CN114657325B - 一种耐磨高速钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

一种耐磨高速钢及其制备方法，属于耐磨材料技术领域。高速钢化学组成及其质量分数为：1.6‑2.0％C，4.1‑4.3％V，1.2‑1.4％B，5.3‑5.7％Cr，4.6‑5.1％W，5.4‑6.1％Mo，1.0‑1.2％Co，1.0‑1.4％Ni，1.1‑1.3％Al，0.9‑1.3％Nb，<1.0％Si，<0.6％Mn，<0.03％S，<0.03％P，其余为Fe及不可避免的杂质元素。高速钢经1050‑1075℃奥氏体化60‑120分钟，然后空冷至室温，最后，在500‑530℃回火保温6‑8h，可获得孪晶马氏体与硬质碳化物和硼化物组成的复合组织，具有优异的耐磨性。

Description

一种耐磨高速钢及其制备方法
技术领域
本发明为一种高速钢及其热处理方法，特别涉及一种耐磨高速钢及其热处理方法，属于耐磨材料技术领域。
背景技术
钢铁型材的制造，主要依赖于冷轧与热轧工艺。轧辊是轧钢机的重要组成部件，轧辊的质量和性能直接影响了轧机的生产效率、带钢质量以及生产制造成本。由于长期承受高负荷、交变应力、持续摩擦和高温环境，热轧辊必须具备高硬度、优良的耐磨性和热稳定性。此外，为了应对冲击和振动，轧辊还需要具备一定的强度和韧性，以免造成断辊。近30多年来，使用高速钢作为轧辊材料取得了良好的成效。据报道，在20世纪80年代，我国生产每吨钢材所消耗的轧辊非常多，平均消耗量超过3.0kg/t钢，而随着高速钢轧辊技术的发展，目前我国生产每吨钢材所消耗的轧辊约为0.9kg/t钢材左右。
高速钢的优良耐磨性和红硬性与其组织构成密切相关。高速钢的金相组织主要是马氏体基体和共晶碳化物构成。高速钢中含有较多的碳和其他金属元素。这些元素中的一部分用来形成硬质合金碳化物，它们分布在组织中，增加高速钢的耐磨性；另一部分则固溶到马氏体中，造成晶格畸变，尤其是碳原子的间隙固溶强化作用，使马氏体的强度和硬度获得极大提升。此外，高速钢还具有二次硬化效应：在高温淬火时，一些合金元素(尤其是W、Mo)溶入基体，随后在550℃左右回火时，马氏体中析出细小的二次碳化物MC与M2C，使钢的硬度变得更高。这使高速钢在600℃左右也有较好的硬度保持能力。因此，高速钢的优良性能得益于以下强化机制：固溶强化、第二相强化和弥散强化。然而，随着材料技术的发展，钢铁材料强度不断上升，变形量不断增大，轧辊的硬度与耐磨性仍有待提升。
为了进一步提高高速钢轧辊的耐磨性，中国发明专利CN202011606779.3公开了一种耐用型高速钢轧辊及其制造方法。该钢的化学成分及重量百分比为：1.50-2.50％C，0.90～1.50％Si，0.40～1.40％Mn，9.00～14.00％Cr，0.50～2.00％Ni，7.00～12.00％Mo，1.00-3.00％V，0.50-2.50％W，≤1.0％Nb，≤0.03％P；≤0.03％S，其余为Fe和不可避免的杂质。热处理工艺为：将铸件开箱后进行去应力退火，退火温度500℃～900℃，保温时间50～80h，保温结束后随炉冷却；然后机械加工需要的尺寸及精度；采用差温淬火方法对轧辊表面进行热处理，淬火温度1000℃～1200℃，淬火保温时间2～10h，采用喷雾或者吹风冷却方式冷却；回火温度450℃～550℃，回火时间共计120～170h。该高速钢组织为马氏体基体+碳化物，基体显微硬度580-670HV，辊身硬度达到了76-85HSD，耐磨性较好，但由于高速钢轧辊的高温红硬性差，高速钢在高温下硬度保持性不佳，轧辊高温耐磨性较差。
中国发明专利CN1631565公开了一种高钒高速钢复合轧辊及生产工艺，轧辊分为辊芯和轧辊耐磨层，辊芯采用韧性较好的低合金钢或中碳钢材料制作，轧辊耐磨层采用高钒高速钢材料，该高钒高速钢的主要元素含量为：C：1.8-3.5％、V：7-12％、Cr：4-5％、Mo：2-4％、Ni：0.5-1.5％，余量为铁。其生产工艺为：辊芯与轧辊耐磨层通过感应加热顺序凝固结晶方法复合熔铸为一体。该发明轧辊的钒含量太高，易出现低硬度的M3C型碳化物，降低高速钢的耐磨性(宫坂善和，片岡義弘，汤田浩二.高炭素高速度钢の炭化物形成に及ぼすバナジウム添加の影响，铸造工学，1997,69(3):201～206)。中国发明专利CN1803325还公开了一种高速钢复合轧辊及其制备方法，其特征在于该复合轧辊的外层材料为高速钢，轧辊芯部材料为石墨钢，轧辊外层高速钢材料的化学成分(重量％)为：1.2～2.5C,0.3～1.5Si,0.4～1.0Mn,3.0～8.0Cr,2.0～7.0Mo,2.0～7.0V,1.0～5.0W,0.01～0.5RE,<0.05P,<0.05S,余量为Fe。轧辊芯部石墨钢材料的化学成分(重量％)为：1.2～2.0C,1.5～2.5Si,0.3～1.0Mn,0.5～1.5Ni,<0.2Cr,<0.2Mo,<0.05P,<0.05S,0.01～0.2RE,0.05～0.5Ca,余量为Fe，复合轧辊外层高速钢材料与芯部石墨钢材料为冶金结合。其制造方法是采用离心铸造工艺将两种金属材料浇铸成型后，再对复合轧辊进行粗加工和淬火热处理，采用该方法制造轧辊，具有轧辊芯部强度高，抗事故能力强和提高轧辊在线使用寿命以及生产成品率显著提高等特点。但该轧辊辊身组织粗大，部分碳化物呈连续网状分布，轧辊抗热疲劳性能差，轧辊使用中易出现龟裂和剥落，影响轧辊的正常使用。中国发明专利CN1807671还公开了一种连续复合高速钢轧辊工艺配方，其特征在于：辊芯采用高韧性的合金锻钢材料，外层辊身采用的高速钢成分是(重量％)：1.5～3.5C,2.0～7.0Cr,2.0～7.0Mo,4.0～10.0V,4.0～10.0W,0～10.0Co,Ni<2.0,余量为Fe。采用该配方可以开发W、V含量高、偏析轻、耐磨性好的复合高速钢轧辊，可以满足热连轧技术的需求。该材质高速钢轧辊只能采用连续复合工艺成形，装备复杂且生产效率低，采用离心铸造方法成形时，元素偏析严重，降低轧辊耐磨性。
中国发明专利CN200610116502.6还公开了一种高钒高钴高速钢的制造方法。该钢的化学成分及重量百分比为：1.1-2.18％C，5.0-8.0％W，4.0-6.0％Mo，3.0-5.0％Cr，1.2-8.3％V，6.5-11.5％Co，其余为Fe和不可避免的杂质。材料制备方法为：利用喷射成型工艺制造高速钢，在1100-1180℃热锻加工，随后在850-880℃退火，淬火处理温度为1140-1230℃，冷却至600-650℃空冷，然后在500-580℃回火，保温0.5-1h。该高速钢可加工性能好，并且由于含有大量钴元素，高速钢的红硬性提高，耐磨性比M42高速钢提高6倍以上，但是含有较多钴元素，成本很高。
发明内容
本发明针对常用高速钢存在的不足，提出了一种耐磨高速钢及其热处理方法。同普通含钴高速钢(钴含量8-11％)相比，本发明在钢中加入的钴元素较少(1-1.2％)，有助于控制高速钢制造成本，同时适当增加钨、钼元素的含量，以提升高速钢红硬性与耐磨性。钢中高含量的钨、钼、钒元素能够增加硬质碳化物的体积分数，它们均匀分布在基体中，有助于增加高速钢的耐磨性。另外，加入适量硼元素，利用硼与钒、铬元素相互作用，生成高硬度的(Cr0.5V0.5)B，可以进一步提高高速钢耐磨性。在此基础上，加入适量铝元素，进一步提高高速钢的高温红硬性和抗氧化性能。通过适当的钨、钼、铬、钒、铌等合金元素与碳的合理配比及适当的淬火+回火处理，可以获得具有良好硬度与耐磨性的孪晶马氏体、共晶碳化物的混合组织，硬度达到68HRC以上，在高温下具有良好的硬度保持性，高温耐磨性好。
本发明采用以下技术方案：
一种耐磨高速钢，耐磨高速钢化学组成及其质量分数为：1.6-2.0％C，4.1-4.3％V，1.2-1.4％B，5.3-5.7％Cr，4.6-5.1％W，5.4-6.1％Mo，1.0-1.2％Co，1.0-1.4％Ni，1.1-1.3％Al，0.9-1.3％Nb，<1.0％Si，<0.6％Mn，<0.03％S，<0.03％P，其余为Fe及不可避免的杂质元素。
本发明耐磨高速钢用感应电炉熔炼，其制造工艺步骤是：先在感应电炉中加入高速钢废料、废钢、生铁、钼铁、钨铁、铌铁、金属钴、镍板，钢水熔清后加入铬铁，出炉前加入钒铁和硼铁，然后用铝对钢液脱氧和合金化，钢水炉前分析合格后出炉，钢水出炉温度1590～1615℃。将钢水浇铸到卧式离心铸造机中，铸造完成后空气冷却至室温，获得高速钢毛坯；为了高速钢毛坯降低硬度，改善加工性能，将高速钢毛坯经过950℃保温6h，进行炉冷退火，然后进行粗加工；粗加工后的高速钢在1050-1075℃奥氏体化60-120分钟，然后空冷至室温；最后，在500-530℃回火保温6-8h，炉冷至室温，精加工后获得耐磨性和红硬性好的耐磨高速钢。
本发明耐磨高速钢中，含有体积分数3.2-3.7％的显微硬度超过4000HV的(Cr0.5V0.5)B相，(Cr0.5V0.5)B相的显微硬度，显著高于钨、钼、铬、钒、铌元素形成的碳化物的显微硬度，具有优异的抗磨性能。
高速钢的成分首先影响了金相组织中相的种类与组成，进而影响材料的硬度与耐磨性。本发明耐磨高速钢确定的化学成分如下：
V：钒是强碳化物形成元素，常与C结合形成VC，高硬度的VC有利于提高高速钢耐磨性。此外，MC碳化物常常在晶界处分布，它阻碍晶界迁移，抑制晶粒生长，进而达到强化材料的效果。但VC数量太多会增大摩擦系数和轧制负荷，增加轧钢能耗，影响带钢表面质量。因此，高速钢中V含量确定为4.1-4.3％。
W：钨元素是保证高速钢红硬性的关键。在高速钢的凝固组织中，钨元素通常以M6C共晶碳化物的形式存在。在较高奥氏体化温度下，部分M6C溶入奥氏体，然后回火时析出细小弥散的W2C二次碳化物，实现高速钢的二次硬化。钨的加入会使钢具有抗氧化性，避免高速钢在加热过程中的脱碳现象。但是，由于钨的相对原子质量比较大，若高速钢采用离心铸造生产，则会发生碳化物偏析，较重的钨碳化物富集在材料表层，降低材料表层韧性。综合考虑，W含量选择为4.6-5.1％。
Mo：钼的作用与钨类似，主要存在形式是Mo2C碳化物。钼原子量比钨小，每1％的钼能够取代1.8％的钨，即钼的钨当量是1.8。用钼部分替代W元素，可在一定程度上改善碳化物偏析现象；同时钼还影响回火时碳化物的析出位置，避免晶界处析出碳化物，可以提高钢的韧性。但若用钼全部取代钨，在热处理过程中会加剧氧化和脱碳。Mo的含量选择为5.4-6.1％。
Cr：铬元素能够改善高速钢的淬透性和抗氧化性。在高速钢中，铬元素既可以存在于M6C碳化物中，也可以形成M23C6碳化物。后者的溶解温度不高，在淬火保温时可以全部溶入高温奥氏体，并在回火时析出二次碳化物，强化材料。但过量添加Cr会造成碳化物的分布不均。因此Cr元素含量确定为5.3-5.7％。
Ni：镍是非碳化物形成元素，主要存在α-Fe或γ-Fe中，起固溶强化作用。高速钢轧辊中加入Ni能够提升抗龟裂和剥落能力，延长使用寿命。但是，钢中加Ni会造成残余奥氏体含量增加，导致材料的硬度下降。因此Ni含量确定为1.0-1.4％。
Nb：Nb是强碳化物形成元素，与C结合可以形成NbC。当高速钢中同时含有VC与W2C时，由于前者比后者密度小，在离心铸造时会出现碳化物偏析现象，使高速钢的耐磨性不均匀。此时在高速钢加入适量Nb，能够促进形成(NbVMo)C复合碳化物，提高碳化物密度，减轻离心力引起的偏析。Nb含量确定为0.9-1.3％。
Co：钴是非碳化物形成元素，大部分溶于基体中。高速钢中的钴不仅阻碍自回火M3C的形成，还具有细化回火析出的二次碳化物与延缓过时效的作用。因此，钴能够显著提升高速钢的红硬性与耐磨性。但是，世界上钴资源匮乏，其价格十分昂贵，钴的大量添加会提升高速钢的制造成本。因此，钴的添加量为1.0-1.2％。
Al：铝是非碳化物形成元素，固溶于基体，能够显著提高基体高温性能，铝元素的加入，还可以显著改善高速钢的高温抗氧化能力，特别是铝在凝固过程中，富集在碳化物生长前沿，阻碍碳化物的长大，铝有显著改善碳化物形态和分布的效果，对提高高速钢的强度和韧性有很好的效果。但是，铝降低高速钢淬透性，因此，本发明将铝与提高高速钢淬透性的硼元素共同加入，才会确保耐磨高速钢具有良好的淬透性。适宜的铝加入量为1.1-1.3％Al。
B：硼加入高钒高速钢中，能与高速钢中钒、铬元素相互作用，当V元素加入量4.1-4.3％，Cr元素加入量5.3-5.7％时，加入1.2-1.4％B的，可以生成体积分数3.2-3.7％的显微硬度超过4000HV的(Cr0.5V0.5)B相，(Cr0.5V0.5)B相的显微硬度，显著高于钨、钼、铬、钒、铌元素形成的碳化物的硬度，具有优异的抗磨性能。
C：碳是形成碳化物的基本元素，其含量直接影响碳化物的数量。另一方面，碳元素能固溶到基体中，起到固溶强化作用。随着C含量增加，高速钢中碳化物数量增多，耐磨性提高。但C含量应与W、Cr、Mo、V、Nb等元素含量相平衡，因此碳含量确定为1.6-2.0％。
根据以上原则，耐磨高速钢化学组成及其质量分数设计如下：1.6-2.0％C，4.1-4.3％V，1.2-1.4％B，5.3-5.7％Cr，4.6-5.1％W，5.4-6.1％Mo，1.0-1.2％Co，1.0-1.4％Ni，1.1-1.3％Al，0.9-1.3％Nb，<1.0％Si，<0.6％Mn，<0.03％S，<0.03％P，其余为Fe及不可避免的杂质元素。
高速钢铸件中，马氏体数量较多，硬度达到52-56HRC。为了改善高速钢铸件的加工性能，高速钢铸件经过950℃保温6h进行炉冷退火，可以降低硬度至32HRC以下，加工性能良好。然后，在1050-1075℃奥氏体化60-120分钟，并空冷至室温，基体转化为高硬度孪晶马氏体+少量残留奥氏体。最后，高速钢工件在500-530℃回火保温6-8h，炉冷至室温，可以促进残留奥氏体中析出M23C6型碳化物，降低残留奥氏体稳定，使残留奥氏体转变成马氏体，促进高速钢硬度的进一步提升。最后获得耐磨性和红硬性好的耐磨高速钢。
本发明与现有技术相比，具有以下特点：
(1)本发明高速钢中通过加入钒、铬和硼元素，可以生成显微硬度超过4000HV的(Cr0.5V0.5)B相，V元素加入量4.1-4.3％，Cr元素加入量5.3-5.7％，B元素加入量1.2-1.4％时，可以生成体积分数3.2-3.7％的(Cr0.5V0.5)B相，(Cr0.5V0.5)B相的显微硬度，显著高于钨、钼、铬、钒、铌元素形成的碳化物的硬度，具有优异的抗磨性能。
(2)本发明高速钢中，因钴、硼和铝元素的共同加入，显著提高了高速钢的红硬性和高温耐磨性，硼、铝价格低廉，克服了高钴高速钢成本高的缺陷，与高钴高速钢相比，本发明耐磨高速钢具有良好的成本优势，降低材料成本25％以上。
(3)本发明采用淬火后空冷+回火后炉冷的热处理工艺，可以获得硬度大于68HRC，耐磨性优良的耐磨高速钢，600℃的耐磨性比无钴高速钢提高3倍以上，用于制造热轧辊，将会产生良好的经济效益。
附图说明
图1为高速钢经1050℃奥氏体化90分钟后空冷至室温+520℃回火保温6h，炉冷至室温的SEM图，(a)200X，(b)500X。
具体实施方式
下面结合实例对本发明作进一步阐述，但本发明并不限于以下实施例。
实施例1：
一种耐磨高速钢及其热处理方法，其特征在于用500公斤中频感应电炉熔炼，其制造工艺步骤是：先在感应电炉中加入高速钢废料、废钢、生铁、钼铁、钨铁、铌铁、金属钴、镍板，钢水熔清后加入铬铁，出炉前加入钒铁和硼铁，然后用铝对钢液脱氧和合金化，钢水化学组成及其质量分数控制为1.83％C，4.11％V，1.27％B，4.77％W，5.59％Mo，5.51％Cr，1.08％Co，1.26％Ni，1.09％Nb，1.20％Al，0.56％Si，0.53％Mn，0.014％S，0.028％P，其余为Fe及不可避免的杂质元素。钢水炉前分析合格后出炉，钢水出炉温度1592℃。将钢水浇铸到卧式离心铸造机中，铸造完成后空气冷却至室温，获得高速钢毛坯。为了降低硬度，将铸件经过950℃保温6h进行炉冷退火。然后，工件在1050℃奥氏体化90分钟后空冷至室温；最后，工件在520℃回火保温6h，炉冷至室温，可获得耐磨性和红硬性好的耐磨高速钢，耐磨高速钢中含有体积分数3.2％的显微硬度超过4000HV的(Cr0.5V0.5)B相，(Cr0.5V0.5)B相的显微硬度，显著高于钨、钼、铬、钒、铌元素形成的碳化物的硬度，具有优异的抗磨性能，其力学性能见表1。
实施例2：
一种耐磨高速钢及其热处理方法，其特征在于用500公斤中频感应电炉熔炼，其制造工艺步骤是：先在感应电炉中加入高速钢废料、废钢、生铁、钼铁、钨铁、铌铁、金属钴、镍板，钢水熔清后加入铬铁，出炉前加入钒铁和硼铁，然后用铝对钢液脱氧和合金化，钢水化学组成及其质量分数控制为1.89％C，4.27％V，4.85％W，5.47％Mo，5.31％Cr，1.07％Co，1.39％B，1.34％Ni，1.28％Al，1.18％Nb，0.49％Si，0.57％Mn，0.020％S，0.024％P，其余为Fe及不可避免的杂质元素。钢水炉前分析合格后出炉，钢水出炉温度1615℃。将钢水浇铸到卧式离心铸造机中，铸造完成后空气冷却至室温，获得高速钢毛坯。为了降低毛坯硬度，使铸件经过950℃保温6h进行炉冷退火。然后，高速钢工件在1075℃奥氏体化60分钟后空冷至室温；最后，工件在530℃回火保温7h，炉冷至室温，可获得耐磨性和红硬性好的耐磨高速钢，耐磨高速钢中含有体积分数3.7％的显微硬度超过4000HV的(Cr0.5V0.5)B相，(Cr0.5V0.5)B相的显微硬度，显著高于钨、钼、铬、钒、铌元素形成的碳化物的硬度，具有优异的抗磨性能，其力学性能见表1。
实施例3：
一种耐磨高速钢及其热处理方法，其特征在于用500公斤中频感应电炉熔炼，其制造工艺步骤是：先在感应电炉中加入高速钢废料、废钢、生铁、钼铁、钨铁、铌铁、金属钴、镍板，钢水熔清后加入铬铁，出炉前加入钒铁，然后用铝对钢液脱氧和合金化，钢水化学组成及其质量分数控制为1.63％C，4.10％V，1.33％B，4.76％W，5.94％Mo，5.62％Cr，1.04％Co，1.29％Ni，1.15％Al，1.13％Nb，0.51％Si，0.42％Mn，0.025％S，0.027％P，其余为Fe及不可避免的杂质元素。钢水炉前分析合格后出炉，钢水出炉温度1598℃。将钢水浇铸到卧式离心铸造机中，铸造完成后空气冷却至室温，获得高速钢毛坯。为了降低毛坯硬度，使铸件经过950℃保温6h进行炉冷退火。然后，工件在1060℃奥氏体化70分钟后空冷至室温；最后，工件在510℃回火保温8h，炉冷至室温，可获得耐磨性和红硬性较好的耐磨高速钢，耐磨高速钢中含有体积分数3.6％的显微硬度超过4000HV的(Cr0.5V0.5)B相，(Cr0.5V0.5)B相的显微硬度，显著高于钨、钼、铬、钒、铌等元素形成的碳化物的硬度，具有优异的抗磨性能，其力学性能见表1。
实施例4：
一种耐磨高速钢及其热处理方法，其特征在于用500公斤中频感应电炉熔炼，其制造工艺步骤是：先在感应电炉中加入高速钢废料、废钢、生铁、钼铁、钨铁、铌铁、金属钴、镍板，钢水熔清后加入铬铁，出炉前加入钒铁，然后用铝对钢液脱氧和合金化，钢水化学组成及其质量分数控制为1.99％C，4.27％V，1.21％B，4.73％W，6.02％Mo，5.35％Cr，1.08％Co，1.26％Al，1.03％Ni，1.19％Nb，0.57％Si，0.54％Mn，0.027％S，0.026％P，其余为Fe及不可避免的杂质元素。钢水炉前分析合格后出炉，钢水出炉温度1608℃。将钢水浇铸到卧式离心铸造机中，铸造完成后空气冷却至室温，获得高速钢毛坯。为了降低毛坯硬度，使铸件经过950℃保温6h进行炉冷退火。然后，工件在1070℃奥氏体化75分钟后空冷至室温；最后，工件在520℃回火保温7h，炉冷至室温，可获得耐磨性和红硬性好的耐磨高速钢，耐磨高速钢中含有体积分数3.4％的显微硬度超过4000HV的(Cr0.5V0.5)B相，(Cr0.5V0.5)B相的显微硬度，显著高于钨、钼、铬、钒、铌元素形成的碳化物的硬度，具有优异的抗磨性能，其力学性能见表1。
磨损试验在改装后MM-200型环块磨损试验机上进行，试验载荷为196N，时间为120min，试验温度600℃，试验机转速为200转/分。对磨环材料为GCr15，其硬度为60-62HRC。耐磨高速钢的磨损失重如表1所示。
表1耐磨高速钢室温力学性能和600℃时磨损失重数据
力学性能 硬度/HRC 冲击韧性，J/cm2 磨损失重/mg
实施例1 68.1 15.3 8.8
实施例2 68.7 16.5 9.3
实施例3 68.5 15.7 8.5
实施例4 68.2 16.4 9.0
本发明高速钢中通过加入钒、铬和硼元素，生成显微硬度超过4000HV的(Cr0.5V0.5)B相，V元素加入量4.1-4.3％，Cr元素加入量5.3-5.7％，B元素加入量1.2-1.4％时，可以生成体积分数3.2-3.7％的(Cr0.5V0.5)B相，(Cr0.5V0.5)B相的显微硬度，显著高于钨、钼、铬、钒、铌元素形成的碳化物的硬度，具有优异的抗磨性能。本发明高速钢中，因钴、硼和铝元素的共同加入，显著提高了高速钢的红硬性和高温耐磨性，硼、铝价格低廉，克服了高钴高速钢成本高的缺陷，与高钴高速钢相比，本发明耐磨高速钢具有良好的成本优势，降低材料成本25％以上。本发明采用淬火后空冷+回火后炉冷的热处理工艺，可以获得硬度大于68HRC，耐磨性优良的耐磨高速钢，600℃的耐磨性比无钴高碳高钒高速钢提高3倍以上，用于制造热轧辊，推广应用将具有良好的经济效益。

Claims (2)

1.一种耐磨高速钢的制备方法，其特征在于，耐磨高速钢化学组成及其质量分数为：1.6-2.0％C，4.1-4.3％V，1.2-1.4％B，5.3-5.7％Cr，4.6-5.1％W，5.4-6.1％Mo，1.0-1.2％Co，1.0-1.4％Ni，1.1-1.3％Al，0.9-1.3％Nb，<1.0％Si，<0.6％Mn，<0.03％S，<0.03％P，其余为Fe及不可避免的杂质元素；
耐磨高速钢用感应电炉熔炼，其制造工艺步骤是：先在感应电炉中加入高速钢废料、废钢、生铁、钼铁、钨铁、铌铁、金属钴、镍板，钢水熔清后加入铬铁，出炉前加入钒铁和硼铁，然后用铝对钢液脱氧和合金化，钢水炉前分析合格后出炉，钢水出炉温度1590～1615℃，将钢水浇铸到卧式离心铸造机中，铸造完成后空气冷却至室温，获得高速钢毛坯；为了降低高速钢毛坯硬度，改善加工性能，将高速钢毛坯经过950℃保温6h，进行炉冷退火，然后进行粗加工；粗加工后的高速钢在1050-1075℃奥氏体化60-120分钟，然后空冷至室温；最后，在500-530℃回火保温6-8h，炉冷至室温，精加工后获得耐磨性和红硬性好的耐磨高速钢。
2.按照权利要求1所述的一种耐磨高速钢的制备方法，其特征在于，所述耐磨高速钢中，含有体积分数3.2-3.7％的显微硬度超过4000HV的(Cr0.5V0.5)B相，(Cr0.5V0.5)B相的显微硬度，显著高于钨、钼、铬、钒、铌元素形成的碳化物的显微硬度，具有优异的抗磨性能。
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