CN114561596B - 一种通过金属间化合物强硬化的无碳高速钢穿孔顶头及其制备方法 - Google Patents

一种通过金属间化合物强硬化的无碳高速钢穿孔顶头及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种通过金属间化合物强硬化的无碳高速钢穿孔顶头及其制备方法。无碳高速钢穿孔顶头由高速钢基材及其表面的氧化层构成，氧化层由外到内依次为：Fe2O3层、Fe3O4层和FeO+Fe3O4+FeCr2O4层；无碳高速钢基体包括Co、Ni、Mo、W及Fe等组分；无碳高速钢基体包含μ相和σ相的金属间化合物。无碳高速钢穿孔顶头由包含金属粉料在内的原料通过浇铸、锻造、表面氧化和表面还原处理等工艺制得，所得穿孔顶头利用其金属间化合物中μ相和σ相实现复合强化，且同时在其表面生成了高温强结合效果和隔热、润滑效果出色的表层氧化膜，在两者的协同作用下大幅提高穿孔顶头的性能指数，具有较高的工业应用价值。

Description

一种通过金属间化合物强硬化的无碳高速钢穿孔顶头及其制 备方法
技术领域
本发明涉及一种穿孔顶头及其制备方法，具体涉及一种通过金属间化合物强硬化的无碳高速钢穿孔顶头及其制备方法，属于无缝钢管穿孔顶头制备技术领域。
背景技术
钢铁工业是衡量一个国家工业发展水平的标志，其中特种钢材产品更是在国民经济中占据重要的地位。无缝钢管作为一种重要的工程用管材，广泛应用于汽车传动轴、油田、油套管、石油化工裂化管、枪管、航空用高精度结构钢管等领域。无缝钢管可分热轧无缝钢管、冷轧无缝钢管、冷拔无缝钢管、挤压无缝钢管、顶管等，由于钢材高温形变阻力小，热轧可实现钢坯大的变形量，因此常用于制备大尺寸规格钢管。世界范围内对无缝钢管巨大的市场需求推动下，加速了热轧无缝钢管技术的发展。穿孔顶头是生产无缝钢管最重要的工模具之一，主要用于对实心钢坯进行热轧开孔成形。顶头质量好坏和使用寿命直接影响到无缝钢管的质量和生产效率，因此制备高质量、长寿命的穿孔顶头一直是无缝钢管生产中重要的技术难题。
穿孔顶头服役的工况十分恶劣，在高温条件下同时承受大的交变应力和冲击载荷，因此要求顶头材质能在高温环境中具有足够的强韧性、高硬度、出色的抗回火稳定性，以及良好的高温耐磨性、耐热疲劳性和导热性。钼基合金顶头具有高温硬度高、高温强度好、弹性模量大和热膨胀系数小的特点，但受限于其低的塑性和室温抗冲击能力，常在700℃以上高温穿孔工况中使用。而结构钢、合金结构钢和热作模具钢等经济型顶头难于完全满足应用工况，在高温、强应力和高冲击载荷下经济型顶头容易产生顶头塌鼻、粘钢和开裂等问题，缩短顶头的使用寿命。
专利CN111793773A公开了一种通过Laves相及μ相复合强硬化的无碳高速钢，时效阶段从基体中沉淀生成纳米尺度的金属间化合物μ相同基体产生强烈的共格应变，致使材料产生迅速的强硬化，配合耐磨微米尺度的初生μ相和Laves相赋予材料整体出色的性能。原位生成富含难熔元素的析出相扩散激活能高，热稳定性好，材料具备优异的高温红硬性及热硬性。但是，无碳高速钢在高温下受到强应力作用时，会造成材料内部相变，导致材料的硬度下降。因此，开发新的顶头材料和配套的处理技术来进一步提升穿孔顶头的品质仍是研究的热点。
发明内容
针对现有技术存在的问题，本发明的第一个目的在于提供一种通过金属间化合物强硬化的无碳高速钢穿孔顶头。该穿孔顶头采用的无碳高速钢通过金属间化合物μ相和σ相的协同作用，在保障了穿孔顶头出色的高温性能的同时，又大幅提高其的耐磨性，同时，穿孔顶头表面所形成的三段式致密氧化层，同基底具有良好的结合性，充分起到隔热和润滑作用。
本发明的第二个目的在于提供一种通过金属间化合物强硬化的无碳高速钢穿孔顶头的制备方法。该制备方法通过低氧氧化和热还原工艺对穿孔顶头进行表面处理，大幅提高穿孔顶头表面的工况性能，且该方法通过一体式制备工艺，将原料直接制备为成品，提高了产品良品率。
为实现上述发明目的，本发明采用的技术方案如下：
本发明提供了一种通过金属间化合物强硬化的无碳高速钢穿孔顶头，所述无碳高速钢穿孔顶头由高速钢基材及其表面的氧化层构成，所述氧化层由外到内依次为：Fe2O3层、Fe3O4层和FeO+Fe3O4+FeCr2O4层；所述无碳高速钢基体包括以下质量百分比组分：Co：10～24％，Ni：2～8％，Mo：5～16％，W：3～10％，余量为Fe；所述无碳高速钢基体包含μ相和σ相的金属间化合物。
作为一项优选的技术方案，所述无碳钢基体包括以下质量百分比组分：Co：15～20％，Ni：5～7％，Mo：10～13％，W：5～6％，Nb：1～2％、Cr：4～7％，余量为Fe。
作为一项优选的方案，所述无碳高速钢基体还包括以下质量百分比组分：Nb≤4％，Cr≤8％，S≤0.005％和P≤0.005％。无碳高速钢基体中Cr和Nb的加入是在基体中形成σ相，然而当加入量过多时，会结合难熔元素W、Mo产生大量σ相，此时参与μ相形成的难熔元素被抢夺，难以产生足够的μ相强硬化基体。在钢铁冶金中，P、S是重要的恶化性能的杂质元素，其含量水平决定着钢冶炼的品质，因此，其含量需要控制在低水平。
作为一项优选的技术方案，所述μ相的金属间化合物包括Fe7W6、Fe7Mo6、Co7W6和Co7Mo6中的至少一种；
所述σ相的金属间化合物为FeCrMo。
作为一项优选的技术方案，所述σ相的金属间化合物为FeCrMo。
作为一项优选的方案，所述μ相的金属间化合物包括微米粒径和纳米粒径，微米粒径为1～6μm，纳米粒径为≤80nm。
作为一项优选的方案，所述σ相的金属间化合物粒径为1～6μm。微米级μ相和σ相均充当硬质相用以提升材料整体的耐磨性，而晶内二次析出的纳米级μ相则负责强硬化基体。
作为一项优选的方案，所述无碳高速钢基体的硬度为42～55HRC，抗弯强度为2200～3600MPa，冲击韧性为24～46J/cm2，断裂韧性为32～45MPa.m1/2。
进一步优选，所述无碳高速钢基体的硬度为48～53HRC，抗弯强度为2800～3600MPa，冲击韧性为30～46J/cm2，断裂韧性为36～44MPa.m1/2，在700℃保温3小时后硬度仍能维持44HRC以上。高速钢基体之所以具有良好的机械性能是由于金属间化合物μ相σ相FeCrMo均为原位产生，二者共同强化，互为补充，提高材料高温稳定性的同时，也增强了材料的耐磨性。
作为一项优选的方案，所述FeO+Fe3O4+FeCr2O4层的厚度≥0.25mm。
作为一项优选的方案，所述Fe3O4层的厚度为0.15～0.3mm。
作为一项优选的方案，所述Fe2O3层的厚度为0.15～0.3mm。
作为一项优选的方案，所述氧化层的总厚度≤1mm。高速钢表面氧化膜为三层氧化结构，与材料基底具有强结合力，氧化膜的结构和厚度分布合理，能够起到有效的润滑和隔热作用，在高温、强应力作用下也不易脱落。
本发明还提供了一种通过金属间化合物强硬化的无碳高速钢穿孔顶头的制备方法，包含以下步骤：
(1)将包括Co、Ni、Mo、W和Fe的金属锭在内的原料通过浇铸和定型，得到坯料；
(2)将坯料依次经过预热、自由锻、精密模锻、退火和固溶处理，得到固溶态穿孔顶头工件；
(3)将固溶态穿孔顶头工件依次经过表面氧化、表面还原和空冷，得到氧化穿孔顶头；
(4)将氧化穿孔顶头经过低温时效处理，即得。
本发明采用一体式制备工艺，有效避免了无碳高速钢二次加工时表面氧化层脱落的问题的同时，保证了产品的良品率。并且，通过金属相和表面氧化层的高度耦合，大幅度提升了产品的高温稳定性和抗强应力性能，有效提高了穿孔顶头的使用寿命。
作为一项优选的方案，所述浇铸的方式为砂模铸造。
作为一项优选的方案，所述定型方式为线切割定型。金属锭均采用商业高纯(>99.8％)金属坯料，将金属锭组分一同进行熔炼，浇铸成锭后需去除铸锭冒口处的缩松组织，按单个顶头重量保留加工余量后采用线切割加工成方形坯料。
作为一项优选的方案，所述预热的温度为1100～1200℃，时间2～3h。
作为一项优选的方案，所述自由锻的形变量为60～80％，终止变形温度高于900℃。预热过程也是二次硬化过程，预热过程使钢进入奥氏体区，提供变形能力，同时纳米析出μ相高温固溶进入基体，钢坯硬度下降，延性提升，有利于塑性变形开展，与此同时，材料产生二次析出的纳米级μ相，提高材料的强硬化指数。而自由锻进一步消除了材料内部的缩孔、缩松等缺陷，也使得金属键化合物的μ相和σ相分布的更为均匀，提高了材料的机械性能。
作为一项优选的方案，所述精密模锻过程中加热温度为1100～1200℃，保温时间1～2h。采用精密模锻可以实现大批量、高精度的锻造成型，所得锻件尺寸更为精密，且余量更少。
作为一项优选的方案，所述退火的温度为800～900℃，时间为1～2h。
作为一项优选的方案，所述固溶处理的温度为1200℃，时间为50～90min，冷却方式为油冷。退火处理是为了消除锻件的残余应力，便于后续处理，固溶处理是为了保证金属间化合物两相比例平衡，以达到更好的协同作用。
作为一项优选的方案，所述表面氧化的温度为1100～1150℃，气压为1～2KPa，保温时间为6～8小时，表面氧化过程中滴注体积比1:4～6(最优选为1:5)的酒精和水的混合溶液，保持2.5～3L/h。经过固溶处理后的穿孔顶头工件先放入温度950～1050℃的气氛炉内，并滴注60～80ml/min的酒精，酒精的滴注充分耗尽炉内的氧气，为后续的低氧分压氧化反应提供稳定可控的环境气氛条件。而后继续将炉温升高至1100～1150℃，开始穿孔顶头氧化处理。氧化膜在材料表面原位产生，填充材料的表面缺陷，也因此与基体之间具有强结合力，而反应温度与反应时间是为了充分保证氧化膜的厚度，之后大量滴注的H2O将产生弱氧化气氛同无碳高速钢产生氧化反应，生成临铁层的FeO和依次向外的Fe3O4、Fe2O3。
作为一项优选的方案，所述还原反应的温度为1100～1150℃，气压为1～1.5KPa，保温时间为2～3小时，还原反应过程中滴注体积比1:0.5～1.5(最优选为1:1)的酒精和水的混合溶液，保持2～2.5L/h。由于在低氧氧化反应下临铁层最初形成FeO和Fe3O4，而Fe3O4又具有致密的组织结构，防止铁的进一步氧化，因此在Fe3O4之上氧化又会形成疏松的Fe2O3层，Fe2O3层结构疏松且抗应力作用差，因此需要进行还原处理。通过还原处理，使得材料表面的Fe2O3层转化为FeO和Fe3O4层，从而增强表面氧化层的硬度与耐磨性。但是，Fe2O3层并非完全无用，微量的Fe2O3层由于其疏松的组织结构赋予了材料表面一定的润滑性，在材料遭受强径向应力时将其部分转化为周向应力，避免材料损伤。
作为一项优选的方案，所述空冷过程为炉温降低至1000℃以下，取出快速空冷。
作为一项优选的方案，所述低温时效处理的温度为700～800℃，单次时效时间为1～3h，重复1～2次。
在本发明的技术方案中，无碳高速钢的成分选择是形成所需强化μ相和σ相的基础，因此赋予了材料高温稳定性和耐磨性，但在热轧穿孔过程管坯的热量传递和挤压摩擦导致的表面升温恶劣工况中，难以保证在长期的使用中无显微组织转变导致性能退化。要想真正获得性能出色的无缝钢管穿孔顶头，除了获得高温热硬性高、红硬性出色的无碳高速钢基体之外还需同热加工和表面氧化工艺相结合，获得显微组织分布均匀的耐热基体，和同基体结合力好的耐热、润滑表层氧化膜的复合组织结构。表面氧化膜制备过程，若氧化温度偏低或氧化时长不足，则氧化膜厚度不够，不能充分起到隔热和润滑作用。此外，氧化膜还原过程气氛控制不当，不能还原得到由里及外的FeO+Fe3O4+FeCr2O4、Fe3O4、Fe2O3的三层氧化膜结构，氧化膜同基体结合力不足，易于在顶头穿孔过程中脱落。适当工艺的协同调控下，才能充分发挥无碳高速钢的长处。
相对现有技术，本发明技术方案带来的有益效果：
1)本发明提供的无碳高速钢无缝钢管穿孔顶头利用两种金属间化合物进行强化，赋予穿孔顶头出色的红硬性和热硬性，以及好的高温强度和耐磨性。相较于通过合金元素固溶强化和碳化物析出强化的合金钢和热作模具钢材料而言，在高温工况下有着更出色的性能发挥。
2)本发明提供的无碳高速钢无缝钢管穿孔顶头表面具有特殊的氧化膜层，由里及外为FeO+Fe3O4+FeCr2O4、Fe3O4、Fe2O3三层，氧化膜结构和厚度合理，同基体结合力强，能够起到有效的润滑和隔热作用，同时制备工艺稳定可控，重复性强。
3)本发明提供的无碳高速钢无缝钢管顶头的制备方法通过一体式制备工艺，将原料直接制备为成品，提高了产品良品率。且能够获得红硬性好、热硬性出色的顶头基体和结构、厚度合理的表面氧化膜，二者优势结合加持下的穿孔顶头具有使用寿命长，穿孔效率高的特点。
附图说明
图1为本发明实施例1制备的无碳高速钢的微观组织形貌图。
图2是本发明实施例1制备的无碳高速钢的表面氧化层组织形貌图。
具体实施方式
下面以本发明的技术方案为前提下结合具体实例对本发明作进一步说明，但本发明的保护范围不限于下述的实施例。
实施例1
制备一种无碳高速钢无缝钢管穿孔顶头，其中碳高速钢的质量百分比组成为：Co：18％，Ni：4％，Mo：12％，W：5％，Nb：2％、Cr：6％，S≤0.005％，P≤0.005％，余量为Fe。其制备方法如下：
(1)毛坯准备：按高速钢的质量百分比组成称取原料。金属锭组分一同加入真空感应炉中进行熔炼，金属熔液通过型砂模浇铸成铸锭，去除铸锭冒口处的缩松组织，按单个顶头重量保留加工余量后采用线切割加工成方形坯料。
(2)热加工和机械加工：将熔铸切割的方形坯料于1100～1200℃预热2～3h，通过自由锻细化组织得到变形坯，锻造总变形量超过60％，终锻温度高于900℃。变形坯再次在1100～1200℃预热1～2h，通过精密模锻得到顶头毛坯，而后在800～900℃下保温1～2h后随炉冷却去除热加工残余应力。退火态顶头毛坯进行车、磨等机械加工成型，获得穿孔顶头工件；而后将顶头在1200℃固溶处理70min，随后快速油冷至室温，获得固溶态穿孔顶头工件。
(3)顶头表面氧化处理：固溶处理后的穿孔顶头工件放入温度1000℃的气氛炉内，关闭炉门后开始滴注70ml/min的酒精，滴注时间为20min，酒精从最开始富氧燃烧反应生成CO2，到后面的缺氧反应生成CO，酒精的滴注充分耗尽炉内的氧气，为后续的低氧分压氧化反应提供稳定可控的环境气氛条件。而后继续将炉温升高至1120℃，开始穿孔顶头氧化处理。向炉内滴注体积比1:5的酒精和水的混合溶液，保持3L/h的滴注速度，控制炉内气压1-2KPa，保温7小时，保证顶头表面生成足够厚度的氧化膜(0.5～1mm)，此时大量滴注的H2O将产生弱氧化气氛同无碳高速钢产生氧化反应，生成临铁层的FeO和依次向外的Fe3O4、Fe2O3。顶头氧化处理完成后开始氧化膜的还原，保持炉温1120℃，向炉内滴注体积比1:1的酒精和水的混合溶液，保持2.3L/h的滴注速度，控制炉内气压1-1.5KPa，保温2小时，保证顶头表面氧化层由Fe2O3还原为FeO。顶头经历过氧化膜还原后开始随炉降温，当炉温降低至1000℃以后将顶头取出，向顶头工件快速通氮气加速快冷。
(4)顶头后处理：将快速空冷至室温的顶头进行时效处理，时效处理温度为790℃，保温2h后空冷至室温，即可得到所述的无碳高速钢无缝钢管穿孔顶头。
经检测，上述制备的高速钢力学性能为：硬度为50.5HRC，抗弯强度为3454MPa，冲击韧性为35.6J/cm2，断裂韧性为38.4MPa.m1/2，700℃保温3小时后硬度为46.8HRC。测定表面氧化膜总厚度0.65mm，内层氧化膜厚度为0.35mm，穿孔过程表面氧化层结合力好，顶头穿孔过程不出现掉肉和粘钢等缺陷，得到的可穿孔钢管为464支。图1展示了实施例1制备无碳高速钢显微组织图片，基体由微米级μ相和σ共同强化。图2展示了实施例1制备无碳高速钢顶头表面氧化膜形貌，氧化膜由内层带一定孔隙且韧性好的FeO层构成，外层则是坚硬且致密的Fe3O4和Fe2O3层构成，氧化膜整体连续分布，同基体有良好的结合。
实施例2
制备一种无碳高速钢无缝钢管穿孔顶头，其中碳高速钢的质量百分比组成为：Co：20％，Ni：5％，Mo：13％，W：6％，Nb：2％、Cr：7％，S≤0.005％，P≤0.005％，余量为Fe。其制备方法如下：
(1)毛坯准备：按高速钢的质量百分比组成称取原料。金属锭组分一同加入真空感应炉中进行熔炼，金属熔液通过型砂模浇铸成铸锭，去除铸锭冒口处的缩松组织，按单个顶头重量保留加工余量后采用线切割加工成方形坯料。
(2)热加工和机械加工：将熔铸切割的方形坯料于1100～1200℃预热2～3h，通过自由锻细化组织得到变形坯，锻造总变形量超过60％，终锻温度高于900℃。变形坯再次在1100～1200℃预热1～2h，通过精密模锻得到顶头毛坯，而后在800～900℃下保温1～2h后随炉冷却去除热加工残余应力。退火态顶头毛坯进行车、磨等机械加工成型，获得穿孔顶头工件；而后将顶头在1200℃固溶处理70min，随后快速油冷至室温，获得固溶态穿孔顶头工件。
(3)顶头表面氧化处理：固溶处理后的穿孔顶头工件放入温度1000℃的气氛炉内，关闭炉门后开始滴注80ml/min的酒精，滴注时间为30min，酒精从最开始富氧燃烧反应生成CO2，到后面的缺氧反应生成CO，酒精的滴注充分耗尽炉内的氧气，为后续的低氧分压氧化反应提供稳定可控的环境气氛条件。而后继续将炉温升高至1140℃，开始穿孔顶头氧化处理。向炉内滴注体积比1:5的酒精和水的混合溶液，保持2.6L/h的滴注速度，控制炉内气压1-2KPa，保温7小时，保证顶头表面生成足够厚度的氧化膜(0.5～1mm)，此时大量滴注的H2O将产生弱氧化气氛同无碳高速钢产生氧化反应，生成临铁层的FeO和依次向外的Fe3O4、Fe2O3。顶头氧化处理完成后开始氧化膜的还原，保持炉温1140℃，向炉内滴注体积比1:1的酒精和水的混合溶液，保持2.4L/h的滴注速度，控制炉内气压1-1.5KPa，保温2小时，保证顶头表面氧化层由Fe2O3还原为FeO。顶头经历过氧化膜还原后开始随炉降温，当炉温降低至1000℃以后将顶头取出，向顶头工件快速通氮气加速快冷。
(4)顶头后处理：将快速空冷至室温的顶头进行时效处理，时效处理温度为800℃，保温2h后空冷至室温，即可得到所述的无碳高速钢无缝钢管穿孔顶头。
经检测，上述制备的高速钢力学性能为：硬度为52.5HRC，抗弯强度为3378MPa，冲击韧性为34.8J/cm2，断裂韧性为36.6MPa.m1/2，700℃保温3小时后硬度为48.6HRC。测定表面氧化膜总厚度0.55mm，内层氧化膜厚度为0.31mm，穿孔过程表面氧化层结合力好，顶头穿孔过程不出现掉肉和粘钢等缺陷，得到的可穿孔钢管为518支。
实施例3
制备一种无碳高速钢无缝钢管穿孔顶头，其中碳高速钢的质量百分比组成为：Co：12％，Ni：6％，Mo：8％，W：5％，Nb：2％、Cr：5％，S≤0.005％，P≤0.005％，余量为Fe。其制备方法如下：
(1)毛坯准备：按高速钢的质量百分比组成称取原料。金属锭组分一同加入真空感应炉中进行熔炼，金属熔液通过型砂模浇铸成铸锭，去除铸锭冒口处的缩松组织，按单个顶头重量保留加工余量后采用线切割加工成方形坯料。
(2)热加工和机械加工：将熔铸切割的方形坯料于1100～1200℃预热2～3h，通过自由锻细化组织得到变形坯，锻造总变形量超过60％，终锻温度高于900℃。变形坯再次在1100～1200℃预热1～2h，通过精密模锻得到顶头毛坯，而后在800～900℃下保温1～2h后随炉冷却去除热加工残余应力。退火态顶头毛坯进行车、磨等机械加工成型，获得穿孔顶头工件；而后将顶头在1200℃固溶处理50min，随后快速油冷至室温，获得固溶态穿孔顶头工件。
(3)顶头表面氧化处理：固溶处理后的穿孔顶头工件放入温度1000℃的气氛炉内，关闭炉门后开始滴注60ml/min的酒精，滴注时间为15min，酒精从最开始富氧燃烧反应生成CO2，到后面的缺氧反应生成CO，酒精的滴注充分耗尽炉内的氧气，为后续的低氧分压氧化反应提供稳定可控的环境气氛条件。而后继续将炉温升高至1100℃，开始穿孔顶头氧化处理。向炉内滴注体积比1:5的酒精和水的混合溶液，保持2.5L/h的滴注速度，控制炉内气压1-2KPa，保温6小时，保证顶头表面生成足够厚度的氧化膜(0.5～1mm)，此时大量滴注的H2O将产生弱氧化气氛同无碳高速钢产生氧化反应，生成临铁层的FeO和依次向外的Fe3O4、Fe2O3。顶头氧化处理完成后开始氧化膜的还原，保持炉温1100℃，向炉内滴注体积比1:1的酒精和水的混合溶液，保持2.2L/h的滴注速度，控制炉内气压1-1.5KPa，保温2小时，保证顶头表面氧化层由Fe2O3还原为FeO。顶头经历过氧化膜还原后开始随炉降温，当炉温降低至1000℃以后将顶头取出，向顶头工件快速通氮气加速快冷。
(4)顶头后处理：将快速空冷至室温的顶头进行时效处理，时效处理温度为780℃，保温2h后空冷至室温，即可得到所述的无碳高速钢无缝钢管穿孔顶头。
经检测，上述制备的高速钢力学性能为：硬度为43.9HRC，抗弯强度为3114MPa，冲击韧性为40.7J/cm2，断裂韧性为42.6MPa.m1/2，700℃保温3小时后硬度为40.8HRC。测定表面氧化膜总厚度0.65mm，内层氧化膜厚度为0.38mm，穿孔过程表面氧化层结合力好，顶头穿孔过程不出现掉肉和粘钢等缺陷，得到的可穿孔钢管为276支。
实施例4
制备一种无碳高速钢无缝钢管穿孔顶头，其中碳高速钢的质量百分比组成为：Co：23％，Ni：5％，Mo：14％，W：7％，Nb：2％、Cr：7％，S≤0.005％，P≤0.005％，余量为Fe。其制备方法如下：
(1)毛坯准备：按高速钢的质量百分比组成称取原料。金属锭组分一同加入真空感应炉中进行熔炼，金属熔液通过型砂模浇铸成铸锭，去除铸锭冒口处的缩松组织，按单个顶头重量保留加工余量后采用线切割加工成方形坯料。
(2)热加工和机械加工：将熔铸切割的方形坯料于1100～1200℃预热2～3h，通过自由锻细化组织得到变形坯，锻造总变形量超过60％，终锻温度高于900℃。变形坯再次在1100～1200℃预热1～2h，通过精密模锻得到顶头毛坯，而后在800～900℃下保温1～2h后随炉冷却去除热加工残余应力。退火态顶头毛坯进行车、磨等机械加工成型，获得穿孔顶头工件；而后将顶头在1200℃固溶处理80min，随后快速油冷至室温，获得固溶态穿孔顶头工件。
(3)顶头表面氧化处理：固溶处理后的穿孔顶头工件放入温度1000℃的气氛炉内，关闭炉门后开始滴注80ml/min的酒精，滴注时间为30min，滴注酒精，从最开始的富氧燃烧反应到后续的氧分压下降产生CO还原性气氛，通过滴注酒精实现炉膛内部氧气的驱赶，以实现后续可控氧化气氛的准备。而后继续将炉温升高至1150℃，开始穿孔顶头氧化处理。向炉内滴注体积比1:5的酒精和水的混合溶液，保持3L/h的滴注速度，控制炉内气压1-2KPa，保温8小时，保证顶头表面生成足够厚度的氧化膜(0.5～1mm)，此时大量滴注的H2O将产生弱氧化气氛同无碳高速钢产生氧化反应，生成临铁层的FeO和依次向外的Fe3O4、Fe2O3。顶头氧化处理完成后开始氧化膜的还原，保持炉温1150℃，向炉内滴注体积比1:1的酒精和水的混合溶液，保持2.4L/h的滴注速度，控制炉内气压1-1.5KPa，保温3小时，保证顶头表面氧化层由Fe2O3还原为FeO。顶头经历过氧化膜还原后开始随炉降温，当炉温降低至1000℃以后将顶头取出，向顶头工件快速通氮气加速快冷。
(4)顶头后处理：将快速空冷至室温的顶头进行时效处理，时效处理温度为800℃，保温2h后空冷至室温，即可得到所述的无碳高速钢无缝钢管穿孔顶头。
经检测，上述制备的高速钢力学性能为：硬度为54.7HRC，抗弯强度为3089MPa，冲击韧性为26.8J/cm2，断裂韧性为33.9MPa.m1/2，700℃保温3小时后硬度为50.8HRC。测定表面氧化膜总厚度0.75mm，内层氧化膜厚度为0.42mm，穿孔过程表面氧化层结合力好，顶头穿孔过程不出现掉肉和粘钢等缺陷，得到的可穿孔钢管为381支。
实施例5
制备一种无碳高速钢无缝钢管穿孔顶头，其中碳高速钢的质量百分比组成为：Co：16％，Ni：5％，Mo：11％，W：5％，Nb：1％、Cr：3％，S≤0.005％，P≤0.005％，余量为Fe。其制备方法如下：
(1)毛坯准备：按高速钢的质量百分比组成称取原料。金属锭组分一同加入真空感应炉中进行熔炼，金属熔液通过型砂模浇铸成铸锭，去除铸锭冒口处的缩松组织，按单个顶头重量保留加工余量后采用线切割加工成方形坯料。
(2)热加工和机械加工：将熔铸切割的方形坯料于1100～1200℃预热2～3h，通过自由锻细化组织得到变形坯，锻造总变形量超过60％，终锻温度高于900℃。变形坯再次在1100～1200℃预热1～2h，通过精密模锻得到顶头毛坯，而后在800～900℃下保温1～2h后随炉冷却去除热加工残余应力。退火态顶头毛坯进行车、磨等机械加工成型，获得穿孔顶头工件；而后将顶头在1200℃固溶处理60min，随后快速油冷至室温，获得固溶态穿孔顶头工件。
(3)顶头表面氧化处理：固溶处理后的穿孔顶头工件放入温度1000℃的气氛炉内，关闭炉门后开始滴注60ml/min的酒精，滴注时间为20min，酒精从最开始富氧燃烧反应生成CO2，到后面的缺氧反应生成CO，酒精的滴注充分耗尽炉内的氧气，为后续的低氧分压氧化反应提供稳定可控的环境气氛条件。而后继续将炉温升高至1110℃，开始穿孔顶头氧化处理。向炉内滴注体积比1:5的酒精和水的混合溶液，保持2.6L/h的滴注速度，控制炉内气压1-2KPa，保温6小时，保证顶头表面生成足够厚度的氧化膜(0.5～1mm)，此时大量滴注的H2O将产生弱氧化气氛同无碳高速钢产生氧化反应，生成临铁层的FeO和依次向外的Fe3O4、Fe2O3。顶头氧化处理完成后开始氧化膜的还原，保持炉温1110℃，向炉内滴注体积比1:1的酒精和水的混合溶液，保持2.1L/h的滴注速度，控制炉内气压1-1.5KPa，保温2小时，保证顶头表面氧化层由Fe2O3还原为FeO。顶头经历过氧化膜还原后开始随炉降温，当炉温降低至1000℃以后将顶头取出，向顶头工件快速通氮气加速快冷。
(4)顶头后处理：将快速空冷至室温的顶头进行时效处理，时效处理温度为800℃，保温2h后空冷至室温，即可得到所述的无碳高速钢无缝钢管穿孔顶头。
经检测，上述制备的高速钢力学性能为：硬度为45.7HRC，抗弯强度为3326MPa，冲击韧性为38.9J/cm2，断裂韧性为41.2MPa.m1/2，700℃保温3小时后硬度为42.8HRC。测定表面氧化膜总厚度0.65mm，内层氧化膜厚度为0.4mm，穿孔过程表面氧化层结合力好，顶头穿孔过程不出现掉肉和粘钢等缺陷，得到的可穿孔钢管为344支。
对比例1
制备一种无碳高速钢无缝钢管穿孔顶头，其中碳高速钢的质量百分比组成为：Co：16％，Ni：4％，Mo：13％，W：5％，Nb：2％、Cr：7％，S≤0.005％，P≤0.005％，余量为Fe。其制备方法如下：
(1)毛坯准备：按高速钢的质量百分比组成称取原料。金属锭组分一同加入真空感应炉中进行熔炼，金属熔液通过型砂模浇铸成铸锭，去除铸锭冒口处的缩松组织，按单个顶头重量保留加工余量后采用线切割加工成方形坯料。
(2)热加工和机械加工：将熔铸切割的方形坯料于1100～1200℃预热2～3h，通过自由锻细化组织得到变形坯，锻造总变形量超过60％，终锻温度高于900℃。变形坯再次在1100～1200℃预热1～2h，通过精密模锻得到顶头毛坯，而后在800～900℃下保温1～2h后随炉冷却去除热加工残余应力。退火态顶头毛坯进行车、磨等机械加工成型，获得穿孔顶头工件；而后将顶头在1200℃固溶处理70min，随后快速油冷至室温，获得固溶态穿孔顶头工件。
(3)顶头表面氧化处理：固溶处理后的穿孔顶头工件放入温度1000℃的气氛炉内，关闭炉门后开始滴注70ml/min的酒精，滴注时间为20min，酒精从最开始富氧燃烧反应生成CO2，到后面的缺氧反应生成CO，酒精的滴注充分耗尽炉内的氧气，为后续的低氧分压氧化反应提供稳定可控的环境气氛条件。而后继续将炉温升高至1050℃，开始穿孔顶头氧化处理。向炉内滴注体积比1:5的酒精和水的混合溶液，保持2.5L/h的滴注速度，控制炉内气压1-2KPa，保温6小时，保证顶头表面生成一定厚度的氧化膜，此时大量滴注的H2O将产生弱氧化气氛同无碳高速钢产生氧化反应，生成临铁层的FeO和依次向外的Fe3O4、Fe2O3。顶头氧化处理完成后开始氧化膜的还原，保持炉温1050℃，向炉内滴注体积比1:1的酒精和水的混合溶液，保持2.3L/h的滴注速度，控制炉内气压1-1.5KPa，保温2小时，保证顶头表面氧化层由Fe2O3还原为FeO。顶头经历过氧化膜还原后开始随炉降温，当炉温降低至1000℃以后将顶头取出，向顶头工件快速通氮气加速快冷。
(4)顶头后处理：将快速空冷至室温的顶头进行时效处理，时效处理温度为790℃，保温2h后空冷至室温，即可得到所述的无碳高速钢无缝钢管穿孔顶头。
经检测，上述制备的高速钢力学性能为：硬度为50.1HRC，抗弯强度为3398MPa，冲击韧性为34.9J/cm2，断裂韧性为39.8MPa.m1/2，700℃保温3小时后硬度为46.4HRC。测定表面氧化膜总厚度0.2mm，内层氧化膜厚度为0.12mm，穿孔过程表面氧化层容易脱落，穿孔顶头易于出现粘钢现象，得到的可穿孔钢管为176支。
对比例2
制备一种无碳高速钢无缝钢管穿孔顶头，其中碳高速钢的质量百分比组成为：Co：18％，Ni：4％，Mo：14％，W：4％，Nb：2％、Cr：12％，S≤0.005％，P≤0.005％，余量为Fe。其制备方法如下：
(1)毛坯准备：按高速钢的质量百分比组成称取原料。金属锭组分一同加入真空感应炉中进行熔炼，金属熔液通过型砂模浇铸成铸锭，去除铸锭冒口处的缩松组织，按单个顶头重量保留加工余量后采用线切割加工成方形坯料。
(2)热加工和机械加工：将熔铸切割的方形坯料于1100～1200℃预热2～3h，通过自由锻细化组织得到变形坯，锻造总变形量超过60％，终锻温度高于900℃。变形坯再次在1100～1200℃预热1～2h，通过精密模锻得到顶头毛坯，而后在800～900℃下保温1～2h后随炉冷却去除热加工残余应力。退火态顶头毛坯进行车、磨等机械加工成型，获得穿孔顶头工件；而后将顶头在1200℃固溶处理60min，随后快速油冷至室温，获得固溶态穿孔顶头工件。
(3)顶头表面氧化处理：固溶处理后的穿孔顶头工件放入温度1000℃的气氛炉内，关闭炉门后开始滴注70ml/min的酒精，滴注时间为20min，酒精从最开始富氧燃烧反应生成CO2，到后面的缺氧反应生成CO，酒精的滴注充分耗尽炉内的氧气，为后续的低氧分压氧化反应提供稳定可控的环境气氛条件。而后继续将炉温升高至1120℃，开始穿孔顶头氧化处理。向炉内滴注体积比1:5的酒精和水的混合溶液，保持2.8L/h的滴注速度，控制炉内气压1-2KPa，保温8小时，保证顶头表面生成足够厚度的氧化膜(0.5～1mm)，此时大量滴注的H2O将产生弱氧化气氛同无碳高速钢产生氧化反应，生成临铁层的FeO和依次向外的Fe3O4、Fe2O3。顶头氧化处理完成后开始氧化膜的还原，保持炉温1120℃，向炉内滴注体积比1:1的酒精和水的混合溶液，保持2.4L/h的滴注速度，控制炉内气压1-1.5KPa，保温2小时，保证顶头表面氧化层由Fe2O3还原为FeO。顶头经历过氧化膜还原后开始随炉降温，当炉温降低至1000℃以后将顶头取出，向顶头工件快速通氮气加速快冷。
(4)顶头后处理：将快速空冷至室温的顶头进行时效处理，时效处理温度为800℃，保温2h后空冷至室温，即可得到所述的无碳高速钢无缝钢管穿孔顶头。
经检测，上述制备的高速钢力学性能为：硬度为47.2HRC，抗弯强度为2879MPa，冲击韧性为24.8J/cm2，断裂韧性为34.7MPa.m1/2，700℃保温3小时后硬度为44.3HRC。测定表面氧化膜总厚度0.5mm，内层氧化膜厚度为0.3mm，Cr的过量加入导致σ相含量增加，μ相形成必须难熔元素被抢夺，合金时效硬化能力不足，高温性能受损，得到的可穿孔钢管为206支。
对比例3
制备一种无碳高速钢无缝钢管穿孔顶头，其中碳高速钢的质量百分比组成为：Co：10％，Ni：6％，Mo：6％，W：4％，Nb：1％、Cr：2％，S≤0.005％，P≤0.005％，余量为Fe。其制备方法如下：
(1)毛坯准备：按高速钢的质量百分比组成称取原料。金属锭组分一同加入真空感应炉中进行熔炼，金属熔液通过型砂模浇铸成铸锭，去除铸锭冒口处的缩松组织，按单个顶头重量保留加工余量后采用线切割加工成方形坯料。
(2)热加工和机械加工：将熔铸切割的方形坯料于1100～1200℃预热2～3h，通过自由锻细化组织得到变形坯，锻造总变形量超过60％，终锻温度高于900℃。变形坯再次在1100～1200℃预热1～2h，通过精密模锻得到顶头毛坯，而后在800～900℃下保温1～2h后随炉冷却去除热加工残余应力。退火态顶头毛坯进行车、磨等机械加工成型，获得穿孔顶头工件。
(3)顶头表面氧化处理：机加成型后的穿孔顶头工件放入温度1000℃的气氛炉内，关闭炉门后开始滴注60ml/min的酒精，滴注时间为15min，酒精从最开始富氧燃烧反应生成CO2，到后面的缺氧反应生成CO，酒精的滴注充分耗尽炉内的氧气，为后续的低氧分压氧化反应提供稳定可控的环境气氛条件。而后继续将炉温升高至1070℃，开始穿孔顶头氧化处理。向炉内滴注体积比1:5的酒精和水的混合溶液，保持2.6L/h的滴注速度，控制炉内气压1-2KPa，保温6小时，保证顶头表面生成足够厚度的氧化膜(0.5～1mm)，此时大量滴注的H2O将产生弱氧化气氛同无碳高速钢产生氧化反应，生成临铁层的FeO和依次向外的Fe3O4、Fe2O3。顶头氧化处理完成后开始氧化膜的还原，保持炉温1070℃，向炉内滴注体积比1:1的酒精和水的混合溶液，保持2L/h的滴注速度，控制炉内气压1-1.5KPa，保温2小时，保证顶头表面氧化层由Fe2O3还原为FeO。顶头经历过氧化膜还原后开始随炉降温，当炉温降低至1000℃以后将顶头取出，向顶头工件快速通氮气加速快冷。
(4)顶头后处理：将快速空冷至室温的顶头进行时效处理，时效处理温度为770℃，保温2h后空冷至室温，即可得到所述的无碳高速钢无缝钢管穿孔顶头。
经检测，上述制备的高速钢力学性能为：硬度为42.1HRC，抗弯强度为2624MPa，冲击韧性为45.2J/cm2，断裂韧性为52.1MPa.m1/2，700℃保温3小时后硬度为38.2HRC。测定表面氧化膜总厚度0.6mm，内层氧化膜厚度为0.3mm，得到无碳高速钢顶头可穿孔钢管为118支。
对比例4
制备一种无碳高速钢无缝钢管穿孔顶头，其中碳高速钢的质量百分比组成为：Co：24％，Ni：4％，Mo：16％，W：8％，Nb：4％、Cr：11％，S≤0.005％，P≤0.005％，余量为Fe。其制备方法如下：
(1)毛坯准备：按高速钢的质量百分比组成称取原料。金属锭组分一同加入真空感应炉中进行熔炼，金属熔液通过型砂模浇铸成铸锭，去除铸锭冒口处的缩松组织，按单个顶头重量保留加工余量后采用线切割加工成方形坯料。
(2)热加工和机械加工：将熔铸切割的方形坯料于1100～1200℃预热2～3h，通过自由锻细化组织得到变形坯，锻造总变形量超过60％，终锻温度高于900℃。变形坯再次在1100～1200℃预热1～2h，通过精密模锻得到顶头毛坯，而后在800～900℃下保温1～2h后随炉冷却去除热加工残余应力。退火态顶头毛坯进行车、磨等机械加工成型，获得穿孔顶头工件；而后将顶头在1200℃固溶处理80min，随后快速油冷至室温，获得固溶态穿孔顶头工件。
(3)顶头表面氧化处理：固溶处理后的穿孔顶头工件放入温度1000℃的气氛炉内，关闭炉门后开始滴注80ml/min的酒精，滴注时间为30min，酒精从最开始富氧燃烧反应生成CO2，到后面的缺氧反应生成CO，酒精的滴注充分耗尽炉内的氧气，为后续的低氧分压氧化反应提供稳定可控的环境气氛条件。而后继续将炉温升高至1150℃，开始穿孔顶头氧化处理。向炉内滴注体积比1:5的酒精和水的混合溶液，保持3L/h的滴注速度，控制炉内气压1-2KPa，保温8小时，保证顶头表面生成足够厚度的氧化膜(0.5～1mm)，此时大量滴注的H2O将产生弱氧化气氛同无碳高速钢产生氧化反应，生成临铁层的FeO和依次向外的Fe3O4、Fe2O3。顶头氧化处理完成后开始氧化膜的还原，保持炉温1150℃，向炉内滴注体积比1:1的酒精和水的混合溶液，保持2.5L/h的滴注速度，控制炉内气压1-1.5KPa，保温3小时，保证顶头表面氧化层由Fe2O3还原为FeO。顶头经历过氧化膜还原后开始随炉降温，当炉温降低至1000℃以后将顶头取出，向顶头工件快速通氮气加速快冷。
(4)顶头后处理：将快速空冷至室温的顶头进行时效处理，时效处理温度为800℃，保温2h后空冷至室温，即可得到所述的无碳高速钢无缝钢管穿孔顶头。
经检测，上述制备的高速钢力学性能为：硬度为56.5HRC，抗弯强度为2921MPa，冲击韧性为22.2J/cm2，断裂韧性为29.7MPa.m1/2，700℃保温3小时后硬度为53.2HRC。测定表面氧化膜总厚度0.45mm，内层氧化膜厚度为0.25mm，得到的无碳高速钢顶头可穿孔钢管为233支。

Claims (9)

1.一种通过金属间化合物强硬化的无碳高速钢穿孔顶头，其特征在于：所述无碳高速钢穿孔顶头由无碳高速钢基体及其表面的氧化层构成，所述氧化层由外到内依次为：Fe2O3层、Fe3O4层和FeO+Fe3O4+FeCr2O4层；所述无碳高速钢基体包含μ相和σ相的金属间化合物；所述无碳高速钢基体包括以下质量百分比组分：Co：15～20％，Ni：5～7％，Mo：10～13％，W：5～6％，Nb：1～2％、Cr：4～7％，余量为Fe；
所述FeO+Fe3O4+FeCr2O4层的厚度≥0 .25mm；
所述Fe3O4层的厚度为0 .15～0 .3mm；
所述Fe2O3层的厚度为0 .15～0 .3mm；
所述氧化层的总厚度≤1mm。
2.根据权利要求1所述的一种通过金属间化合物强硬化的无碳高速钢穿孔顶头，其特征在于：所述μ相的金属间化合物包括Fe7W6、Fe7Mo6、Co7W6和Co7Mo6中的至少一种；所述σ相的金属间化合物为FeCrMo。
3.根据权利要求1所述的一种通过金属间化合物强硬化的无碳高速钢穿孔顶头，其特征在于：所述μ相的金属间化合物包括微米粒径和纳米粒径，微米粒径为1～6μm，纳米粒径为≤80nm；所述σ相的金属间化合物粒径为1～6μm。
4.根据权利要求1所述的一种通过金属间化合物强硬化的无碳高速钢穿孔顶头，其特征在于：所述无碳高速钢基体的硬度为42～55HRC，抗弯强度为2200～3600MPa，冲击韧性为24～46J/cm2，断裂韧性为32～45MPa.m1/2。
5.权利要求1～4任意一项所述的一种通过金属间化合物强硬化的无碳高速钢穿孔顶头的制备方法，其特征在于，包含以下步骤：
(1)将包括Co、Ni、Mo、W和Fe的金属锭在内的原料通过浇铸和定型，得到坯料；
(2)将坯料依次经过预热、自由锻、精密模锻、退火和固溶处理，得到固溶态穿孔顶头工件；
(3)将固溶态穿孔顶头工件依次经过表面氧化、表面还原和空冷，得到氧化穿孔顶头；
(4)将氧化穿孔顶头经过低温时效处理，即得。
6.根据权利要求5所述的一种通过金属间化合物强硬化的无碳高速钢穿孔顶头的制备方法，其特征在于：所述浇铸的方式为砂模铸造；所述定型的方式为线切割。
7.根据权利要求5所述的一种通过金属间化合物强硬化的无碳高速钢穿孔顶头的制备方法，其特征在于：
所述预热的温度为1100～1200℃，时间2～3h；
所述自由锻的形变量为60～80％，终止变形温度高于900℃；
所述精密模锻过程中加热温度为1100～1200℃，保温时间1～2h；
所述退火的温度为800～900℃，时间为1～2h；
所述固溶处理的温度为1200℃，时间为50～90min，冷却方式为油冷。
8.根据权利要求5所述的一种通过金属间化合物强硬化的无碳高速钢穿孔顶头的制备方法，其特征在于：
所述表面氧化的温度为1100～1150℃，气压为1～2KPa，保温时间为6～8小时，表面氧化过程中的滴注体积比为1:4～6的酒精和水的混合溶液，保持2 .5～3L/h；还原反应的温度为1100～1150℃，气压为1～1 .5KPa，保温时间为2～3小时，还原反应过程中滴注体积比1:0 .5～1 .5的酒精和水的混合溶液，保持2～2 .5L/h；所述空冷的过程为将炉温降低至1000℃以下，取出快速空冷。
9.根据权利要求5所述的一种通过金属间化合物强硬化的无碳高速钢穿孔顶头的制备方法，其特征在于：所述低温时效处理的温度为700～800℃，单次时效时间为1～3h，重复1～2次。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11129008A (ja) * 1997-10-30 1999-05-18 Sumitomo Metal Ind Ltd 継目無鋼管製造用プラグとその製造方法
JP3312585B2 (ja) * 1997-11-14 2002-08-12 三菱マテリアル株式会社 耐摩耗性のすぐれたＦｅ基焼結合金製バルブシート
JP2002192205A (ja) * 2000-12-27 2002-07-10 Sumitomo Metal Ind Ltd 継目無鋼管製造用プラグ
CN104988416A (zh) * 2015-05-26 2015-10-21 宝山钢铁股份有限公司 一种高合金钢管穿孔顶头及其制造方法
WO2017074215A1 (ru) * 2015-10-30 2017-05-04 Центр Разработки Нефтедобывающего Оборудования Порошковый материал на основе железа для ступеней погружных центробежных насосов
CN109207904B (zh) * 2018-08-31 2020-10-16 上海大学 无缝钢管穿孔顶头制造方法
CN109226622A (zh) * 2018-09-18 2019-01-18 西安三角防务股份有限公司 一种具有高强度高韧性的ta15钛合金锻件锻造成形方法
CN111793773B (zh) * 2019-08-09 2021-10-12 中南大学 一种通过Laves相及μ相复合强硬化的高速钢及其制备方法
CN111793762B (zh) * 2019-08-09 2022-01-14 中南大学 一种金属间化合物与碳氮化物共同强硬化粉末冶金高速钢及其制备方法
CN111471940B (zh) * 2020-04-29 2021-09-10 钢铁研究总院 一种高强度不锈钢转子及其制备方法
CN112981265A (zh) * 2021-02-08 2021-06-18 湘潭大学 一种无碳高速钢及其制备方法
CN113512687B (zh) * 2021-06-17 2024-04-09 湖南工程学院 一种复合稀土增强粉末冶金高速钢的制备方法

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