冷作工具钢制品
阅读：1019发布：2020-08-24
专利汇可以提供冷作工具钢制品专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 涉及冷作工具 钢 制品。具体地说，本发明涉及热 等静压 成型的氮气雾化预 合金 粉末的粉末 冶金 冷作工具钢制品。所述制品的合金包含铌的添加物，并结合使用气体雾化，结果形成精细的 碳 化物粒度分布。由此导致弯曲断裂强度和冲击韧性的改善。此外，作为对氮气雾化预合金粉末进行等静压成型的结果，碳化物精细分布导致获得同时实现韧性和 耐磨性 改善的微结构。，下面是冷作工具钢制品专利的具体信息内容。
1.一种热等静压成型的氮气雾化预合金粉末的粉末冶金冷作工具钢制品，该制品具有改善的冲击韧性，按重量百分比计，所述预合金粉末由0.5～1.2的碳、0.02～0.20的氮、0.3～1.3的硅、至多为1的锰、6～9的铬、0.6～2的钼、0.5～3.0的钨、0.2～2.0的钒、1.0～4.0的铌以及余量的铁、偶存杂质组成，其中，所述制品含有2.5体积％～
6.0体积％的均一分布在回火马氏体基体中的富含铌-钒的球形MC初生碳化物，根据对金相截面所进行的测量，所述富含铌-钒的球形MC初生碳化物中95％的直径小于
1.25μm。
2.如权利要求1所述的制品，其中，碳为0.75～0.85、氮为0.08～0.14、硅为0.5～
1.1、锰为至多0.5、铬为7～8、钼为1.0～1.5、钨为1.3～1.8、钒为0.5～1，并且铌为2.25～2.75。
3.如权利要求1或2所述的制品，该制品含有富含铌-钒的球形MC初生碳化物，根据对金相截面所进行的测量，其中98％的直径小于1.5μm。
冷作工具钢制品
技术领域
[0001] 本发明涉及粉末冶金冷作工具钢制品，所述粉末冶金冷作工具钢制品具有改善的冲击韧性，是通过氮气雾化预合金粉末的热等静压成型而制得的。 该新型合金是在如下发现以后开发的：向工具钢中添加铌可导致更大的驱使MC初生碳化物沉淀的驱动力，该驱动力与液体合金的气体雾化相结合可形成更精细的碳化物粒度分布。 而后这些更精细的碳化物导致该新型工具钢的弯曲断裂强度和冲击韧性的改善。 氮气雾化预合金粉末的热等静压成型保留了碳化物的精细分布，并且由此可以得到一种微结构，对于同时实现冷作应用所需的高的韧性和耐磨性而言，这种微结构是必要的。
背景技术
[0002] 为提供令人满意的性能，冷作工具钢必需达到所要求的硬度、具有足够的韧性并且要耐磨。
[0003] 工具钢的耐磨性取决于初生碳化物的量、类型和粒度分布，而且取决于整体硬度。初生合金碳化物由于其极高的硬度而成为提供耐磨性的主要因素。 在工具钢中常见的初生碳化物的所有类型中，富含钒的MC初生碳化物的硬度最高。 铌也能形成硬度非常高的富含Nb的MC碳化物，但由于其倾向于形成大的MC碳化物(这样的碳化物对含Nb工具钢的韧性有不利影响)，因此其在通过铸锭冶金制造的工具钢的应用受到限制。
[0005] 根据热动力学计算(采用联合了TCFE3热动力学数据库的Thermo-Calc软件进行)发现，向冷作工具钢组合物(通过粉末冶金加工制得)中加入铌可导致更大的驱使富含Nb的MC型初生碳化物沉淀的驱动力，从而形成初生碳化物的更精细分布。新型的高韧性冷作工具钢级的额定化学组成(重量百分比)可用下式表示：Fe-0.8C-7.5Cr-0.75V-2.5Nb-1.3Mo-1.5W-0.1N。与其他一些为了获得理想的硬化和耐磨性而选出的商业化生产的冷作工具钢的性质相比，本发明合金的基体的化学组成和本发明合金中的MC初生碳化物的体积分数与之相类似。 PM冶金钢级(称为合金A)和常规冶金工具钢级(称为合金B)(它们的组成列在表1中)这两种钢(合金A和合金B)均用作基准冷作工具钢，用以比较韧性和强度性质以及微结构特性。
发明内容
[0006] 本发明提供了具有一种等热静压成型的氮气雾化预合金粉末的粉末冶金冷作工具钢制品，该制品具有改善的冲击韧性。按重量百分比计，所述预合金粉末主要由0.5～1.2的碳、0.02～0.20的氮、0.3～1.3的硅、至多为1的锰、6～9的铬、0.6～2的钼、
0.5～3.0的钨、0.2～2.0的钒、1.0～4.0的铌以及余量的铁和偶存杂质。
0.5～3.0的钨、0.2～2.0的钒、1.0～4.0的铌以及余量的铁和偶存杂质。
[0007] 优选的是，所述制品的合金含有0.75～0.85的碳、0.08～0.14的氮、硅0.5～1.1的硅、至多为0.5的锰、7～8的铬、1.0～1.5的钼、1.3～1.8的钨、0.5～1的钒和
2.25～2.75的铌。
2.25～2.75的铌。
[0008] 本发明的制品含有2.5体积％～6.0体积％的均一分布在回火马氏体基体中的富含铌-钒的球形MC初生碳化物。
[0009] 本发明的制品含有富含铌-钒的球形初生碳化物，根据对金相截面所进行的测量，其中95％的直径小于1.25μm。
[0010] 本发明的制品含有富含铌-钒的球形初生碳化物，根据对金相截面所进行的测量，其中98％的直径小于1.5μm。
[0011] 应当理解，以上概述和以下详述仅为示例和解释目的，并非用于限制所要求保护的本发明。
附图说明
[0013] 图1是本发明合金(LGA Heat L1984)的侵蚀微结构的显微照片(放大500倍)，所述合金从1950 在油中硬化并在1025 下回火2小时+2小时。 经测量，初生碳化物的体积分数为3.5体积％。 在本发明合金中的所有初生碳化物都是富含铌-钒的MC型。
[0014] 图2是合金A(CPM基准合金)的侵蚀微结构的显微照片(放大500倍)，所述合金从1950 在空气中硬化并在975 回火2小时+2小时。 经测量，初生碳化物的体积分数为3.3体积％。 在合金A中的所有初生碳化物都是富含钒的MC型。
[0015] 图3是合金B(一种常规铸锭基准合金)的侵蚀微结构的显微照片(放大500倍)，所述合金从2050 在空气中硬化并在1025 下回火2小时+2小时+2小时。 经测量，初生碳化物的体积分数为3.8体积％。 在合金B中的所有初生碳化物都是富含钒MC的型。
[0016] 图4是显示本发明的合金和合金A(PM基准合金)的初生碳化物的粒度分布的柱状图。
[0017] 图5是显示采用用于初生碳化物计量的对数标度的本发明合金和合金A(PM基准合金)的初生碳化物的粒度分布图。
具体实施方式
[0018] 化学组成检测
[0019] 表1公开了经过实验测定并导致获得本发明合金的化学组成，该合金实现了改善的韧性和耐磨性的组合。 其中包括了用以比较的合金A和合金B的化学组成。
[0020] 除合金B以外，具有所列的化学组成的预合金冷作工具钢在氮气氛围中熔化，用氮气雾化并进行热等静压(HIP)。
[0021] 本发明的合金经设计具有与合金A大致相当的基体化学组成和MC初生碳化物的体积分数。 相对于合金A，韧性方面的主要改进源于以下发现，即，与在合金A中的富含钒(V)的MC初生碳化物的粒度分布相比，在本发明合金中的富含铌(Nb)的MC初生碳化物的粒度分布向更小的初生碳化物迁移(图1、2、4和5)。 当将本发明的合金与合金B(一种常规铸锭合金，图3)相比时，所述改进甚至更加明显。
[0022] 在Crucible Research，将约50lbs(磅)的本发明合金(合金LGA)在具有50lbs容量的实验室用气体雾化器(Laboratory Gas Atomizer，LGA)中熔化并雾化，并将约650lbs的本发明合金(合金PGA)在具有800lbs容量的中试气体雾化器(Pilot Gas Atomizer，PGA)中熔化并雾化。 两种热熔物(heat)的化学分析在表1中给出。
[0023] 在本发明合金中的各种合金元素的情况如下：
[0024] 碳以至少0.5％的量存在，而碳的最大含量可以为1.2％，并优选为0.75％～0.85％。 重要的是，要仔细控制碳量以获得韧性和耐磨性的理想组合，并避免在热处理过程中形成过量的残留奥氏体。
[0025] 氮以0.02％～0.20％的量存在，并优选为0.08％～0.14％。 氮在本发明合金中的作用非常类似于碳的作用。 在工具钢中，碳总是存在的，氮与碳形成带有钒、铌、钨和钼的碳氮化物。
[0026] 硅可以以0.3％～1.3％的量存在，并优选为0.5％～1.1％。 硅在气体雾化过程的熔化阶段起到使预合金化的物质脱氧的作用。 此外，硅还改善了回火响应(tempering response)。 然而过量的硅是不理想的，这是因为过量的硅会降低韧性并促使微结构中铁素体的形成。
[0027] 锰可以以至多为1％的量存在，并优选至多为0.5％。 锰用以控制硫对热加工性的负面影响。这是通过硫化锰的沉淀来实现的。 此外，锰还改善了淬透性，并提高了在气体雾化过程的熔化阶段氮在液体预合金材料中的溶解度。 然而过量的锰是不理想的，这是因为过量的锰会导致残留奥氏体在热处理过程中的过量形成。
[0028] 铬以6.0％～9.0％的量存在，并优选为7.0％～8.0％。 在冷作工具钢中，铬的主要目的是提高淬透性和二次硬化响应。
[0029] 钼以0.6％～2.0％的量存在，并优选为1.0％～1.5％。 钼类似于铬，可提高本发明合金的淬透性和二次硬化响应。 然而过量的钼将降低热加工性。
[0030] 钨以0.5％～3.0％的量存在，并优选为1.3％～1.8％。钨类似于铬和钼，可提高本发明合金的淬透性和二次硬化响应。 在冷作工具钢中，钨以类似于钼的方式起作用，在原子基础上是可相互交换的；约1.9重量％的钨(W)具有与1重量％的钼(Mo)的相同效果。
[0031] 钒以0.2％～2.0％的量存在，优选为0.5％～1.0％。 钒对于提高耐磨性是极其重要的。 这是通过MC型初生碳氮化物的沉淀来实现的。
[0032] 铌以1.5％～4.0％的量存在，并优选为2.25％～2.75％。 每个百分点的铌相当于如下计算的钒的量：
[0033] ％V＝(50.9/92.9)×％Nb
[0034] 其中，50.9和92.9分别是钒和铌的原子量。 在冷作工具钢中，对于耐磨性而言，铌和钒是等效元素。
[0035] 表1 在Crucible Research熔化并雾化的本发明合金的两种热熔物以及合金A和合金B的化学组成
[0036]2 1
1. 1.
N 0 0 - -
9 5
0 1
0. 0.
O 0 0 - -
5 5
0 0 2
0. 0. 0.
S 0 0 0 -
7 9
0 0
0. 0.
P 0 0 - -
5 8
i 9. 9.
S 0 0 - -
n 04. 24.
M 0 0 - -
W 34.1 84.1 - 41.l
o 03. 91. 73. 96.
M 1 1 1 1
8 0
b 4. 5.
N 2 2 - -
.
4 3 1 9
7. 7. 6. 6.
V 0 0 2 2
0 3 9 8
r 5. 3. 4. 4.
C 7 7 7 7
6 6 4 1
7. 7. 8. 1.
C 0 0 0 1
金 AG AG
合 L P A B
1. 1.
N 0 0 - -
9 5
0 1
0. 0.
O 0 0 - -
5 5
0 0 2
0. 0. 0.
S 0 0 0 -
7 9
0 0
0. 0.
P 0 0 - -
5 8
i 9. 9.
S 0 0 - -
n 04. 24.
M 0 0 - -
W 34.1 84.1 - 41.l
o 03. 91. 73. 96.
M 1 1 1 1
8 0
b 4. 5.
N 2 2 - -
.
4 3 1 9
7. 7. 6. 6.
V 0 0 2 2
0 3 9 8
r 5. 3. 4. 4.
C 7 7 7 7
6 6 4 1
7. 7. 8. 1.
C 0 0 0 1
金 AG AG
合 L P A B
[0037] 表2本发明合金(LGA)以及合金A和合金B的热处理响应
[0038]奥氏体 回火温度[ ]
合金 化温度 950 1000 1025 1050 1100 1150 1200
LGA 61.9 61.2 59.0 55.7 49.5 46.2 41.4
A 61.0 59.0 57.0 54.0 - - -
1950
B 63.0 61.0 59.0 56.0 - - -
LGA 62.5 62.0 60.5 58.0 50.7 46.6 43.1
A 2050 63.0 61.0 60.0 57.0 - - -[0039] 表3 本发明合金(LGA和PGA合金)以及合金A和合金B的弯曲断裂强度[0040]
弯曲断裂强度[ksi(千磅/平方英寸)]
合金 奥氏体化温度 HRC 纵向 σ 横向 σ
1950 59.0 758.7 11.6 691.0 55.0
LGA 2050 60.5 798.6 9.3 762.0 49.1
1950 58.0 708.3 7.6 696.1 22.2
PGA 2050 59.0 748.0 8.5 717.9 37.8
A 1950 60.0 742.8 17.2 540.7 27.3
1950 60.0 658.1 33.9 313.6 41.5
B 2050 60.5 644.1 11.4 290.1 95.5
合金 化温度 950 1000 1025 1050 1100 1150 1200
LGA 61.9 61.2 59.0 55.7 49.5 46.2 41.4
A 61.0 59.0 57.0 54.0 - - -
1950
B 63.0 61.0 59.0 56.0 - - -
LGA 62.5 62.0 60.5 58.0 50.7 46.6 43.1
A 2050 63.0 61.0 60.0 57.0 - - -[0039] 表3 本发明合金(LGA和PGA合金)以及合金A和合金B的弯曲断裂强度[0040]
弯曲断裂强度[ksi(千磅/平方英寸)]
合金 奥氏体化温度 HRC 纵向 σ 横向 σ
1950 59.0 758.7 11.6 691.0 55.0
LGA 2050 60.5 798.6 9.3 762.0 49.1
1950 58.0 708.3 7.6 696.1 22.2
PGA 2050 59.0 748.0 8.5 717.9 37.8
A 1950 60.0 742.8 17.2 540.7 27.3
1950 60.0 658.1 33.9 313.6 41.5
B 2050 60.5 644.1 11.4 290.1 95.5
[0041] 表4本发明合金(LGA和PGA合金)以及合金A和合金B的却贝C形缺口冲击韧性(Charpy C-notch impact toughness)
[0042]弯曲断裂强度[ksi]
合金 奥氏体化温度 HRC 纵向 σ 横向 σ
1950 59.0 53.1 13.4 56.3 20.2
LGA 2050 60.5 59.4 17.5 33.8 6.2
1950 58.0 71.1 8.7 57.7 10.3
PGA 2050 59.0 77.5 12.3 54.5 4.8
A 1950 60.0 69.5 3.3 17.3 1.7
1950 60.0 23.7 1.8 3.2 0.3
B 2050 60.5 15.3 1.8 4.0 1.0
合金 奥氏体化温度 HRC 纵向 σ 横向 σ
1950 59.0 53.1 13.4 56.3 20.2
LGA 2050 60.5 59.4 17.5 33.8 6.2
1950 58.0 71.1 8.7 57.7 10.3
PGA 2050 59.0 77.5 12.3 54.5 4.8
A 1950 60.0 69.5 3.3 17.3 1.7
1950 60.0 23.7 1.8 3.2 0.3
B 2050 60.5 15.3 1.8 4.0 1.0
[0043] 表5 本发明合金(LGA和PGA合金)以及合金A和合金B的销钉磨蚀耐磨性[0044]合金 奥氏体化温度 回火温度 HRC 销钉磨蚀耐磨性[毫克]
1950 59.0 57.5
LGA 2050 60.5 55.5
1025
1950 58.0 58.0
PGA 2050 59.0 55.5
A 1950 1025 60.0 59.5
B 2050 1000 62.5 42.0
1950 59.0 57.5
LGA 2050 60.5 55.5
1025
1950 58.0 58.0
PGA 2050 59.0 55.5
A 1950 1025 60.0 59.5
B 2050 1000 62.5 42.0
[0045] LGA热熔物和PGA热熔物
[0046] 将在实验室用气体雾化器(合金LGA)和中试气体雾化器(合金PGA)中制造的本发明合金粉末装在4.5-5″外径(OD)的容器中并进行热等静压(HIP)，然后锻造为3″×1″的棒状合金LGA，或者3″×1.25″的棒状合金PGA。
[0047] 合金LGA(本发明的合金)的热处理响应在表2中给出。 选用了以下两种奥氏体化温度：1950 和2050 。 该结果与合金A和合金B的结果相当。
[0048] 还评价了本发明合金的3″×1″和3″×1.25″锻造棒的纵向和横向的弯曲断裂强度(BFS)和却贝C形缺口(CCN)冲击韧性。 选用了以下两种奥氏体化温度：1950 和2050 。 所述CCN和BFS样品在1025 回火2小时+2小时。
[0049] 由两个圆柱体(cylinder)支撑的6.35mm×6.35mm×55mm的样品用于三点BFS测试。两个支撑圆柱体之间的距离为25.4mm。第三个圆柱体用于施加负荷直至所述BFS样品断裂，所施加的负荷与两个支撑圆柱体等距。 所述BFS样品断裂时的负荷用于计算弯曲断裂强度的数值。
[0050] 用于测量却贝C形缺口冲击韧性的样品的形状与用于却贝V形缺口冲击韧性的样品的形状相似：10mm×10mm×55mm。 C性缺口的半径和深度分别为25.4mm和2mm。
[0051] 得自合金LGA和合金PGA以及合金A和合金B的BFS和CCN结果分别在表3和表4中给出。 根据对弯曲断裂强度和却贝C形缺口冲击韧性所进行的测量，与基准合金相比，本发明的合金表现出优异的韧性。
[0052] 最后，对来自本发明合金的四个热处理销钉磨蚀耐磨性样品进行了测试。 两个样品由合金LGA经机床加工获得，两个样品由合金PGA经机床加工获得。 选用了1950 和2050 的奥氏体化温度。 在油中淬火后，所有的样品在1025 回火2小时+2小时。 所述销钉磨蚀耐磨性测试结果在表5中给出。 其中也包括用以比较的合金A和合金B的销钉磨蚀测试结果。
[0053] 微结构
[0054] 图1显示了本发明合金的侵蚀微结构，所述合金从1950 在油中硬化并在1025 回火2小时+2小时。 本发明合金的微结构由约3.5体积％的均一分布在回火马氏体基体中的富含Nb-V的非常精细的球形MC初生碳化物组成。
[0055] 图2显示了合金A(PM基准合金)的侵蚀微结构，所述合金从1950 在空气中硬化并在975 回火2小时+2小时。 合金A的微结构由约3.3体积％的均一分布在回火马氏体基体中的富含V的非常精细的球形MC初生碳化物组成。
[0056] 图3显示合金B(常规铸锭基准合金)的侵蚀微结构，所述合金从2050 在空气中硬化并在1025 回火2小时+2小时+2小时。 合金B的微结构由约3.8体积％的非均一分布在回火马氏体基体中的富含V的粗糙的球形MC初生碳化物组成。
[0057] 在本发明合金和合金A中的初生碳化物的粒度分布使用自动图像分析仪进行测量。在50个随机区域以1000×的光学放大倍数测量碳化物的直径。 在本发明合金和合金A中的各种粒径的初生碳化物的计数(每平方毫米)在图4中绘出。 在本发明合金和合金A中的各种粒径的初生碳化物的计数(每平方毫米)在图5中绘出，但这次使用的是所述初生碳化物计数的对数标度，以更清楚地显示本发明合金和合金A在初生碳化物大于1μm时的差异。
[0058] 图4中的图表显示本发明的合金含有较大数量的小于0.5μm的碳化物，而合金A含有较大数量的碳化物直径为0.5μm～2.5μm的碳化物。 图5也显示在本发明合金中的最大碳化物粒径小于1.5μm，而在合金A中的最大碳化物粒径为约2.5μm。对于任何给定的粒径，在本发明的合金中小于该给定值的碳化物的百分比大于合金A中的百分比。 这是因为本发明合金的基体组成与现有技术的合金的基体组成相似，因此可达到相似的硬度，在本发明合金中的更精细的碳化物粒度分布是该合金韧性改善的主要原因。
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