RU2542885C2 - Материал с высокой стойкостью к износу - Google Patents

Материал с высокой стойкостью к износу Download PDF

Info

Publication number
RU2542885C2
RU2542885C2 RU2013120934/02A RU2013120934A RU2542885C2 RU 2542885 C2 RU2542885 C2 RU 2542885C2 RU 2013120934/02 A RU2013120934/02 A RU 2013120934/02A RU 2013120934 A RU2013120934 A RU 2013120934A RU 2542885 C2 RU2542885 C2 RU 2542885C2
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
matrix
carbide
steel
maximum
carbon
Prior art date
Application number
RU2013120934/02A
Other languages
English (en)
Other versions
RU2013120934A (ru
Inventor
Герт КЕЛЛЕЦИ
Деврим КАЛИСКАНОГЛУ
Original Assignee
Белер Эдельшталь Гмбх Унд Ко Кг
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Белер Эдельшталь Гмбх Унд Ко Кг filed Critical Белер Эдельшталь Гмбх Унд Ко Кг
Publication of RU2013120934A publication Critical patent/RU2013120934A/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2542885C2 publication Critical patent/RU2542885C2/ru

Links

Images

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/12—Both compacting and sintering
    • B22F3/14—Both compacting and sintering simultaneously
    • B22F3/15—Hot isostatic pressing
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/24—After-treatment of workpieces or articles
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/02—Hardening by precipitation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/02—Making ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C33/0257—Making ferrous alloys by powder metallurgy characterised by the range of the alloying elements
    • C22C33/0278—Making ferrous alloys by powder metallurgy characterised by the range of the alloying elements with at least one alloying element having a minimum content above 5%
    • C22C33/0285—Making ferrous alloys by powder metallurgy characterised by the range of the alloying elements with at least one alloying element having a minimum content above 5% with Cr, Co, or Ni having a minimum content higher than 5%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/24—After-treatment of workpieces or articles
    • B22F2003/248—Thermal after-treatment
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
    • B22F2998/10—Processes characterised by the sequence of their steps
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/007—Ledeburite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2241/00—Treatments in a special environment
    • C21D2241/01—Treatments in a special environment under pressure
    • C21D2241/02—Hot isostatic pressing

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)
  • Manufacture And Refinement Of Metals (AREA)
  • Sliding-Contact Bearings (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Ceramic Products (AREA)
  • Carbon And Carbon Compounds (AREA)

Abstract

Изобретение относится к области металлургии, в частности к получению ледебуритных инструментальных сталей способом порошковой металлургии. Способ получения материала с изотропными механическими свойствами, улучшенной износостойкостью и высоким потенциалом закалки характеризуется тем, что из ледебуритной инструментальной стали методом порошковой металлургии путем распыления жидкой стали азотом получают порошок и горячим изостатическим прессованием порошка получают HIP-заготовку. Заготовку подвергают высокому отжигу при температуре выше 1100°C и по меньшей мере на 10°C ниже температуры плавления самой низкоплавкой фазы структуры стали в течение более 12 часов с обеспечением увеличения среднего размера включений карбидной фазы по меньшей мере на 65%, скругления их поверхности и гомогенизации матрицы, а затем проводят улучшение путем закалки с последующим отпуском. Материал имеет изотропные механические свойства и имеет в термически улучшенном состоянии долю карбидных фаз M6C- и MC-карбидов по меньшей мере 7,0 об.% при среднем размере включений карбидных фаз больше 2,8 мкм в матрице. Концентрация углерода в матрице составляет от 0,45 до 0,75 мас.%. Материалы характеризуются высокой износостойкостью. 2 н. и 7 з.п. ф-лы, 10 ил., 2 табл.

Description

Изобретение относится к получению ледебуритных инструментальных сталей способом порошковой металлургии, причем данные PM-материалы (материалы, полученные порошковой металлургией) имеют изотропные механические свойства, улучшенную износостойкость и высокий потенциал закалки.
Высоколегированные инструментальные стали, которые по причине их состава затвердевают с образованием ледебурита, часто имеют в отлитом состоянии локально крупные карбиды и скопления карбида, которые при горячем формовании отливок в целевые формы выравниваются и затем в зависимости от направления формования образуют полосы карбида или соответственно деформационные структуры. Данная форма структуры обуславливает применительно к соответствующему направлению нагрузки на деталь анизотропные свойства материала.
Известно, что для того, чтобы достичь изотропных и улучшенных свойств материала высоколегированных инструментальных сталей, применяют в качестве способа получения порошковую металлургию, которая обеспечивает гомогенное распределение небольших частиц карбидов в матрице.
При PM-способе благодаря высокоскоростному газовому потоку происходит разделение жидкой стали на маленькие капли, которые затвердевают с высокой скоростью, и при этом в них образуется мелкодисперсные фазы карбида. При последующем горячем изостатическом прессовании (HIP) порошка в форме и посредством спекания получают HIP-заготовку, которая способна подвергаться горячему формованию и в любом случае, предпочтительно, имеет гомогенное распределение мелких фаз карбида в материале.
Таким образом, полученные материалы в их механических свойствах в значительной мере изотропны и хорошо поддаются обработке, однако имеют ограниченный потенциал закалки вследствие структуры матрицы. Термин потенциал закалка относится для специалистов к величине повышения твердости при отпуске материала, который подвергнут мартенситному превращению из области структуры аустенита, с остаточным аустенитом.
Далее, как было обнаружено, при одинаковом химическом составе сплава, PM-материалы имеют соответственно несколько меньшую износостойкость, хотя при традиционном получении в матрице находится одинаково высокое количество включений карбидных фаз.
В основе данного изобретения лежит задача - предоставить способ упомянутого вначале вида, с помощью которого PM-материалам при сохранении изотропии механических свойств можно придать улучшенную износостойкость и повышенный потенциал закалки.
Далее, целью данного изобретения является создание полученного способом порошковой металлургии материала из ледебуритного инструментального стального сплава с высоким потенциалом закалки и высокой стойкостью к абразивному износу.
Согласно настоящему изобретению поставленную задачу можно решить при получении PM-способом ледебуритного инструментального стального сплава, при котором HIP-заготовку и/или изготовленный из нее полуфабрикат подвергают высокому отжигу при температуре выше 1100°C, но по меньшей мере на 10°C ниже температуры плавления самой низкоплавкой фазы структуры, с продолжительностью более 12 часов, причем средний размер включений карбидных фаз материала повышается по меньшей мере на 65%, их форма поверхности скругляется и матрица гомогенизируется, после чего происходит дальнейшая обработка для получения инструментов с высокой износостойкостью или элементов, подвергаемых абразивной нагрузке.
Способ по изобретению имеет преимущество в том, что вследствие диффузии при температуре выше 1100°C с одной стороны увеличивается размер включений карбидной фазы и с другой стороны происходит гомогенизация матрицы, причем в незакаленном состоянии материала физико-механические свойства практически не изменяются, предельное удлинение и, в частности, относительное сужение при разрыве повышается, вследствие чего получаются преимущества в обработке и свойствах.
Если элементы обрабатывают и/или перерабатывают после высокого отжига в течение промежутка времени согласно данному изобретению, то также при высокой нагрузке на материал, в частности нагрузке напряжением, существенно снижается склонность к образованию трещин.
При тепловом улучшении путем закалки и отпуска высоколегированного, полученного согласно настоящему изобретению материала, уже при низкой температуре закалки достигают высокого значения твердости после отпуска закаленного материала.
Далее, неожиданно было установлено, что подвергнутые высокому отжигу и улучшенные материалы при одинаковом количестве карбидных фаз, имеют однако значительно больший размер включений карбидных фаз, например на 84%, и в соответствующем нормам абразивном тесте, по сравнению со стандартным образцом, полученным также, но без высокого отжига, имеют значительно, в частности более чем на 30% улучшенную износостойкость.
Преимущества данного изобретения особенно проявляются, если в качестве инструментального стального сплава применяют материал из быстрорежущей стали с химическим составом в мас.%
Углерод (C) от 0,8 до 1,4
Хром (Cr) от 3,5 до 5,0
Молибден (Mo) от 0,1 до 10,0
Ванадий (V) от 0,8 до 10,5
Вольфрам (W) от 0,1 до 10,0
Кобальт (Co) от 1,0 до 12,0,
а также Si, Mn, S, N и альтернативно Ni, Al, Nb, Ti, и примеси, остальное - железо, причем содержание углерода в матрице устанавливают от 0,45 до 0,75, а средний диаметр включений карбидных фаз устанавливается более чем 2,8 мкм.
Для упомянутого выше стального сплава указано содержание углерода, важных карбидообразующих элементов и особенно способствующего вязкости матрицы, а также твердости при повышенной температуре элемента кобальта, а также концентрация углерода матрицы, в тех границах, которые, как показало исследование, являются существенными для способа, при этом согласно настоящему изобретению устанавливают предпочтительный диаметр включений карбидных фаз.
Такие, сравнительно крупные диаметры включений карбидных фаз остаются также при грубой абразивной нагрузке в структуре материала, или, соответственно не выводятся или не отделяются, так как содержащая данную твердую фазу матрица благодаря высокому отжигу также получает способствующие этому полезные свойства.
Способ по изобретению предпочтительно применим также для материалов из стали для холодной обработки с химическим составом в мас.%
Углерод (C) от 1,0 до 3,0
Хром (Cr) до 12,0
Молибден (Mo) от 0,1 до 5,0
Ванадий (V) от 0,8 до 10,5
Вольфрам (W) от 0,1 до 3,0
а также Si, Mn, S, N и альтернативно Ni, Al, Nb, Ti, и примеси, остальное - железо.
Следующую задачу данного изобретения решают созданием материала, который имеет изотропные механические свойства и в термически улучшенном состоянии имеет долю карбидных фаз M6C- и MC-карбидов по меньшей мере 7,0 об.%, при среднем размере включений карбидных фаз в матрице более чем 2,8 мкм, при этом матрица имеет концентрацию углерода от 0,45 до 0,75 мас.%.
Содержание включений карбидных фаз одного размера вызывает, как было обнаружено, уменьшение износа, если в гомогенной матрице находятся включения карбидных фаз с увеличенным средним размером.
Согласно уровню техники до сих пор пытались устанавливать как можно меньший размер включений карбидных фаз в материале для того, чтобы улучшить или оптимизировать все характерные свойства материала.
Однако неожиданно было обнаружено, что повышенный средний размер включений карбидных фаз в гомогенизированной с помощью высокого отжига матрице вызывает значительное улучшение износостойкости материала.
С научной стороны данное улучшение понятно еще не полностью, однако заявитель допускает, что при абразивной нагрузке более крупные карбиды замедляют критическое уменьшение поверхности контакта или, соответственно поверхности сцепления в гомогенной матрице и гомогенная матрица имеет больший потенциал связывания по отношению к сформированным крупным карбидам.
Особенно выражены улучшения износостойкости у материалов, которые имеют химический состав в мас.%
Углерод (C) от 0,8 до 1,4
Хром (Cr) от 3,5 до 5,0
Молибден (Mo) от 0,1 до 10,0
Ванадий (V) от 0,8 до 10,5
Вольфрам (W) от 0,1 до 10,0
Кобальт (Co) от 1,0 до 12,0
А также Si, Mn, S, N и альтернативно Ni, Al, Nb, Ti, и примеси, остаток - железо, а в матрицу включены карбидные фазы, а именно от 5,5 до 8,5 об.% M6C- и от 1,5 до 3,9 об.% MC-карбидов со скругленной формой поверхности.
При этом благоприятно и способствует высокому уровню механических свойств, если материал имеет содержание в мас.% по меньшей мере одного из элементов
Si = от 0,1 до 0,5, предпочтительно от 0,15 до 0,3
P = максимум 0,03, предпочтительно максимум 0,02
S = максимум 0,3, предпочтительно максимум 0,03
N = максимум 0,1, предпочтительно максимум 0,08,
Если материал имеет концентрацию в мас.% по меньшей мере одного из элементов
С = от 0,9 до 1,4, предпочтительно от 1,0 до 1,3
Mn = от 0,15 до 0,5, предпочтительно от 0,2 до 0,35
Cr = от 3,0 до 5,0, предпочтительно от 3,5 до 4,5
Mo = от 3,0 до 10,0
W = от 1,0 до 10,0
Mo+W/2 = от 6,5 до 12,0, предпочтительно от 7,0 до 11,0
V = от 0,9 до 6,0, предпочтительно от 1,0 до 4,5
Co = от 7,0 до 11,0, предпочтительно от 8,0 до 10,0,
может происходить оптимизация его качественных параметров применительно к необходимым специфическим требованиям.
Для сталей для холодной обработки, которые должны удовлетворять наивысшим требованиям при ударной нагрузке с упомянутыми выше преимуществами, предпочтительно, если материал имеет химический состав в мас.%
Углерод (C) от 0,8 до 3,0
Хром (Cr) до 12,0
Молибден (Mo) от 0,1 до 5,0
Ванадий (V) от 0,8 до 10,5
Вольфрам (W) от 0,1 до 3,0,
а также Si, Mn, S, N и альтернативно Ni, Al, Nb, Ti, и примеси, остаток - железо. Далее данное изобретение разъясняется подробнее с помощью приведенных только для примера результатов исследований с описанием разработок.
В таблицах и на фигурах представлено:
Таблица 1. Химический состав исследуемых материалов.
Таблица 2. Химический состав матрицы сравнительного сплава и материала по изобретению (S599PM-H).
Фиг.1 - Механические свойства материалов;
Фиг.2 - Карбидная фаза в PM-материале (S599PM), полученном согласно уровню техники (REM-анализ);
Фиг.3 - Карбидная фаза в РМ-материале, полученном согласно данному изобретению (S599PM-Н), (REM-анализ);
Фиг.4 - Карбидная фаза в материале по изобретению (S599PM-Н), (REM-анализ);
Фиг.5 - М6С - фаза образца с Фиг.4;
Фиг.6 - МС - фаза образца с Фиг.4;
Фиг.7 - Изображение фаз PM-материала (S599PM) согласно уровню техники, улучшенного;
Фиг.8 - Изображение фаз PM-материала (S599PMH)материала, полученного согласно данному изобретению, улучшенного;
Фиг.9 - Изображение фаз отлитого и формованного материала (S500);
Фиг.10 - Устройство для испытания износостойкости (схематично).
REM-анализ (Фиг.3-4) происходит с помощью растрового электронного микроскопа:
Модель REM: JEOL JSM 8490 HV
Модель EDX: Oxford Instrument sinca-Pentafet x3 Si(Li) 30 мм2 (Фиг.5, 6)
Карбидные фазы M6C и MC устанавливали с помощью отбора карбидных фаз с помощью программы обработки изображений: Image J.
В таблице 1 представлены химические составы среднелегированного материала (AISI-тип M42) с обозначением S500 и полученного способом порошковой металлургии материала S599PM, а также материала по изобретению S599PM-H.
Материал с обозначением S500 служит в качестве сравнительного материала, полученного по традиционной технологии, так как он имеет хорошую износостойкость соответствующую уровню техники.
Сплав, соответствующий обозначенному S599 составу, расплавляли и посредством PM способа после распыления расплава азотом, полученным порошком данного сплава, наполняли форму, и посредством горячего изостатического прессования получали HIP-заготовку.
Одну часть этой HIP-заготовки обычным образом перерабатывали в образцы и инструменты с обозначением S559-PM.
Из второй части материала заготовки из того же расплава производили заготовку с поперечным разрезом в виде квадрата 100 мм и подвергали согласно данному изобретению высокому отжигу при 1180°C с продолжительностью 24 часа, а затем перерабатывали в материал с обозначением S559PM-H.
В таблице 2 представлены химические составы матрицы и содержание карбидных фаз в сравнительном материале S500 и в полученном согласно данному изобретению материале S599PM-H.
На Фиг.1 на гистограмме показаны механические свойства, а именно: предел прочности при растяжении RP0.2, прочность на разрыв Rm, предельное удлинение A и относительное сужение при разрыве Z материалов S500, S599PM и S599PM-H.
Благодаря высокому отжигу согласно данному изобретению значительно повышены удлинение A и сужение Z материала S599PM-H, что вызвано гомогенизацией матрицы.
На Фиг. 2 показаны на изображении шлифа материала S599PM в состоянии мягкого отжига включения карбидных фаз типов M6C и MC в матрице. Размер включений карбидных фаз составляет в среднем примерно 2,0 мкм.
Мелкодисперсные включения M23C6-карбидов не включены в оценку материала с твердостью примерно 258 HB (твердость по Бринеллю).
На Фиг.3 показано изображение шлифа материала S599PM-H, полученного согласно настоящему изобретению. При таком же содержании карбидных фаз включения карбидов значительно увеличены и имеют средний диаметр примерно 4,0 мкм.
В матрицу с твердостью примерно 254 HB опять включен мелкодисперсный M23C6-карбид, так как материал находится в состоянии мягкого отжига.
На Фиг.4 представлен REM-анализ (растровый электронный микроскоп), полученного согласно данному изобретению материала S599PM-H, при этом данный материал улучшен до твердости 68,7 HRC (твердость по Роквеллу).
На Фиг.4 и 5 еще заметно, что после улучшения на изображениях больше не появляется карбид M23C6.
На Фиг.5 видны включения карбидной фазы типа M6C, отобранные с помощью упомянутой выше программы графического анализа.
Содержание карбидной фазы M6C составляет примерно 7,4 об.%, причем данное значение получилось как среднее значение более чем 6 измерений.
На Фиг.6 представлена карбидная фаза типа MC из исследования улучшенного материала с содержанием примерно 1,8 об.%, при этом также получали среднее значение более 6 измерений.
На Фиг.7 показан на изображении шлифа (полированный, протравленный раствором 3% HNO3), полученный способом порошковой металлургии материал S599PM в термически улучшенном состоянии с гомогенным распределением мелкодисперсного карбида со средним размером включений карбидной фазы 1,6 мкм. Твердость материала составляет примерно 68,2 HRC.
На Фиг.8 на изображении шлифа показан такой же материал, который был термически улучшен с идентичными параметрами, однако который подвергли высокому отжигу согласно настоящему изобретению, при этом измерение среднего размера включений карбидной фазы дало значение 3,6 мкм.
На Фиг.9 на изображении шлифа представлено строение изготовленного с применением заготовки материала S500 в состоянии после отжига, с твердостью 239 HB, при этом данный материал имеет угловатые, расположенные небольшими полосками, крупные включения карбидных фаз.
Исследование износостойкости материалов происходило с помощью устройства, которое схематически представлено на Фиг.10.
В тесте на абразивный износ образцы прижимали к диску с диаметром 300 мм, который был оснащен шлифовальной бумагой SiC P120, с прижимной силой на каждый образец 13,33 Н, что соответствует контактному давлению 0,265 Н/мм2. Скорость вращения диска составляла 150 и 300 мин-1.
Результат теста на абразивный износ улучшенных образцов, в 12 испытаниях сравнительного материала S500 оценили как 100%.
Полученный способом порошковой металлургии, аналогично улучшенный материал S599PM, с мелкодисперсными карбидными фазами показал в сравнении степень износа примерно 98%.
Исследование материала S599PM-H по изобретению, обработанного при получении высоким отжигом и полученного с такими же параметрами улучшения, показало увеличение износостойкости на 33%, до примерно 130% от значения для S500 и S599PM.
Figure 00000001
Figure 00000002

Claims (9)

1. Способ получения материала с изотропными механическими свойствами, улучшенной износостойкостью и высоким потенциалом закалки, в котором из ледебуритной инструментальной стали методом порошковой металлургии (РМ) путем распыления жидкой стали азотом получают порошок и горячим изостатическим прессованием порошка получают HIP-заготовку, которую подвергают высокому отжигу при температуре выше 1100°C и по меньшей мере на 10°C ниже температуры плавления самой низкоплавкой фазы структуры стали в течение более 12 часов с обеспечением увеличения среднего размера включений карбидной фазы по меньшей мере на 65%, скругления их поверхности и гомогенизации матрицы, а затем проводят улучшение путем закалки с последующим отпуском.
2. Способ по п.1, отличающийся тем, что в качестве инструментальной стали используют быстрорежущую сталь с химическим составом в мас.%:
Углерод (С) от 0,8 до 1,4
Хром (Cr) от 3,0 до 5,0
Молибден (Мо) от 0,1 до 10,0
Ванадий (V) от 0,8 до 10,5
Вольфрам (W) от 0,1 до 10,0
Кобальт (Со) от 1,0 до 12,0,
а также Si, Мn, S, N и альтернативно Ni, Al, Nb, Ti, и примеси, остальное - железо, причем содержание углерода в матрице после улучшения составляет от 0,45 до 0,75, а средний диаметр фаз карбида составляет 2,8 мкм или более, предпочтительно 3,2 мкм или более.
3. Способ по п.1, отличающийся тем, что в качестве инструментальной стали используют сталь для холодной обработки с химическим составом в мас.%:
Углерод (С) от 1,0 до 3,0
Хром (Cr) до 12,0
Молибден (Мо) от 0,1 до 5,0
Ванадий (V) от 0,8 до 10,5
Вольфрам (W) от 0,1 до 3,0
а также Si, Мn, S, N и альтернативно Ni, Al, Nb, Ti, и примеси, остальное - железо.
4. Материал с изотропными механическими свойствами, улучшенной износостойкостью и высоким потенциалом закалки, полученный способом по п.1, причем содержание карбидных фаз М6С и МС в улучшенном путем закалки и отпуска материале составляет по меньшей мере 7,0 об.% при среднем размере включений карбидных фаз в матрице более 2,8 мкм, при этом концентрация углерода в матрице составляет от 0,45 до 0,75 в мас.%.
5. Материал по п.4, отличающийся тем, что имеет химический состав в мас.%:
Углерод (С) от 0,8 до 1,4
Хром (Cr) от 3,0 до 5,0
Молибден (Мо) от 0,1 до 10,0
Ванадий (V) от 0,8 до 10,5
Вольфрам (W) от 0,1 до 10,0
Кобальт (Со) от 1,0 до 12,0,
а также Si, Мn, S, N и альтернативно Ni, Al, Nb, Ti, и примеси, остальное - железо, при этом в матрицу включены карбидные фазы: М6С от 5,5 до 8,5 об.% и МС от 1,5 до 3,9 об.%, со скругленной формой поверхности.
6. Материал по п.4 или 5, отличающийся тем, что содержание по меньшей мере одного из элементов в материале составляет в мас.%:
Si от 0,1 до 0,5, предпочтительно от 0,15 до 0,3
P максимум 0,03, предпочтительно максимум 0,02
S максимум 0,3, предпочтительно максимум 0,03
N максимум 0,1, предпочтительно максимум 0,08.
7. Материал по п.4 или 5, отличающийся тем, что содержание по меньшей мере одного из элементов в материале составляет в мас.%:
С от 0,9 до 1,4, предпочтительно от 1,0 до 1,3
Мn от 0,15 до 0,5, предпочтительно от 0,2 до 0,35
Cr от 3,0 до 5,0, предпочтительно от 3,5 до 4,5
Мо от 3,0 до 10,0
W от 1,0 до 10,0
Mo+W/2 от 6,5 до 12,0, предпочтительно от 7,0 до 11,0
V от 0,9 до 6,0, предпочтительно от 1,0 до 4,5
Со от 7,0 до 11,0, предпочтительно от 8,0 до 10,0.
8. Материал по п.6, отличающийся тем, что содержание по меньшей мере одного из элементов в материале составляет в мас.%:
С от 0,9 до 1,4, предпочтительно от 1,0 до 1,3
Мn от 0,15 до 0,5, предпочтительно от 0,2 до 0,35
Cr от 3,0 до 5,0, предпочтительно от 3,5 до 4,5
Мо от 3,0 до 10,0
W от 1,0 до 10,0
Mo+W/2 от 6,5 до 12,0, предпочтительно от 7,0 до 11,0
V от 0,9 до 6,0, предпочтительно от 1,0 до 4,5
Со от 7,0 до 11,0, предпочтительно от 8,0 до 10,0.
9. Материал по п.4, отличающийся тем, что он имеет химический состав в маc.%:
Углерод (С) от 0,8 до 3,0
Хром (Cr) до 12,0
Молибден (Мо) от 0,1 до 5,0
Ванадий (V) от 0,8 до 10,5
Вольфрам (W) от 0,1 до 3,0,
а также Si, Мn, S, N и альтернативно Ni, Al, Nb, Ti, и примеси, остальное - железо.
RU2013120934/02A 2012-05-08 2013-05-07 Материал с высокой стойкостью к износу RU2542885C2 (ru)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP12450026.5 2012-05-08
EP12450026.5A EP2662166A1 (de) 2012-05-08 2012-05-08 Werkstoff mit hoher Beständigkeit gegen Verschleiss

Publications (2)

Publication Number Publication Date
RU2013120934A RU2013120934A (ru) 2014-11-20
RU2542885C2 true RU2542885C2 (ru) 2015-02-27

Family

ID=46148796

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2013120934/02A RU2542885C2 (ru) 2012-05-08 2013-05-07 Материал с высокой стойкостью к износу

Country Status (9)

Country Link
US (1) US9855603B2 (ru)
EP (1) EP2662166A1 (ru)
JP (1) JP2013234387A (ru)
KR (1) KR20130125329A (ru)
CN (1) CN103388108A (ru)
AR (1) AR090840A1 (ru)
RU (1) RU2542885C2 (ru)
TW (1) TWI565543B (ru)
UA (1) UA109247C2 (ru)

Families Citing this family (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
AT515148B1 (de) * 2013-12-12 2016-11-15 Böhler Edelstahl GmbH & Co KG Verfahren zur Herstellung von Gegenständen aus Eisen-Cobalt-Molybdän/Wolfram-Stickstoff-Legierungen
JP6345945B2 (ja) * 2014-02-26 2018-06-20 山陽特殊製鋼株式会社 耐摩耗性に優れた粉末高速度工具鋼およびその製造方法
EP2933345A1 (en) * 2014-04-14 2015-10-21 Uddeholms AB Cold work tool steel
CN104128600B (zh) * 2014-07-09 2016-04-13 浙江工业大学 一种用于热作模具激光组合制造专用粉末及其制造工艺
SE539733C2 (en) * 2016-03-16 2017-11-14 Erasteel Sas A steel alloy and a tool
CN108315664B (zh) * 2018-04-26 2020-05-12 河冶科技股份有限公司 搓丝板材料的制备方法
CN111347220B (zh) * 2018-12-24 2021-09-03 溧阳市金昆锻压有限公司 一种莱氏体钢高耐磨性压辊壳制造方法
CN110643903B (zh) * 2019-09-29 2022-03-15 沈阳屹辰科技有限公司 一种高速钢打印针的制备方法
DE102019133017A1 (de) * 2019-12-04 2021-06-10 Vulkan Inox Gmbh Abrasiv zum Strahlschneiden
CN114318164B (zh) * 2021-03-22 2023-01-20 武汉钜能科技有限责任公司 耐磨耐蚀工具钢
CN114318131B (zh) * 2021-03-22 2023-01-20 武汉钜能科技有限责任公司 耐磨合金
CN113957332A (zh) * 2021-09-08 2022-01-21 僖昴晰(上海)新材料有限公司 高硬度耐磨材料组合物

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
SU1381192A1 (ru) * 1986-04-03 1988-03-15 Украинский Научно-Исследовательский Институт Специальных Сталей,Сплавов И Ферросплавов Спеченна быстрорежуща сталь
RU2221073C1 (ru) * 2001-04-11 2004-01-10 Белер Эдельшталь Гмбх Изделие из быстрорежущей стали с высокой термостойкостью
RU2290452C2 (ru) * 2001-06-21 2006-12-27 Уддехольм Тулинг Актиеболаг Сталь для холодной обработки

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
SE446277B (sv) * 1985-01-16 1986-08-25 Kloster Speedsteel Ab Vanadinhaltigt verktygsstal framstellt av metallpulver och sett vid dess framstellning
JP2760001B2 (ja) * 1989-01-24 1998-05-28 大同特殊鋼株式会社 高速度工具鋼
JP3499425B2 (ja) * 1998-02-02 2004-02-23 山陽特殊製鋼株式会社 冷間工具鋼の製造方法
AT409831B (de) 2000-03-03 2002-11-25 Boehler Uddeholm Ag Verfahren zur pulvermetallurgischen herstellung von vormaterial und vormaterial
CN1256458C (zh) * 2004-02-18 2006-05-17 中国科学院金属研究所 一种用真空热压法制备粉末工具钢的方法
JP4991979B2 (ja) 2005-03-17 2012-08-08 大谷 智子 産業廃棄物のガラス製品
US20060249230A1 (en) * 2005-05-09 2006-11-09 Crucible Materials Corp. Corrosion and wear resistant alloy
US7288157B2 (en) * 2005-05-09 2007-10-30 Crucible Materials Corp. Corrosion and wear resistant alloy
SE529041C2 (sv) * 2005-08-18 2007-04-17 Erasteel Kloster Ab Användning av ett pulvermetallurgiskt tillverkat stål
CN103556083B (zh) * 2005-09-08 2016-12-28 伊拉斯蒂尔.克罗斯特公司 粉末冶金制造的高速钢
SE0600841L (sv) * 2006-04-13 2007-10-14 Uddeholm Tooling Ab Kallarbetsstål
US7615123B2 (en) 2006-09-29 2009-11-10 Crucible Materials Corporation Cold-work tool steel article
BRPI1001251B1 (pt) * 2009-01-16 2021-05-04 Nippon Steel Corporation Aço para endurecimento por indução
CN101487103B (zh) * 2009-02-20 2010-12-22 安泰科技股份有限公司 钒铌复合合金化冷作模具钢及其制备方法
JP5328494B2 (ja) * 2009-06-03 2013-10-30 株式会社アマダ 帯鋸刃及びその製造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
SU1381192A1 (ru) * 1986-04-03 1988-03-15 Украинский Научно-Исследовательский Институт Специальных Сталей,Сплавов И Ферросплавов Спеченна быстрорежуща сталь
RU2221073C1 (ru) * 2001-04-11 2004-01-10 Белер Эдельшталь Гмбх Изделие из быстрорежущей стали с высокой термостойкостью
RU2290452C2 (ru) * 2001-06-21 2006-12-27 Уддехольм Тулинг Актиеболаг Сталь для холодной обработки

Also Published As

Publication number Publication date
AR090840A1 (es) 2014-12-10
US9855603B2 (en) 2018-01-02
TW201350232A (zh) 2013-12-16
CN103388108A (zh) 2013-11-13
UA109247C2 (uk) 2015-07-27
KR20130125329A (ko) 2013-11-18
RU2013120934A (ru) 2014-11-20
JP2013234387A (ja) 2013-11-21
TWI565543B (zh) 2017-01-11
EP2662166A1 (de) 2013-11-13
US20130343944A1 (en) 2013-12-26

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2542885C2 (ru) Материал с высокой стойкостью к износу
RU2744788C2 (ru) Сталь, подходящая для инструментов формования пластмасс
JP4162289B2 (ja) 高い衝撃靱性を持つ耐摩耗性粉末冶金冷間加工工具用焼結鋼及びそれを製造する方法
US6773482B2 (en) cold work steel alloy for the manufacture of parts by powder metallurgy
EP2770073B1 (en) Roll surface-layer material for hot rolling with excellent fatigue resistance produced by centrifugal casting, and composite roll for hot rolling produced through centrifugal casting
TWI724218B (zh) 超硬合金及其製造方法、以及軋輥
SE533988C2 (sv) Stålmaterial och förfarande för framställning därav
JP4424503B2 (ja) 棒鋼・線材
CN109641251B (zh) 轧制用辊外层材料和轧制用复合辊
WO2019151389A1 (ja) 超硬合金及び圧延用超硬合金製複合ロール
CN103703150B (zh) 热加工工具钢以及制造热加工工具钢的方法
EP2268842A1 (en) Blade made of steel alloy
KR102282588B1 (ko) 블레이드용 소재
JP6271310B2 (ja) 鉄基焼結材およびその製造方法
JP2019116688A (ja) 粉末高速度工具鋼
WO2017199819A1 (ja) 鉄基焼結合金およびその製造方法
JP2004219323A (ja) 鉄基材料の評価方法
CA2815059A1 (en) Material with high resistance to wear
JP7205257B2 (ja) 超硬合金製塑性加工用金型及びその製造方法
JP4330157B2 (ja) 射出成形機用スクリューおよびその組立部品
JP2764659B2 (ja) 均一組織のステンレス刃物鋼
Schneider et al. IFHTSE Global 21: heat treatment and surface engineering in the twenty-first century Part 13–Advances in tool steels and their heat treatment: Part 1–Cold work tool steels
CN114318130A (zh) 沉淀硬化合金
KR20200084626A (ko) 파쇄기용 고망간 주조합금강 및 그 제조방법
KR20100019783A (ko) 연주가이드롤 제조방법 및 그 합금