热雾化中间包坩埚，合金熔液雾化前中间包温度达到1000℃；

d.合金熔液温度达到要求后开启高压氮气或氩气及排空风机，合金熔液经中间包底部陶瓷漏眼进入雾化系统，启动合金熔液雾化，合金熔液雾化流量控制在20kg/min；

e.雾化粉末经气流输送至集粉罐体，冷却至50℃。

所述热等静压工艺过程如下：

a、将气雾化制粉工艺制备的合金粉末置于一个金属包套，对其抽真空后排出包套内气体，然后焊接密封；

b、将装粉密封后的包套置于热等静压炉，在温度1100℃及压力110MPa条件下实现包套内粉末完全致密化，成为热等静压锭材。

在此需要说明的是，实施例9由于加入过多的Ti，在制备过程中，钢液容易发生雾化漏眼堵塞，难以稳定生产。

表1中，各合金经过1120-1180℃奥氏体化后淬火处理，以及520-560℃回火2次，每次回火2小时，合金转变为硬化状态。

接下来，对表1中实施例1至实施例8的高速钢从以下几个方面进行对比测试：(1)热处理后微观组织；(2)热处理硬度；(3)耐磨性能。对比结果如下：

(1)热处理后微观组织

实施例1至实施例8的高速钢，按表2中工艺参数进行热处理，分析微观组织。

表2：各实施例碳化物含量及粒度对比

实施例	淬火	回火	TiC体积分数
				1	1160℃	540℃	无
2	1170℃	550℃	1％
				3	1170℃	550℃	10％
4	1170℃	550℃	1.5％
				5	1170℃	550℃	5％
6	1170℃	550℃	3％
				7	1170℃	550℃	4％
8	1170℃	550℃	＜0.5％

表2中，各实施例组织均由马氏体、少量残余奥氏体及硬质第二相组成，采用扫描电镜对第二相进行形态分析及类别鉴别及其体积含量的分析。

实施例1的合金由于采用传统电渣工艺制备，碳化物表现出不均匀分布现象，微观组织如图1所示，一方面碳化物比较粗大，其尺寸可达到20μm-30μm，同时延热变形方向呈条带状分布。通过能谱分析，实施例1的合金碳化物相主要为M₆C型富W、Mo碳化物，以及体积分数不超过3％的MC型富V碳化物。

由于实施例2至实施例7的高速钢均采用粉末冶金工艺制备，碳化物呈离散分布状态，碳化物颗粒细小且分布均匀，其中实施例2和实施3的微观组织分别如图2和图3所示。通过成分鉴别分析，实施例2至实施例7的高速钢含有1％-15％体积分数的富Ti型MX碳化物，富Ti型MX碳化物的颗粒尺寸≤7μm，且至少80％的富Ti型MX碳化物的颗粒尺寸≤3μm，形态为近似球状颗粒。高硬度富Ti型MX碳化物以细小弥散方式分布于基体，既可提升耐磨性能，同时不会过多损害可加工性能。

其中，实施例8的高速钢，由于Ti加入量较少，检测到所形成耐磨TiC颗粒相过少，对耐磨性能提升有限。

(2)热处理硬度

实施例1至实施例8的高速钢，按表3中工艺参数进行热处理，测试硬度。

表3：对各实施例热处理后进行硬度测试，测量结果如下：

实施例	奥氏体化	回火	硬度/HRC
				1	1160℃	540℃，2小时*2次	65
2	1170℃	550℃，2小时*2次	65
				3	1170℃	550℃，2小时*2次	66
4	1170℃	550℃，2小时*2次	65
				5	1170℃	550℃，2小时*2次	63
6	1170℃	550℃，2小时*2次	64
				7	1170℃	550℃，2小时*2次	64
8	1170℃	550℃，2小时*2次	64

热处理的工艺参数如表3所示，参照GB/T 230.1-2018对热处理后的各实施例进行硬度测试，结果表明，本发明的耐磨高速钢以及商业牌号为M2的高速钢均能达到高的硬度水平，能够满足绝大多数耐磨工况对材料硬度的需求。

(3)耐磨性能

采用金属对磨试验测试合金的耐磨性能，摩擦副为45#钢，载荷50kg，转数200r/min。实施例1至实施例8的高速钢热处理后硬度及热处理的工艺参数如表3中所示。耐磨性能根据被测试材料失重进行计量，划分为10个耐磨性能等级，其中1为最差耐磨性能，10为最好耐磨性能。

对比结果如图4中所示，本发明的高速钢均表现出更为优秀的耐磨性能，尤其是实施例3，具有较高的Ti合金含量以及匹配设计有相应的C含量以形成富Ti型MX碳化物组织，从而表现出最优异的耐磨性能。另外实施例2的高速钢虽然Ti合金含量较少，但由于富Ti型MX碳化物的形成，相比1号合金，同样表现出较优秀的耐磨性能。而实施例8的高速钢，由于Ti加入量过少，因此相比于传统M2高速钢耐磨性能无明显提高。

总体来讲，合金是一个复杂系统，各种合金元素会相互发生作用，因此各化学组分会同时参与一种或多种反应并相互影响，以TiC中的C为例，C具有固溶于基体、促进马氏体形成并发生固溶强化作用，参与TiC化合反应，参与其它类碳化物化合析出等，另外N元素作用部分与C类似，可见需要综合考虑各种不同反应之间的平衡，设计合适的C合金含量和其它合金含量，才能使TiC按照需要的量形成。

另一方面，若想TiC在高速钢中发挥有效作用，同时需要控制TiC的存在形态，包括粒度，尺寸，分布等，合适的合金成分以及快速凝固工艺的配合才能实现。最后还需要考虑的是，需要兼顾工艺实施的难度，过高的TiC含量设计，生产无法实施，太低则耐磨性能效果不明显。

在本说明书的描述中，给出了本发明的实施例，可以理解的是，上述实施例是示例性的，不能理解为对发明的限制，在不相互矛盾的情况下，本领域的普通技术人员可以将本说明书中描述的不同实施例或示例的特征进行结合、组合、替换和变形。

Claims (9)

1.一种耐磨高速钢，其特征在于，所述耐磨高速钢采用快速凝固工艺制备，且其化学组分按质量百分比计包括：C：0.8％-3.2％，Si：0.3％-1.0％，Mn：0.2％-1.0％，Cr：3％-6％，W：2％-8％，Mo：3％-6％，(V+Ti)：2％-12％，且V：≤9％，Ti：0.5％-6％，余量为Fe和杂质。

2.根据权利要求1所述的耐磨高速钢，其特征在于：其化学组分按质量百分比计包括：C：0.8％-2.6％，Si：0.3％-1.0％，Mn：0.2％-0.8％，Cr：3％-6％，W：2％-8％，Mo：3％-6％，(V+Ti)：2％-10％，且V：≤9％，Ti：0.5％-3％。

3.根据权利要求1所述的耐磨高速钢，其特征在于：所述杂质包括O，且O：≤0.03％。

4.根据权利要求1所述的耐磨高速钢，其特征在于：所述杂质包括S，且S：≤0.3％。

5.根据权利要求1所述的耐磨高速钢，其特征在于：所述杂质包括P，且P：≤0.05％。

6.根据权利要求1所述的耐磨高速钢，其特征在于：所述快速凝固工艺包括粉末冶金工艺或喷射成形工艺。

7.根据权利要求1所述的耐磨高速钢，其特征在于：所述耐磨高速钢中富Ti型MX碳化物的体积分数为1-15％。

8.根据权利要求7所述的耐磨高速钢，其特征在于：富Ti型MX碳化物颗粒尺寸≤7μm。

9.根据权利要求8所述的耐磨高速钢，其特征在于：至少80％的富Ti型MX碳化物颗粒尺寸≤3μm。

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