技术领域
[0001] 本
发明涉及一种
高速钢，尤其涉及一种喷射成形高速钢。
背景技术
[0002] 采用传统方式制备高速钢由于浇铸过程冷却速度缓慢，
合金元素偏析严重，形成粗大的晶粒及
碳化物，即使经过后续热
变形工艺，组织的不均匀情况也难以完全消除，由此导致高速钢的性能处于较低
水平。
[0003] 为了抑制
合金元素在工艺过程中的偏析以得到具有均匀组织形态的合金，最初于上世纪70年代由美国Crucible开发了采用粉末
冶金工艺制备高速钢及工模具钢的技术，目前采用
粉末冶金工艺制备高速钢的生产厂家有奥地利Böhler，瑞典Uddeholm，法国Erasteel，日本日立金属等。尽管粉末冶金工艺发展较为成熟，具备能
力生产高品质高速钢，但粉末冶金工艺实施工艺流程长，生产成本和
能源消耗高，导致产品价格昂贵。
[0004] 如何以较低的工艺成本提升产品品质是当前高速钢制备需要解决的技术问题。喷射成形工艺为解决这一问题提供了途径。喷射成形是具备将钢液快速冷却成形的一种短流程工艺，能够解决传统铸锻工艺制备过程中出现的合金元素偏析问题以及粉末冶金工艺流程长带来成本增加问题。目前采用喷射成形工艺在低熔点合金制备方面已得到成功应用，在制备高熔点合金如高速钢领域也已开展了研究，取得了一些进展。采用喷射成形工艺制备高速钢面临的问题主要体现在随着喷射成形锭材横截面尺寸加大，喷射沉积过程中锭材端部钢液
凝固速度相对降低，对于具有熔点
温度高、凝固温度区间宽、相组成多等特点的高速钢，锭材局部容易出现合金元素偏析，形成粗大组织，从而影响产品品质。
发明内容
[0005] 为解决
现有技术中存在的不足，本发明提供了一种组织均匀的喷射成形高速钢。
[0006] 为实现上述目的，本发明喷射成形高速钢，其化学组分按
质量百分比计包括：C：0.85-1.65%，Si：0.1-1.2%，Cr：3.5-8.0%，W：4.0-6.5%，Mo：4.5-7.0%，V：1.0-4.0%，Co：1.0-
8.0%，Mn：0.2-0.8%，Nb：0.2-3.5%，余量为
铁和杂质。
[0007] 本发明基于喷射成形工艺特点设计合适的化学组分配比，通过调节C、Cr、W、Mo、V、Nb、Co等主要合金元素含量，适当增加高温稳定相的生成，减缓易粗化相生长速度，抑制喷射成形过程中合金元素偏析及组织粗化，实现喷射成形锭材组织的均一化，提高力学性能。
[0008] C元素不仅是碳化物的组成元素，而且固溶于基体，对基体起到强烈强化作用；碳的含量至少大于0.85%，以保证合金元素能够充分析出，碳的最大含量不超过1.65%，避免导致基体韧性下降至过低，在上述范围内，能够获得最大硬度及韧性的配合。
[0009] Si元素不参与碳化物的形成，主要是作为一种
脱氧剂和基体强化元素来使用，Si过多会使基体韧性下降，本发明Si含量范围是0.1%≤Si≤2.0%。
[0010] Cr能够促进碳化物的析出，同时在基体的固溶具有提高淬透性的作用，本发明的Cr含量为3.5%-8.0%。
[0011] W、Mo合金元素以碳化物M6C或M2C形式析出是高速钢具有高硬度的关键，本发明中W含量为4.0%-6.5%，Mo含量为4.5%-7.0%。
[0012] V主要参与MC碳化物形成，对
耐磨性能提高具有显著作用，由于MC碳化物硬度高，应避免粗大MC碳化物形成，本发明V含量为1.0%-4.0%。
[0013] Nb的作用与V类似，主要参与MC碳化物形成，形成（V、Nb）C碳化物， Nb的添加能够改变C元素在不同碳化物中的分配，影响不同碳化物从钢液中的析出过程，使碳化物粒度细化，本发明Nb含量为0.2%-3.5%。
[0014] Co元素能够促进碳化物析出，提高高速钢的红硬性。本发明Co含量为1.0%-8.0%。
[0015] Mn的添加可以减少S有害作用，减少热脆性，另外Mn可增加高速钢的淬透性，在本发明中的Mn含量范围是0.2%-0.8%。
[0016] 一方面添加适量Nb合金元素进行合金化，提高液相区MC碳化物的
稳定性，更多C参与MC碳化物形成，从而抑制W、Mo等合金元素在液相区与C反应形成M6C碳化物，这一反应部分转移至完全凝固的固相区发生；另一方面为了使M6C碳化物有充分的析出量，保证高速钢有足够的硬度，通过添加适量Co合金元素，促使M6C碳化物在固相区析出充分，同时析出碳化物的生长被抑制，碳化物粒度分布总体处于细小范围，从而使本发明钢具有足够韧性以满足应用需求。
[0017] 作为对上述方式的限定，所述化学组分中（Mo+1/2W）按质量百分比计为6.0%-10.5%。
[0018] 作为对上述方式的限定，所述化学组分中（V+1/2Nb）按质量百分比计为1.0%-6.0%。
[0019] 在上述化学组成中，W、Mo合金在形成碳化物类型方面具有相似作用，可以在所给范围内相互部分替换，替换比率为1%Mo=2%W，（Mo+1/2W）总量应保持在6.0%-10.5%范围内；同样V和Nb在形成MC碳化物方面具有相似作用，在所给范围内可相互部分替换，替换比率为
1%V=2%Nb，（V+1/2Nb）总量应保持在1.0%-6.0%范围内。
[0020] 作为对上述方式的限定，所述喷射成形高速钢，其化学组分按质量百分比计包括：C：0.95-1.50%，Si：0.3-0.6%，Cr：4.0-6.5%，W：4.6-6.0%，Mo：4.8-6.0%，V：1.5-4.0%，Co：
1.0-6.0%，Mn：0.2-0.6%，Nb：0.5-2.0%，余量为铁和杂质。
[0021] 作为对上述方式的限定，所述杂质包括S，S≤0.1%。
[0022] 作为对上述方式的限定，所述杂质包括P，P≤0.03%。
[0023] S为钢中有害元素，过高的S导致高温韧性降低，本发明S≤0.1%。
[0024] P为钢中有害元素，过高P导致低温韧性降低，本发明P≤0.03%。
[0025] 作为对上述方式的限定，所述喷射成形高速钢的碳化物组成为M6C碳化物和MC碳化物。
[0026] 作为对上述方式的限定，所述喷射成形高速钢的碳化物至少80Vol%碳化物尺寸≤15μm。
[0027] 本发明高速钢合金元素的偏析被抑制在很小范围之内，表现为具有均一的显微组织结构，碳化物形态主要为球状颗粒，经过统计，80%以上碳化物尺寸不大于15μm。
[0028] 综上所述，采用本发明的技术方案，获得的喷射成形高速钢具有均一的显微组织结构，碳化物细小，分布均匀，具备优异的硬度、冲击韧性、抗弯强度等综合力学性能，同时易于进行
机械加工及磨削。本发明高速钢通
过喷射成形工艺制备，合金元素的偏析被抑制在很小范围之内，制备工艺流程短，成本较低，适用于制造各种
切削刀具，如车刀、滚
铣刀、拉刀及
钻头等，可用来替代采用粉末冶金工艺制备的高速钢。
附图说明
[0029] 下面结合附图及具体实施方式对本发明作更进一步详细说明：
[0030] 图1为合金A钢组织分析图；
[0031] 图2为合金B钢组织分析图；
[0032] 图3为本发明
实施例1.1钢组织分析图。
具体实施方式
[0033] 实施例一
[0034] 本实施例涉及一组喷射成形高速钢，其化学组分如表1.1所示：
[0035] 表1.1实施例一喷射成形高速钢的化学组分表
[0036]
[0037] 采用喷射成形工艺制备实施例1.1 1.4，喷射沉积完成后得到约Φ500mm锭材，将~喷射沉积锭直接转移进行热变形加工得到Φ100mm棒材。
[0038] 实施例二
[0039] 本实施例涉及实施例一的喷射成形高速钢的组织结构、硬度、冲击韧性的分析。
[0040] 硬度采用洛氏硬度进行对比分析，冲击韧性采用夏比无缺口试样方法检测，冲击韧性检测试样尺寸为10mm*10mm*55mm。
[0041] 将实施例1.1的喷射成形高速钢与商业购买的采用电渣
重熔+
锻造工艺制备的Φ100mm高速钢棒材（合金A）和采用喷射成形工艺制备的具有不同化学组成的Φ100mm棒材（合金B）进行对比分析，其结果如下：
[0042] 表2.1 实施例1.1与合金A、B的成分组成对比：
[0043]
[0044] 对实施例1.1与合金A、B进行组织对比分析，如图 1、图2、图3所示。
[0045] 图1为典型的
电渣重熔钢组织，碳化物比较粗大，且沿纵向变形方向呈现条带状分布，碳化物的方向性不均匀分布对力学有不利影响，尤其使钢材横向力学性能降低。通过电镜能谱分析可知图 1中碳化物主要为M6C，其中M主要为W、Mo、Fe等合金元素，另外还有少量富
钒的MC碳化物。图 1中大量碳化物尺寸分布在5-30μm。
[0046] 图 2钢采用喷射成形工艺制备，解决了高速钢中碳化物沿纵向变形方向呈条带状分布的问题，但部分碳化物尺寸仍然粗大，将导致使用寿命的不稳定，图 2中碳化物类别主要为M6C及MC，碳化物尺寸主要分布在3-20μm。
[0047] 图 3为本发明喷射成形高速钢的组织，可以看出，本发明很好解决了碳化物的不均匀分布以及碳化物粗大的问题，3号钢具有最细小碳化物及最均匀的分布状态，图 3中碳化物类别主要为M6C及MC，碳化物尺寸主要分布在0.5-8μm，至少80Vol%碳化物尺寸≤15μm。
[0048] 对实施例1.1与合金A、B进行1150℃奥氏体化后淬火处理，采用520℃、540℃、560℃、600℃温度回火，硬度值及冲击韧性如表2.2、表2.3所示。
[0049] 表2.2实施例1.1与合金A、B的硬度对比：
[0050]
[0051] 表2.3实施例1.1与合金A的冲击韧性对比：
[0052]
[0053] 由表2.2、表2.3可看出，相比合金A，实施例1.1由于合金成分的独特设计和采用喷射成形工艺制备，实施例1.1表现出相对较高硬度，合金B合金成分具有高的W当量和高Co含量，表现出最高的回火硬度。随着回火温度从520℃升高到600℃，三个钢种硬度呈降低趋势，而冲击韧性先升高后降低。高速钢刀具能够稳定长寿命使用关键在于所使用高速钢具备优异的综合力学性能，包括良好硬度与韧性的配合，合金A的组织具有明显的碳化物分布不均匀，合金A纵向和横向力学性能将有较大的差异，影响使用寿命。实施例1.1相比合金A及合金B具有更加优异的韧性性能，同时具备高的
热处理硬度，适用于制造各种切削刀具，如车刀、滚铣刀、拉刀及钻头等。本发明实施例1.1采用喷射成形工艺制备，由于喷射成形工艺具备短流程特点，工艺成本较低，本发明高速钢可用来替代应用于以上领域的采用粉末冶金工艺制备的高速钢。
