CN116837272A - 喷射成形耐腐蚀沉淀硬化高速钢 - Google Patents

喷射成形耐腐蚀沉淀硬化高速钢 Download PDF

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Abstract

本发明提供了一种喷射成形耐腐蚀沉淀硬化高速钢，其化学成分按质量百分比计包含：Si：0.5％‑1.2％；Cr：2.0％‑15.0％Co：10.0％‑25.0％；W：0％‑9.0％；Mo：5.5％‑18.0％；(Mo+W/2)：10.0％‑20.0％；余量为铁和杂质，且该钢主要由铁基立方固溶体基体与基体中金属间化合物(简称IMC)μ相组成，其中μ相为(Fe,Co)7(Mo+W/2)6型。本发明制得的喷射成形沉淀硬化高速钢μ相尺寸细小且分布均匀，具备出色的综合性能，尤其是耐腐蚀性能和抗回火软化能力突出，满足不同工况的需求。本发明采用喷射成形工艺制备，相比粉末冶金工艺具有成本低、流程快的优势。

Description

喷射成形耐腐蚀沉淀硬化高速钢
技术领域
本发明涉及一种沉淀硬化高速钢，尤其涉及一种喷射成形耐腐蚀沉淀硬化高速钢。
背景技术
沉淀硬化钢是一种无碳铁基马氏体沉淀硬化工具合金，近此类钢具有良好的可磨削性和抗回火软化能力，尺寸稳定性好，被广泛应用于航空航天及海洋化工等领域。为了适用于在这些工况条件同时具备长的使用寿命，工具或者零部件必须具备良好的强韧匹配和高的耐腐蚀性能。
沉淀硬化钢的硬化效应是由于时效过程中析出的金属间化合物(即IMC)颗粒所致，能够提高沉淀硬化高速钢的抗回火软化能力。
目前沉淀硬化钢采用粉末冶金工艺制备，能够解决元素偏析问题从而获得均一的组织结构，相比传统铸锻工艺有大幅度提升，但粉末冶金工艺复杂、流程长、成本高，且现有沉淀硬化钢的耐蚀性难以满足需求。
发明内容
有鉴于此，本发明提供了一种具有良好组织和优异性能的喷射成形耐腐蚀沉淀硬化高速钢。
为达到上述目的，本发明的技术方案是这样实现的：
一种喷射成形耐腐蚀沉淀硬化高速钢，其特征在于，按质量百分比计，该钢包括如下化学组分：
Si：0.5％-1.2％；
Cr：2.0％-15.0％
Co：10.0％-25.0％；
W：0％-9.0％；
Mo：5.5％-18.0％；
(Mo+W/2)：10.0％-20.0％；
余量为铁和杂质；且，所述沉淀硬化高速钢中的金属间化合物(即IMC相)为μ相，μ相的类型为(Fe,Co)7(Mo+W/2)6。
本发明通过合金成分的设计，从而提高钢的抗回火软化能力、韧性和耐蚀性。
具体而言，本发明中沉淀硬化高速钢中的Co(钴)的作用是固溶于基体中，使合金成为马氏体钢，从而比铁素体合金的硬度和强度提高了一个档次，Co含量的增加会适当降低钢的韧性，在本发明中Co元素含量范围是10.0％-25.0％，优选为10.0％-22.0％。
W(钨)的熔点高，增加了钢的强度和回火稳定性，高温蠕变抗力、增加钢的抗回火软化能力，使得钢在加工和使用过程中表层升温少，硬度下降少，在本发明中W元素含量范围是0％-9.0％，优选为4％-7.0％。
Mo(钼)的作用于W相同，能够完全取代W，且价格比W低。另一方面Mo含量越高，则μ相的开始析出温度越高，μ相的颗粒度也就越大，在本发明中Mo元素含量范围是5.5％-18.0％，优选为6.5％-16.0％。
Cr(铬)加入到钢中作用，一是能够粗化颗粒，使得红硬性有所下降，提高可加工性；另一方面部分Cr固溶于基体中，能够提高钢的耐腐蚀性和淬透性。在本发明中Cr元素含量范围是2.0％-15.0％，优选为2.0％-12.0％。
Si(硅)不是碳化物形成元素，而是作为一种脱氧剂和基体强化元素来使用，能够提高钢的强度和硬度，但是Si过多会使基体的塑性和韧性下降，本发明的Si含量控制在0.5％-1.2％，且优选为0.5％-1.0％。
作为上述方式的限定，按质量百分比计，所述喷射成形耐腐蚀沉淀硬化高速钢包括如下的化学组分：
Si：0.5％-1.0％；
Cr：2.0％-12.0％；
Co：10.0％-22.0％；
W：0％-7.0％；
Mo：6.5％-16.0％；
(Mo+W/2)：10.0％-19.5％；
余量为铁和杂质。
为了达到更好的综合性能，本发明喷射成形耐腐蚀沉淀硬化高速钢中的各化学组分应控制在要求范围之内。
进一步的，至少80％体积分数的所述μ相的颗粒尺寸≤1.5μm。
进一步的，所述μ相的最大颗粒尺寸不超过7.0μm。
进一步的，所述喷射成形耐腐蚀沉淀硬化高速钢中所述μ相的体积分数为10-19％。
进一步的，所述喷射成形耐腐蚀沉淀硬化高速钢的硬度为64HRC以上，无缺口试样冲击韧性值为10.0J以上。
本发明的喷射成形耐腐蚀沉淀硬化高速钢，采用喷射成形工艺制备高速钢得到发展，喷射成形的工作原理是在惰性气体的保护下，采用高压气体将熔融金属破碎成细小的金属熔滴，雾化的熔滴在飞行过程中冷却到半凝固状态，随后在接收器表面沉积并逐步长大成金属沉积坯，后续对沉积坯进行锻轧加工获得所需形状材料。本发明采用喷射成形工艺制备成分优化设计后的沉淀硬化高速钢，能够获得到理想的组织和性能。
本发明同时也提供了制备如上所述的喷射成形耐腐蚀沉淀硬化高速钢的制备方法，且所述制备方法具体包括如下的步骤：
a、按上述化学组成要求制备沉淀硬化钢钢液并转移至钢包；
b、通过加热钢包内钢液上表面覆盖的保护渣，维持钢液的过热度；在钢包底部通入惰性气体对钢液进行搅拌；
c、将钢液通过钢包底部的导流管以稳定流量流入预加热的中间包，待钢液进入中间包埋没导流管下端面时对钢液上表面施加保护渣；
d、对中间包进行持续补偿加热，维持钢液的过热度；
e、钢液从中间包进入喷射沉积室后采用惰性气体进行雾化沉积，在稳定出口压力下完成喷射沉积得到喷射沉积锭；喷射沉积过程中维持钢液温度和流量稳定，喷射沉积接收盘缓慢下降同时水平旋转，喷射沉积接收盘下降速度与喷射沉积锭生长速度保持一致使喷射沉积锭上端面高度恒定；控制气体进气、出气流量，保持喷射沉积室的惰性气体保护性氛围；
f、将喷射沉积锭转移至保护性气氛炉进行退火或直接转移至热锻开坯工艺环节。
g、采用室式炉进行均质化处理，出炉后采用多火次小变形量将喷射沉积锭锻打开坯，得到沉淀硬化高速钢棒材。
在喷射成形工艺过程采用全流程保护，以控制μ相形态，优化沉淀硬化高速钢的性能。
钢包的保护渣具有具备隔绝空气及导电加热的功能。钢包底部通过透气孔通入惰性气体，使钢包内不同位置钢液温度均衡，同时加速有害夹杂行的上浮去除。钢包底部的导流管一方面对钢液起导流作用，减少钢液流转过程中紊流产生，避免卷渣或减少夹杂进入下一个环节，另一方面避免钢液直接与空气接触，防止钢液氧含量继续上升；中间包的保护渣防止流经中间包的钢液直接与空气接触，减少钢液氧含量升高。钢水进入中间包前，对中间包预加热，能够防止钢液进入中间包时局部凝结或导致第二相提前析出。
喷射沉积过程中控制气体进气及出气流量，保持喷射沉积室惰性气体的保护气氛，对喷射沉积锭起到保护作用。
本发明中的沉淀硬化高速钢采用喷射成形工艺制备，制备成本相比粉末冶金工艺要低，降低合金整体成本、简化工艺流程方面具有优势，且喷射成形耐腐蚀沉淀硬化高速钢中μ相细小、均匀，可获得出色的强韧配合，尤其是高的抗回火软化和耐腐蚀性能，固溶时效处理后硬度达64HRC，无缺口冲击韧性10.0J以上，适合在同时具有载荷和腐蚀性介质的工况中使用。
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所制备的沉淀硬化高速钢的微结构图；
图2为本发明实施例2所制备的沉淀硬化高速钢的微结构图；
图3为本发明实施例4所制备的沉淀硬化高速钢的微结构图；
图4为本发明实施例5所制备的沉淀硬化高速钢的微结构图；
图5为本发明实施例6所制备的沉淀硬化高速钢的微结构图；
图6为本发明实施例7所制备的沉淀硬化高速钢的微结构图；
图7为本发明对比例A所制备的耐蚀工具钢的微结构图；
图8为本发明对比例B所制备的粉末冶金工艺高速钢的微结构图。
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。
本发明涉及一组喷射成形耐腐蚀沉淀硬化高速钢，按质量百分比计其包括有如下的化学组分：Si：0.5％-1.2％；Cr：2.0％-15.0％；Co：10.0％-25.0％；W：0％-9.0％；Mo：5.5％-18.0％；(Mo+W/2)：10.0％-20.0％；余量为铁和杂质。
同时，所述喷射成形高速钢中的金属间化合物(即IMC相)为μ相，μ相的类型为(Fe,Co)7(Mo+W/2)6，其中μ相的体积分数为10-19％，且至少80％体积分数的μ相尺寸≤1.5μm，μ相的最大尺寸不超过7.0μm。
在本发明中，作为优选的按质量百分比计，本发明的沉淀硬化高速钢包括如下的化学组分：Si：0.5％-1.0％；Cr：2.0％-12.0％；Co：10.0％-22.0％；W：4％-7.0％；Mo：6.5％-16.0％；(Mo+W/2)：10.0％-19.5％；余量为铁和杂质。本发明采用以上组分构成的沉淀硬化高速钢，可获得理想的组织和出色的性能以满足需求。
其次，本发明还涉及制备如上沉淀硬化高速钢的方法，在采用传统铸锭或电渣工艺进行制备时，由于凝固速度缓慢，容易发生偏析而导致性能下降。而采用粉末冶金工艺流程长、成本高，在保证制得沉淀硬化高速钢锭成分组织均匀、μ相细小且纯净度高的前提下，采用喷射成形工艺替代粉末冶金工艺进行钢锭的制备，且再经过锻制获得所需的棒材产品。
具体来说，本发明的制备方法包括有如下的步骤：
s1.将本发明沉淀硬化钢钢液装入喷射成形熔炼钢包中，钢液装载重量为3.5吨；
s1.1.采用石墨电极对钢包内钢液上表面覆盖的保护渣通电加热，钢包底部通入氩气对钢液进行搅拌，钢液过热度达到100-150℃打开钢液导流管；
s1.2.将钢液通过钢包底部的导流管以100Kg/min-200Kg/min的流量流入预加热至800-1200℃的中间包，钢水进入中间包埋没导流管下端面时施加保护渣；
s1.3.喷射沉积过程中对中间包持续补偿加热，维持钢液的过热度维持在100-150℃；
s1.4钢液通过中间包底部进入喷射沉积室，开启气体喷射阀门，采用氮气作为气体介质进行雾化沉积，氮气纯度≥99.999％，氧含量≤2ppm，气体喷嘴出口压力为1.0MPa-1.5MPa-；钢液在氮气喷射作用下被破碎成半凝固熔滴，随之与气体混合形成雾化锥，熔滴飞行至喷射沉积接收盘缓慢下降同时水平旋转，喷射沉积接收盘下降速度与喷射沉积锭生长速度保持一致使喷射沉积锭上端面高度恒定；喷射沉积开始前后，喷射沉积室内部持续保持保护性氮气气氛，沉积过程控制气体进气及出气流量；
s1.5喷射沉积完成后得到单根重量大于3吨、尺寸φ550mm的锭材，将喷射沉积锭转移至保护性气氛炉进行退火，随后随炉冷却。
s2.锻打开坯
采用多火次小变形量将喷射沉积锭锻打开坯，且每次变形量在5-20mm之间，每次加热温度在1170～1200℃，加热400min，共4火次锻打，开坯后及时装管退火，退火温度870-890℃，最终得到沉淀硬化高速钢棒材。
下面将具体以具体制备的实施例和对比例，以及对应的性能检测来进一步的说明本发明的喷射成形耐腐蚀沉淀硬化高速钢及其制备。
对本发明涉及的喷射成形耐腐蚀沉淀硬化高速钢的μ相粒度和体积分数、热处理硬度、冲击韧性和耐腐蚀性能进行验证，其中μ相粒度和体积分数基于扫描电镜获取组织图像进行分析，热处理硬度、冲击韧性和耐腐蚀性能分别参考GB/T 230.1、GB/T 229、JB/T7901和GB/T 17899进行测试。
通过上述制备方法得到实施例1至实施例8共八种具有不同成分组成的沉淀硬化高速钢，并与高Cr铸锻工具钢(合金A)和Cr含量相当的粉末冶金工具钢(合金B)进行对比，其结果如下：
表1成分组成对比：
合金 C Si Mn Cr Co V W Mo Mo+W/2 Fe
实施例1 - 0.53 - 4.41 20.76 - 0.01 15.90 15.90 余量
实施例2 - 0.70 - 4.94 19.70 - 0.21 14.07 15.07 余量
实施例3 - 0.53 - 4.41 20.76 - 4.0 16.0 18.0 余量
实施例4 - 0.50 - 2.0 10.0 - 9.0 5.50 10.0 余量
实施例5 - 1.20 - 15.0 25.0 - 0 18.0 18.0 余量
实施例6 - 0.50 - 2.0 10.0 - 7.0 6.5 10.0 余量
实施例7 - 1.0 - 12.0 22.0 - 4.0 16 18 余量
实施例8 - 1.1 - 13 23 - 8.0 17.0 21.0 余量
对比例A 1.01 0.33 0.33 16.93 0.02 0.08 0.02 0.53 0.53 余量
对比例B 1.61 0.42 0.34 4.72 7.97 5.05 10.22 2.15 7.26 余量
表中的“-”表示不含有该元素，或该元素含量很少未做分析
(一)微结构分析
图1至图6分别是所制备的沉淀硬化钢锻件实施例1、实施例2、实施例4、实施例5、实施例6、实施例7的微结构示意图，图7为合金A的微结构示意图，图8为合金B的微结构示意图。
显而易见的，图1至图6中灰白色的硬化相分弥散布在基体中，可显著提升材料的耐磨性、韧性和使用寿命。图7和图8中包含两种析出相，一类呈亮白色、尺寸较大，另一类灰白色、尺寸细小。
经热处理后实施例1至实施例8与合金A、B中析出相含量、粒度、成分进行对比如表2所示。
表2：析出相的含量及化学组成
表中的“-”表示不含有该元素，或该元素含量很少未做分析
由表2可以看出，在实施例1至实施例8中，经检测IMC主要为μ相，类型为(Fe,Co)7(Mo+W/2)6，主要成分为Fe、Co、Mo、W以及少量Si等合金元素。在合金A和B中，经检测强化相主要为富Cr碳化物，类型为(Cr,Fe)C型碳化物，成分以C、V、Cr和Fe为主，并含有少量的Mo。此外合金B中，也存在VC型碳化物，成分以C、V、Cr和Fe为主。
本发明沉淀硬化高速钢μ相体积分数达到10％-19％，粒度细小，大部分μ相粒度小于1.5μm，最大尺寸不超过7.0μm，这些析出相尺寸细小、分散度大，同时μ相的抗高温聚集能力高于碳化物，因此使得材料获得更好的耐磨性、韧性和使用寿命。
采用粉末冶金工艺制备的合金B中VC型碳化物最为细小，大部分VC型碳化物为≤1.5μm，最大尺寸不超过6.0μm，体积分数为7.62％，但组织中也存在数量较多、尺寸范围4-9μm的(Cr,Fe)C型碳化物。粗大的碳化物具有割裂基体的不利影响。采用铸锭工艺生产的A合金中存在少量的粒度细小的VC型碳化物，大部分VC型碳化物≤1.5μm，但同样的组织中也存在数量较多、尺寸范围5-12μm的(Cr,Fe)C型碳化物，对性能产生不利影响。
(二)热处理硬度和冲击韧性分析
为了验证热处理制度对本实施例制备的沉淀硬化高速钢性能的影响，设置不同固溶温度和时效温度的热处理工艺对制备的棒材进行热处理。
对实施例1至实施例8中所制得的硬化钢及合金A、B进行热处理，所得以下硬度、冲击韧性对比结果如表3所示。
表3：力学性能对比
由表3可以看出，经过固溶时效处理后硬度达到64HRC，无缺口试样冲击韧性值大于10.0J，本发明的沉淀硬化高速钢冲击韧性相对较低，但测量值满足应用领域对韧性的需求，本发明的沉淀硬化高速钢尤其适用于较少冲击载荷作业的场合。
(三)耐腐蚀性能分析
采用5％HNO3+1％HCl溶液在室温条件下对实施例1至实施例8中所制得的硬化钢及合金A、B进行浸泡腐蚀，而后用测定其腐蚀速率。而后在1％NaCl溶液中测量其极化曲线，最终获得了自腐蚀电位，耐腐蚀性能对比结果如表4所示。
表4：耐腐蚀性能对比
合金 淬回火/固溶时效 腐蚀速率mm/y 自腐蚀电位Ecorr
实施例1 1190℃油淬+600℃*3h ≤150 -0.488
实施例2 1190℃油淬+600℃*3h ≤150 -0.461
实施例3 1190℃油淬+600℃*3h ≤150 -0.479
实施例4 1190℃油淬+600℃*3h ≤150 -0.380
实施例5 1190℃油淬+600℃*3h ≤150 -0.511
实施例6 1190℃油淬+600℃*3h ≤150 -0.394
实施例7 1190℃油淬+600℃*3h ≤150 -0.492
实施例8 1190℃油淬+600℃*3h ≤150 -0.507
对比例A 1100℃油淬+200℃*2h*2次 ≤300 -0.334
对比例B 1170℃油淬+550℃*1h*3次 ≤400 -0.140
由表4的对比数据可以看出，本发明的沉淀硬化钢表现出更优异的耐腐蚀性能。
因本发明中的沉淀硬化钢中C含量非常少，基本不会与Cr以碳化物的形式析出，钢中的Cr元素绝大部分固溶于基体，能够获得较高的耐腐蚀性能。根据不同的应用场合对耐腐蚀性能的需求，应选择合适的热处理制度，在一个较宽的热处理温度范围内，本发明沉淀硬化高速钢能够兼具好的强韧配合和耐腐蚀性能，从而满足特定工况的需求。
另外，由于析出相颗粒数量统计图像分析软件的限制，在以上实施条件下制备本发明的沉淀硬化钢，组织中可能存在个别μ相的尺寸超过所述最大尺寸，但由于其数量极少，对沉淀硬化钢的韧性及其他力学性能不产生实质影响，因而可不予考虑。另有许多颗粒更加细小的μ相无法被分析软件识别，体积分数和颗粒度的统计结果仅作为对比。
由于本发明采用特定的合金成分设计以及采用喷射成形工艺进行制备，具有高的金属间化合物μ相含量的同时，其粒度细小、分散度大，同时抗高温聚集能力高于碳化物，因此使得材料获得较好的强韧配比和更好的使用寿命，能够满足不同类型的应用需求，可用于制作(1)高速切削下、切削难加工材料的刀具；(2)高精密量具；(3)耐腐蚀零部件等。
综上所述，本发明的喷射成形耐腐蚀沉淀硬化高速钢具备出色的综合性能，尤其是良好的耐腐蚀性能。因其合金成分特点，与传统高速钢强化机理存在区别，导致其抗回火软化能力大大优于传统高速钢及其他工具钢，同时提高了钢的耐腐蚀性能。另外由于制备成本较粉末冶金工艺低，本发明中的沉淀硬化高速钢具有高效低成本的特点，具备很好的实用性。
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 (6)

1.一种喷射成形耐腐蚀沉淀硬化高速钢，其特征在于，其化学组分按质量百分比计包括：
Si：0.5％-1.2％；
Cr：2.0％-15.0％
Co：10.0％-25.0％；
W：0％-9.0％；
Mo：5.5％-18.0％；
(Mo+W/2)：10.0％-20.0％；
余量为铁和杂质；
且，所述喷射成形耐腐蚀沉淀硬化高速钢中的金属间化合物为μ相，μ相的类型为(Fe,Co)7(Mo+W/2)6。
2.根据权利要求1所述的喷射成形耐腐蚀沉淀硬化高速钢，其特征在于，其化学组分按质量百分比计包括：
Si：0.5％-1.0％；
Cr：2.0％-12.0％；
Co：10.0％-22.0％；
W：4％-7.0％；
Mo：6.5％-16.0％；
(Mo+W/2)：10.0％-19.5％；
余量为铁和杂质。
3.根据权利要求1或2所述的喷射成形耐腐蚀沉淀硬化高速钢，其特征在于：至少80％体积分数的所述μ相的颗粒尺寸≤1.5μm。
4.根据权利要求1或2所述的喷射成形耐腐蚀沉淀硬化高速钢，其特征在于：所述μ相的最大颗粒尺寸不超过7.0μm。
5.根据权利要求1或2所述的喷射成形耐腐蚀沉淀硬化高速钢，其特征在于：所述喷射成形耐腐蚀沉淀硬化高速钢中所述μ相的体积分数为10-19％。
6.根据权利要求1或2所述的喷射成形耐腐蚀沉淀硬化高速钢，其特征在于：所述喷射成形耐腐蚀沉淀硬化高速钢的硬度为64HRC以上，无缺口试样冲击韧性值为10.0J以上。
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