CN117165865A - 喷射成形耐磨耐蚀双强化相沉淀硬化高速钢 - Google Patents
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Abstract
一种喷射成形耐磨耐蚀双强化相沉淀硬化高速钢，其化学成分按质量百分比计包含：C：0.2％‑2.6％；Si：0％‑0.4％；Cr：5.0％‑15.0％；Co：10.0％‑30.0％；Ni：0％‑2.0％；(1.39Co+1.4Ni)≥15.0％；V：0％‑8.0％；W：0％‑5.0％；Mo：8％‑20.0％；(Mo+W/2)：10.0％‑22.0％；余量为铁和杂质，所述钢为双强化相沉淀硬化高速钢，强化相包括金属间化合物(简称IMC)μ相、MC碳化物和(Cr,Fe)C型碳化物，其中μ相为(Fe,Co)7(Mo+W/2)6型，MC碳化物的类型为V(C、N)型。本发明制得的沉淀硬化高速钢μ相和碳化物尺寸细小且分布均匀，具备出色的综合性能，尤其是耐磨损性能和耐腐蚀性能突出，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
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磨耐蚀双强化相沉淀硬化高速钢。
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，近些年逐渐发展起来的一类新型超高强度钢，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，被广泛应用于制作高速切削难加工材料的刀具。
沉淀硬化钢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，同时能够提高沉淀硬化高速钢的硬度和抗回火软化能力。而且，钢的耐磨性取决于基体硬度以及钢中析出的硬质第二相的含量、形态以及粒度分布。
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，且现有沉淀硬化刚的耐磨性和耐蚀性也难以满足需求。
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磨耐蚀双强化相沉淀硬化高速钢。
为达到上述目的，本发明的技术方案是这样实现的：
一种喷射成形耐磨耐蚀双强化相沉淀硬化高速钢，其特征在于，按质量百分比计，该钢包括如下化学组分：
C：1.0％-2.6％；
Si：0％-0.4％；
Cr：5.0％-15.0％；
V：0-8.0％；
Co：10％-30.0％；
W：0％-5.0％；
Mo：8％-20.0％；
(Mo+W/2)：10.0％-22.0％；
余量为铁和杂质；
且，所述沉淀硬化高速钢中强化相包括金属间化合物(即IMC相)μ相、MC碳化物和(Cr,Fe)C型碳化物，其中μ相为(Fe,Co)7(Mo+W/2)6型，MC碳化物为V(C、N)型。
本发明通过合金成分的设计，促进沉淀硬化高速钢在喷射成形工艺下强化相的形核与细化，从而提高沉淀硬化钢的耐磨性能和耐蚀性。
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％-30.0％，优选为10.0％-28.0％。
Ni(镍)能够代替Co，同时还能够改善钢的热塑性并提高淬透性，但因其能够降低Ac1点，从而降低Ms点，使得钢的退火硬度显著升高，增加残余奥氏体含量和稳定性，因此在在本发明中Ni元素含量范围是0％-2.0％，优选为0.5％-1.8％。
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％-5.0％，优选为0％-3.0％。
Mo(钼)的作用于W相同且价格比W低，本发明中添加适量的Mo以取代W，但需注意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，为保证μ相的粒度细小，在本发明中Mo元素含量范围是8.0％-20.0％，优选为13.5％-18.0％。
钢中加入少量C(碳)，一部分固溶于基体提高基体强度，另一部分C与碳化物形成元素结合，提高材料的耐磨性，C含量不小于0.2％，以保证碳化物形成元素能够参与碳化物析出，形成双强化相机制；同时注意C含量不宜超过2.6％，避免过多的C固溶于基体导致韧性下降，在上述C含量为1.0％-2.6％范围内，优选范围为1.1％-2.5％，能够获得耐磨性和韧性的良好配合。
V(矾)作为强碳化物形成元素，主要作用于是与钢中的形成MC型碳化物，提高钢的耐磨性，为保证钢为析出μ相和MC碳化物的双相强化机制，且保证钢的可磨削性，本发明中V元素含量范围是0％-8.0％，优选为0％-7.04％。
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5.0％-15.0％，优选为5.0％-14.5％。
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0.4％以下，且优选为≤0.32％。
作为上述方式的限定，按质量百分比计，所述喷射成形耐磨耐蚀双强化相沉淀硬化高速钢包括如下的化学组分：
C：1.1％-2.5％；
Si：0％-0.32％；
Co：10.0％-28.0％；
Cr：5.0％-14.5％；
Ni：0.5％-1.8％；
(1.39Co+1.4Ni)≥16.0％；
V：0％-7.04％；
W：0％-3.0％；
Mo：13.5％-18.0％；
(Mo+W/2)：14.0％-22.0％；
余量为铁和杂质。
为了达到更好的综合性能，本发明喷射成形耐磨耐蚀双强化相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相至少80％的体积分数颗粒尺寸≤1.5μm，所述μ相的最大颗粒尺寸不超过7.0μm，所述喷射成形耐磨耐蚀双强化相沉淀硬化高速钢中所述μ相的体积分数为10-20％。
进一步的，至少80％体积分数的所述MC碳化物至少80％的体积分数的颗粒尺寸为≤2.0μm，最大所述MC碳化物的最大颗粒尺寸不超过3.0μm，所述喷射成形耐磨耐蚀双强化相沉淀硬化高速钢中所述MC碳化物的体积分数为1％-5％。
进一步的，所述(Cr,Fe)C型碳化物为富Cr碳化物。
进一步的，至少80％体积分数的所述(Cr,Fe)C型碳化物的颗粒尺寸为3.0-12.0μm，所述(Cr,Fe)C型碳化物的最大颗粒尺寸不超过15.0μm，所述喷射成形耐磨耐蚀双强化相沉淀硬化高速钢中所述(Cr,Fe)C型碳化物的体积分数为3％-10％。
本发明同时也提供了制备如上所述的喷射成形耐磨耐蚀双强化相沉淀硬化高速钢的制备方法，且所述制备方法包括如下的步骤：
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。此外，本发明的喷射成形耐磨耐蚀双强化相沉淀硬化高速钢中μ相和碳化物细小、均匀，具备优异的力学性能，尤其是高的耐磨损性能和耐腐蚀性能，固溶时效处理后硬度达64HRC，适合在同时具有硬质粒子及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5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6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7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8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所制备的电渣工艺高速钢的微结构图；
图8为本发明对比例B所制备的粉末冶金工艺耐蚀高速钢的微结构图。
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。
本发明涉及一组喷射成形耐磨耐蚀双强化相沉淀硬化高速钢，按质量百分比计其包括有如下的化学组分：C：1.0％-2.6％；Si：0％-0.4％；Cr：5.0％-15.0％；Co：10.0％-30.0％；Ni：0％-2.0％；(1.39Co+1.4Ni)≥15.0％；V：0％-8.0％；W：0％-5.0％；Mo：8.0％-20.0％；(Mo+W/2)：10.0％-22.0％；余量为铁和杂质。
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：C：1.1％-2.5％；Si：0％-0.32％；Co：10.0％-28.0％；Cr：5.0％-14.5％；Ni：0.5％-1.8％；(1.39Co+1.4Ni)≥16.0％；V：0％-7.04％；W：0％-3.0％；Mo：13.5％-18.0％；(Mo+W/2)：14.0％-22.0％；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，本实发明还涉及制备如上沉淀硬化高速钢的方法，由于具有较高的合金含量，若采用传统铸锭或电渣工艺进行制备，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、析出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具体有如下的步骤：
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磨耐蚀双强化相沉淀硬化高速钢及其制备。对本发明涉及的喷射成形耐磨耐蚀双强化相沉淀硬化高速钢中的强化相粒度和体积分数、热处理硬度、耐磨损和耐腐蚀性能进行验证，其中μ相和碳化物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、耐磨损性能和耐腐蚀性能分别参考GB/T 230.1、GB/T 12444、JB/T 7901和GB/T 17899行测试。
通过上述制备方法得到实施例1至实施例9共九种具有不同成分组成的沉淀硬化高速钢，并与铸锻工具钢(合金A)和粉末冶金工具钢(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 | Ni | V | W | Mo | Mo+W/2 | 1.39Co+1.4Ni | Fe |
| 实施例1 | 1.09 | 0.32 | - | 5.88 | 16.03 | 1.03 | 6.22 | 0.01 | 15.62 | 15.62 | 22.72 | 余量 |
| 实施例2 | 1.30 | 0.34 | - | 5.57 | 14.95 | 1.14 | 6.40 | 0.01 | 16.02 | 16.02 | 22.38 | 余量 |
| 实施例3 | 1.09 | 0.32 | - | 5.88 | 16.03 | 1.03 | 6.22 | 2. | 16.0 | 17.0 | 22.72 | 余量 |
| 实施例4 | 1.09 | 0.32 | - | 5.88 | 10.0 | 2.0 | 6.22 | 0.01 | 15.62 | 15.62 | 16.7 | 余量 |
| 实施例5 | 1.0 | - | - | 5.0 | 10.0 | 2.0 | - | 5.0 | 8.0 | 10.5 | 16.7 | 余量 |
| 实施例6 | 2.60 | 0.4 | - | 15.0 | 30.0 | - | 8.0 | - | 20.0 | 20.0 | 41.7 | 余量 |
| 实施例7 | 1.10 | - | - | 5.0 | 10.0 | 1.80 | 0 | - | 18.0 | 18.0 | 16.42 | 余量 |
| 实施例8 | 2.50 | 0.32 | - | 14.5 | 28.0 | 0.5 | 7.04 | 3.0 | 13.5 | 14.0 | 37.1 | 余量 |
| 实施例9 | 2.55 | 0.36 | - | 14.7 | 9.0 | 1.9 | 7.5 | 4.0 | 19 | 21.0 | 15.17 | 余量 |
| 对比例A | 1.09 | 0.33 | 0.31 | 3.84 | 7.95 | 0.13 | 1.11 | 1.47 | 9.35 | 10.08 | 11.23 | 余量 |
| 对比例B | 1.61 | 0.42 | 0.34 | 4.72 | 7.97 | 0.17 | 5.05 | 10.22 | 2.15 | 7.26 | 11.31 | 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
基于扫描电镜获取组织图像，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5、实施例6、实施例7、实施例8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中灰白色的硬化相以细小弥散方式分布于基体，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9中所制得的高速钢与合金A、B中析出相含量、粒度进行对比如表2所示：
表2：析出相的含量及粒度
实施例1至实施例9的固溶制度为1190℃*30分钟，时效制度为600℃*3小时；对比例A的淬火制度为1160℃*15分钟，回火制度为550℃*1小时*3次；对比例B的淬火制度为1170℃*15分钟，回火制度为550℃*1小时*3次。
对本发明中实施例1至实施例9中所制备的高速钢进行析出相分析：经检测实施例1至实施例9中的析出相主要为IMC和碳化物，其中IMC主要为μ相，类型为(Fe,Co)7(Mo+W/2)6，碳化物分为两种类型，MC型碳化物和富Cr的(Cr,Fe)C型碳化物；经检测合金A和合金B中强化相主要为富Cr的(Cr,Fe)C型碳化物，此外还有MC型碳化物。
本发明沉淀硬化高速钢μ相体积分数达到10％-20％，粒度细小，大部分μ相粒度小于1.5μm，最大尺寸不超过7.0μm。同时本发明沉淀硬化钢中存在另一类强化相为碳化物，其中MC碳化物类型为V(C、N)型，体积分数在1％-5％，粒度细小，大部分MC碳化物粒度小于2.0μm；(Cr,Fe)C型碳化物为富Cr碳化物，体积分数达到3％-10％，大部分(Cr,Fe)C型碳化物尺寸为3.0-12.0μm，最大(Cr,Fe)C型碳化物尺寸不超过15.0μm。
采用粉末冶金工艺制备的合金B中MC型碳化物最为细小，大部分MC型碳化物为0.5-1.5μm，体积分数为2-6％，但组织中尺寸范围3-12μm的(Cr,Fe)C型碳化物的体积分数数量较实施例多。采用传统电渣工艺生产的A合金中，MC型碳化物尺寸与实施例接近，但组织中也存在数量较多、尺寸范围5-30μm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。
(二)热处理硬度和耐磨损性能分析
为了验证热处理制度对本发明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9制得的高速钢及合金A、B进行热处理，所得以下硬度、耐磨损性能对比结果如表3所示。
表3：力学性能对比
由表3的对比数据可以看出，本发明的沉淀硬化钢硬度可以达到64HRC以上，同时表现出优异的耐磨损性能，在使用过程中能够承受长时间高强度的磨损，从而大幅度提高材料的使用寿命。
(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9所制得的合金及合金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
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，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磨耐蚀性能。
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相和碳化物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μ相和碳化物双相强化相特征，其析出相粒度细小、分散度大，，制作出的工具及零部件拥有更高的使用寿命，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磨耐蚀双强化相沉淀硬化高速钢，具备出色的综合性能，尤其是良好的耐磨耐蚀性能，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，同时具备高的耐磨耐蚀性能，且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)
1.一种喷射成形耐磨耐蚀双强化相沉淀硬化高速钢，其特征在于，其化学组分按质量百分比计包括：
C：1.0％-2.6％；
Si：0％-0.4％；
Cr：5.0％-15.0％；
Co：10.0％-30.0％；
Ni：0％-2.0％；
(1.39Co+1.4Ni)≥15.0％；
V：0％-8.0％；
W：0％-5.0％；
Mo：8.0％-20.0％；
(Mo+W/2)：10.0％-22.0％；
余量为铁和杂质；
且，所述喷射成形耐磨耐蚀双强化相沉淀硬化高速钢中析出相包括金属间化合物(简称IMC)μ相、MC碳化物和(Cr,Fe)C型碳化物，其中μ相为(Fe,Co)7(Mo+W/2)6型，MC碳化物的类型为V(C、N)型。
2.根据权利要求1所述的喷射成形耐磨耐蚀双强化相沉淀硬化高速钢，其特征在于，其化学组分按质量百分比计包括：
C：1.1％-2.5％；
Si：0％-0.32％；
Co：10.0％-28.0％；
Cr：5.0％-14.5％；
Ni：0.5％-1.8％；
(1.39Co+1.4Ni)≥16.0％；
V：0％-7.04％；
W：0％-3.0％；
Mo：13.5％-18.0％；
(Mo+W/2)：14.0％-22.0％；
余量为铁和杂质。
3.根据权利要求1或2所述的喷射成形耐磨耐蚀双强化相沉淀硬化高速钢，其特征在于：至少80％体积分数的所述μ相的颗粒尺寸≤1.5μm，所述μ相的最大颗粒尺寸不超过7.0μm，所述喷射成形耐磨耐蚀双强化相沉淀硬化高速钢中所述μ相的体积分数为10-20％。
4.根据权利要求1或2所述的喷射成形耐磨耐蚀双强化相沉淀硬化高速钢，其特征在于：至少80％体积分数的所述MC碳化物的的颗粒尺寸≤2.0μm，所述MC碳化物的最大颗粒尺寸不超过3.0μm，所述喷射成形耐磨耐蚀双强化相沉淀硬化高速钢中所述MC碳化物的体积分数为1％-5％。
5.根据权利要求1或2所述的喷射成形耐磨耐蚀双强化相沉淀硬化高速钢，其特征在于：所述(Cr,Fe)C型碳化物为富Cr碳化物。
6.根据权利要求1或2所述的喷射成形耐磨耐蚀双强化相沉淀硬化高速钢，其特征在于：至少80％体积分数的所述(Cr,Fe)C型碳化物的颗粒尺寸为3.0-12.0μm，所述(Cr,Fe)C型碳化物的最大颗粒尺寸不超过15.0μm，所述喷射成形耐磨耐蚀双强化相沉淀硬化高速钢中所述(Cr,Fe)C型碳化物的体积分数为3％-10％。
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