CN1570181A - 具有稳定韧性的低合金高速工具钢 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种改进的低合金高速工具钢，它具有稳定的韧性，热处理后性能的分散度小，而且韧性同产品的尺寸无关。该钢按重量％基本上含有：C：0.50－0.75％，Si：0.02－2.00％，Mn：0.1－3.0％，P：最高0.050％，S：最高0.010％，Cr：5.0－6.0％，W：05－2.0％，V：0.70－1.25％，Al：最高0.1％，O：最高0.01％，N：最高0.04％，余量为Fe。[Mo+0.5W](Mo－eq.)为2.5－5.0％，Mo－eq./V为2－4。在退火状态下，它含有[MC+M6C]型和/或M23C6(M7C3)型碳化物，在1100－1200℃淬火后，基本上不含残留碳化物，或者即使含有，几乎所有的碳化物都是MC型的。
Description
技术领域
本发明涉及一种高速工具钢，称为“基体型高速工具钢”。本发明提供的这种钢，该钢在热处理后性能的分散度较小、而且总能获得高韧性。
背景技术
通常，热加工用的锻模和压模、冷加工用的金属加工模具和轧制模具都是使用基体型高速钢制成，它是一种高强度的模具材料。基体型高速钢的实例包括AISI标准中的M50、M52等。在日本有人提出用如SKH51的高速钢作为基体合金，通过降低其碳、钼和钨含量以减少钢中碳化物的形成量从而提高钢的韧性(日本专利公报昭和50-1060和昭和61-21334)。
但是，将上述已知材料用于金属冷加工模具时，通常能发现在模具的局部区域形成了很强的应变，因而在模具使用初期就很容易发生损坏，达不到全部工作寿命。即使是用于温锻的模具也会被加载高载荷，所谓温锻就是通过控制其加工温度以获得高质量的产品。从目前的情况来看，使用常规材料制成的模具其寿命通常很不稳定。
本发明的发明者希望突破这种技术现状，他致力于寻找一种解决方案。在研究的初期他作出了如下考虑。首先，为了避免高硬度态下工具发生迅速损坏、保证其稳定长久的寿命，必须避免形成粗大的碳化物，这些粗大的碳化物可能是断裂的起点，因此，合金的设计必须可降低形成粗大碳化物的可能性。接下来他指出，目前的工艺不把淬火温度范围控制在大约10℃这样的窄范围内，因而热处理后钢材的硬度难以得到保证。如此控制温度在实际生产中并不容易实现，因此工具产品的性能有较大的分散度。发明者认为，要解决这个问题就要减小碳化物固溶形为的变化，甚至在不同的热处理温度下也是这样。而且，因为硬度和韧性会因淬火时的冷却方式(或冷却速度)而产生巨大差异，所以，产品的性能不可避免地会因产品的尺寸而存在差异。基于这种考虑，发明者的结论是要寻找一种合金组合物，使得即使冷却速度不同也能获得稳定的性能。
基于上述分析，发明者选择了下述措施：
1)为了减少粗大碳化物的形成，鉴于凝固时存在的粗大碳化物是MC型碳化物，主要是VC，因此有效的是降低钒的含量并使钢充分均热(例如，在1200℃或更高的温度保持10小时或更长)以使碳化物溶解。
2)为了降低对热处理温度的敏感性，通过在平衡状态下的组织为γ+MC相或者γ单相，可有效避免在普通淬火温度范围内(1100℃-1200℃)碳的溶解情况发生剧烈变化。为实现这一点，必须随各组分的平衡适当地控制Mo和W的含量。
发明内容
本发明的目的在于，在上述发明者的分析和选择的基础上，提供一种属于“基体型高速工具钢”的高速工具钢，热处理后其金属性能的分散度小，并能获得稳定的高韧性，而无论产品的尺寸如何。
本发明所述的能达到上述目的的低合金高速工具钢，其基本合金组成按重量％有，作为基础合金组成，C：0.50-0.75％，Si：0.02-2.00％，Mn：0.1-3.0％，P：最高0.050％，S：最高0.010％，Cr：5.0-6.0％，W：0.5-2.0％，V：0.70-1.25％，Al：最高0.1％，O：最高0.01％，N：最高0.04％，余量为Fe。条件是其[Mo+0.5W](Mo当量，下文中称为“Mo-eq.”)为2.5-5.0％，Mo-eq./V为2-4并且在退火状态下其含有[MC+M6C]型和/或M23C6(M7C3)型碳化物，并且在从1100-1200℃淬火后，基本上不含残留碳化物，或者即使有，几乎所有的碳化物也都是MC型的。
附图说明
图1是下文实施例制备的对比例A的钢在进行了碳化物选择性侵蚀后的显微组织照片；
图2是下文实施例制备的本发明工作实例2钢在进行了碳化物选择性侵蚀后的显微组织照片；
图3中绘制的是本发明实施例的硬度值同夏式冲击值的关系曲线。
优选实施方式详述
对本发明所述钢同现有钢进行比较后可见，在日本专利公报昭和50-10808和日本专利公报昭和61-213349中公开的上述现有技术，降低了传统高速钢中的C、Mo和W含量而没有选择适当的Cr含量，本发明的钢选择了适当的Cr含量从而使得以前不能进行热处理的大型工具钢毛坯可以进行热处理了。日本专利公报平成7-326739公开了：为了使大型产品在热处理后获得稳定的性能，要控制其Cr、W和Mo含量的关系。但是，这项现有技术中的合金组合物同本发明的相比则是具有较高的合金含量。
已有人提出对基体型高速钢进行均热以改善碳化物的分布(日本专利公报平成4-346616)。但是，如果合金成份的添加量较大的话，即使进行均热，也难以使碳化物溶解于基体中，这里所说的碳化物是粗大的初结晶碳化物，因此，合金组合物的选择是很重要的。本发明选择了那些从普通淬火温度(1100-1200℃)淬火过程中基本上不会使碳化物发生变化的合金组合物，从而成功地抑制了在淬火温度改变时发生性能变化。
在本发明所述的低合金高速工具钢中，Si的含量优选在0.2-0.8％范围内。
除了上述基本合金元素，本发明所述的低合金高速工具钢还可以含有一种或多种合金元素，下面列举了一些单独或组合使用的合金元素：
I)Ni：最高2.0％、Cu：最高1.0％、Co最高3.0％中的一种或多种；
II)B：最高0.01％；
III)Nb：最高0.1％，而且Mo-eq./(V+5Nb)必须在2-4范围内。
下面按顺序解释选择上面限定的这些必需元素和可选元素的原因。
C：0.50-0.75％
碳是一种重要的元素，它赋予工具硬度和耐磨性。为了获得冷锻工具或热锻工具材料所需的最低强度，必须添加至少0.50％的碳。过多的碳会导致形成粗大的碳化物颗粒，结果就会降低工具的韧性。因此，碳的添加量不应超过0.75％。
Si：0.02-2.00％，优选为0.20-0.80％
作为钢的脱氧剂，硅是一种必要元素，它还能通过回火增强抗软化性。但是，过多的Si会显著降低可加工性、同时促进偏析从而降低韧性。由于这些原因，Si的下限定在0.02％，上限定于2.00％。优选范围为0.20-0.80％。
Mn：0.1-3.0％
锰是保证合金淬透性和硬度的必需元素，还能避免因该工具钢中不可避免含有的硫而导致的热加工性的降低。为了取得这些效果，Mn的添加量应为0.1％或更高。加入大量的Mn会降低可加工性，因而将加入量的上限定为3.0％。
Cr：5.0-6.0％
铬在退火状态下主要形成碳化铬，在淬火过程中碳化铬会溶解于基体中。如果加入量过少，就不能确保足够高的淬透性，因此Cr的下限定在5.0％。另一方面，加入量过多，会产生残留铬基碳化物，这将影响热处理后硬度的稳定性。因此Cr的上限定于6.0％。在本发明中将Cr的含量限定在5.0-6.0％这样狭小的范围内，不仅确保了淬透性，也使得在普通淬火条件下(1100-1200℃)几乎所有的碳化铬都能溶解于基体中。
V：0.70-1.25％
钒形成MC型碳化物，淬火时该碳化物残留在工具钢中以强化基体、增强耐磨性。除非钒的加入量为0.70％或更高时才能充分体现上述优点。但是，如果加入量过高，并非所有稳定的MC型碳化物都溶解在基体中，相反，大部分会残留下来，降低钢的韧性。因此V的上限定在1.25％。
W：0.5-2.0％，[Mo+0.5W](Mo-eq.)：2.5-5.0
在淬火和回火时，钼和钨都会以细小碳化物的形式析出，这些碳化物存在于基体中，具有提高工具高温强度的作用。为了提高高温强度，Mo和W作为Mo-eq的加入量必须为2.5％或更高，Mo-eq.用式子Mo+0.5W表示。加入量过高会在基体中形成粗大的碳化物，使韧性降低。因此W含量的上限是5％其以Mo-eq的形式表示。W、Mo二者相比，溶解在基体中的W对高温强度的贡献更大，因此加入少量的W能带来较大的效果。这就是将W的最低加入量定在0.5％的原因。但是，W形成的M6C型碳化物比Mo形成的M6C型碳化物更为稳定。如果加入大量的W，在淬火温度下碳化物就无法充分溶解在基体中。因此，W加入量的上限定在2.0％，这也就是碳化物能完全固溶的极限。
P：最高0.050％，S：最高0.010％
磷能降低钢的韧性和热开裂抗力。虽然优选尽可能地降低其含量，允许的P的最高含量是0.050％，优选是0.010％或更低。硫也会降低韧性和热开裂抗力，因此其含量优选较小。但是，含有一定量的S是不可避免的。允许的极限是0.010％。
Al：最高0.1％
在制造这种钢时，铝被用作脱氧剂。如果添加大量的Al，它会以氧化物(Al2O3基)夹杂的形式残留在钢中显著降低其韧性。因此，Al的上限定为0.1％。
O：最高0.01％
在钢材制造过程中氧不可避免的来自熔融气氛并将溶解于熔融钢中。如果其含量过高，会生成氧化物，例如氧同Si和Al结合形成氧化物，这会使钢的韧性变得很低。因此，氧的上限定为0.01％。
N：最高0.04％
氮也会不可避免地溶解在熔融钢中，在钢中同V结合形成氮化物。如果含有大量的N，就会形成粗大的氮化物，降低钢的韧性。因此，氮的上限定为0.04％。
Mo-eq./V：2-4
对于上述必需的合金成分，将Mo-eq./V调节至2-4范围内有可能将退火时含有MC+M6C+M23C6(M7C3)型碳化物的体系变成基本不含碳化物的体系，或者即使含有碳化物，淬火后(1100-1200℃)几乎所有碳化物都是MC型的，这样高速工具钢在热处理后能获得稳定的性能(硬度和韧性)。
Ni：最高2.0％，Cu：最高1.0％，Co：最高3.0％中的一种或多种
镍、铜和钴共同的作用是强化基体。除此之外，Ni还有利于增强淬透性。过多的Ni和Co会降低可加工性，而过多的Cu会降低韧性。因此建议选择适当的添加量，其上限定为：Ni最高2.0％，Cu最高1.0％，Co最高3.0％。
B：最高0.01％
硼用于提高钢的淬透性，建议根据需要添加B。过多的B会同N结合形成夹杂。因此，其上限定为0.01％。
Nb：最高0.1％
铌能形成比V的碳化物更为稳定的MC型碳化物，因此可以用Nb来替代一部分V。由于碳化铌具有更高的稳定性，加入大量的Nb而形成的粗大碳化物就不会消失，从而损害韧性。因此，Nb的加入量限定在0.1％内。如果添加Nb，上式“Mo-eq./V”就应该为“Mo-eq./(V+5Nb)”。
通过选择特定低合金成分以及调整体系，就得到本发明所述的低合金高速工具钢，它在退火状态下含有MC+M6C+M23C6(M7C3)型碳化物、1100-1200℃淬火后基本上不含碳化物。即使含有碳化物，也几乎全是MC型的。本发明具有以下优点：
1)取决于热处理温度的变化的碳化物溶解性能的变化比较小，因此即使不把淬火温度控制在狭小的范围内也能保证热处理后钢的硬度；
2)即使冷却速度因淬火时的冷却方式而发生变化，也能获得稳定的淬火特性，因此产品钢的硬度和韧性不会有大的差异。这就使其具有随工具产品变化的淬火特性的分散度极小、稳定的高韧性等优点。
如上所述，本发明提供了一种具有稳定韧性的高速工具钢产品，属于基体型高速钢。
实施例
表1所示为发明钢和对比钢的合金成分，它们都是在150kg真空感应炉中制成。对比钢包括常用的高硬度基体型高速钢和高速工具钢(JIS-SKH51)。将上述钢铸造成的铸锭进行均热(在1230℃下保温10小时或更长)，再进行锻造。测定这些经过了锻造比为8S的热加工的材料的下述性能。
测量结果如表2所示。
[残留碳化物的状态]
选择对比钢A和本发明钢2，使用Cr2O3电解腐蚀对其MC型碳化物和M2C型碳化物进行选择侵蚀，然后观察显微组织。图1所示为对比钢A的显微组织，图2显示本发明钢2的显微组织。图1中残留了大量粗大的碳化物，而图2中，粗大碳化物的量较小，相反，分散的是细小的碳化物微粒。
[热处理后的硬度]
众所周知，如果残留碳化物的类型有变化的趋势，例如MC+M6C向MC单相转变，哪怕淬火温度有微小差异，溶解在钢中的碳化物的量也会发生变化，因而无法获得稳定的硬度和韧性。基于这一点，通过比较1100℃和1200℃淬火后残留碳化物的类型，我们研究了热处理后硬度的稳定性，1100℃和1200℃被认为是普通淬火处理的下限和上限温度。
研究结果如表2所示。发明钢在1100℃淬火后仅含有MC型碳化物，1200℃淬火后几乎所有的碳化物都消失了。对比钢在1100℃淬火后含有MC+M6C型碳化物，1200℃淬火后发生的变化是离散的；某些钢含有MC型碳化物或不含碳化物，而其余的则发生了同发明钢类似的变化。
[受热处理中的冷却速度影响的热处理后的硬度]
为了研究即使冷却速度发生变化是否也能获得稳定的性能，我们选择了两种淬火方式：油淬(表2中简称为“O.Q.”)和控制淬火(冷却速度为30℃/min，简称为“C.Q.”)，然后对不同冷却速度所得的硬度值进行比较。
如表2所示为淬火和回火温度、进行O.Q.和C.Q.后的硬度。为了清楚地表示出冷却方式所带来的热处理后硬度的差别，用“ΔHRC”来表示硬度的差异。以HRC计，发明钢的硬度降低了0.5或更少。另一方面，发现某些对比钢降低了1或更多，因此得出结论：它热处理后的硬度不稳定。
[从热处理和组织方面确定稳定韧性]
对于每一个钢，试决的制备都是经历了表2所示温度的淬火和回火。再进行n＝3(三个试样)的10R夏氏冲击试验，对测量结果进行平均以确定韧性的大小。研究了热处理后的硬度同韧性的关系，并与常规钢进行了比较。结果如图3中的曲线所示。从该曲线可以清楚地看出发明钢的韧性普遍地高于对比钢。
表1合金成份
No. C Si Mn P S Cu Ni Co Cr Mo W V Nb Al O N B
对比例
A 0.52 0.11 0.54 0.002 0.001 0.13 - 0.99 4.22 2.03 1.55 1.19 0.09 0.005 0.0021 0.0135 -
B 0.65 1.46 0.95 0.002 0.001 - 0.53 - 4.23 2.81 - 1.80 - 0.021 0.0016 0.0067 0.015
C 0.80 0.85 1.33 0.002 0.001 - - - 4.99 5.45 1.19 1.19 - 0.004 0.0020 0.0051 -
D 0.51 0.34 0.30 0.001 0.001 - 0.21 - 4.52 3.74 1.49 0.99 0.05 0.005 0.0016 0.0112 0.008
E 0.81 0.80 0.25 0.004 0.002 0.32 0.11 - 5.47 5.03 1.01 1.20 0.01 0.015 0.0020 0.0081 -
F 0.56 0.07 0.34 0.006 0.001 0.24 - - 5.57 3.75 1.51 1.09 - 0.009 0.0012 0.0037 -
G 0.88 0.40 0.45 0.012 0.004 0.11 - 0.12 3.97 5.11 6.01 1.79 - 0.002 0.0013 0.0238 -
本发明实例
1 0.72 1.12 0.63 0.014 0.007 0.12 0.56 1.53 5.78 2.54 1.53 1.21 0.05 0.002 0.012 0.0195 -
2 0.65 0.25 0.50 0.008 0.002 - 0.14 0.14 5.45 237 0.99 0.99 0.01 0.012 0.001 0.0039 0.005
3 0.54 0.14 0.31 0.021 0.005 0.34 - - 5.14 1.85 0.61 1.05 - 0.006 0.008 0.0089 0.008
表2试验结果
No. 在以下温度 淬火并回 夏氏冲击 硬度 硬度下降
均热后的残留碳化物 火温度 值 (HRC)
1100℃ 1200℃ (℃) (J/cm2) O.Q. C.Q. (HRC)
对比例
A MC 无 1140+540 145 56.4 53.8 2.6
B MC MC 1160+560 46 62.3 59.8 2.5
C MC+M6C MC+M6C 1160+580 33 65.2 64.2 1.0
D MC+M6C 无 1140+540 67.3 61.5 59.4 2.1
E MC+M6C MC 1150+560 83 59.7 59.6 0.1
F MC+M6C 无 1140+540 94 60.4 60.2 0.2
G MC+M6C MC+M6C 1200+560 14 65.3 62.2 3.1
本发明实例
1 MC 无 1140+560 145 62.1 61.9 0.2
2 MC 无 1140+560 117 62.6 62.5 0.1
3 MC 无 1140+560 173 58.3 57.9 0.4
Claims (9)
1.一种低合金高速工具钢，按重量％的基本组成为：C：0.50-0.75％，Si：0.02-2.00％，Mn：0.1-3.0％，P：最高0.050％，S：最高0.010％，Cr：5.0-6.0％，W：05-2.0％，V：0.70-1.25％，Al：最高0.1％，O：最高0.01％，N：最高0.04％，余量为Fe，条件是[Mo+0.5W](Mo-eq.)为25-5.0％，Mo-eq./V为2-4，并且在退火状态下其含有[MC+M6C]型和/或M23C6(M7C3)型碳化物，在从1100-1200℃淬火后，基本上不含残留碳化物，或者即使含有，几乎所有的碳化物都是MC型的。
2.如权利要求1所述的低合金高速工具钢，其中Si的含量为0.2-0.8％。
3.如权利要求1所述的低合金高速工具钢，其中还含有下述元素中的至少一种：Ni最高2.0％、Cu最高1.0％和Co最高3.0％。
4.如权利要求1所述的低合金高速工具钢，其中还含有最高0.01％的B。
5.如权利要求1所述的低合金高速工具钢，其中还含有最高0.1％的Nb，而且Mo-eq./(V+5Nb)为2-4。
6.如权利要求1所述的低合金高速工具钢，其中还含有下述元素中的至少一种：Ni最高2.0％，Cu最高1.0％，Co最高3.0％，B最高0.01％。
7.如权利要求1所述的低合金高速工具钢，其中该钢含有下述元素中的至少一种：Ni最高2.0％，Cu最高1.0％，Co最高3.0％，Nb最高0.1％，而且Mo-eq./(V+5Nb)为2-4。
8.如权利要求1所述的低合金高速工具钢，其中还含有最高0.01％的B，最高0.1％的Nb，而且Mo-eq./(V+5Nb)为2-4。
9.如权利要求1所述的低合金高速工具钢，其中还含有下述元素中的至少一种：Ni最高2.0％，Cu最高1.0％，Co最高3.0％，B最高0.01％，Nb最高0.1％，而且Mo-eq./(V+5Nb)为2-4。
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