具有穩定韌性的低合金高速工具鋼的制作方法

專利名稱：具有穩定韌性的低合金高速工具鋼的制作方法
技術領域：
本發明涉及一種高速工具鋼，稱為“基體型高速工具鋼”。本發明提供的這種鋼，該鋼在熱處理后性能的分散度較小、而且總能獲得高韌性。
背景技術：
通常，熱加工用的鍛模和壓模、冷加工用的金屬加工模具和軋制模具都是使用基體型高速鋼制成，它是一種高強度的模具材料。基體型高速鋼的實例包括AISI標準中的M50、M52等。在日本有人提出用如SKH51的高速鋼作為基體合金，通過降低其碳、鉬和鎢含量以減少鋼中碳化物的形成量從而提高鋼的韌性(日本專利公報昭和50-1060和昭和61-21334)。
但是，將上述已知材料用于金屬冷加工模具時，通常能發現在模具的局部區域形成了很強的應變，因而在模具使用初期就很容易發生損壞，達不到全部工作壽命。即使是用于溫鍛的模具也會被加載高載荷，所謂溫鍛就是通過控制其加工溫度以獲得高質量的產品。從目前的情況來看，使用常規材料制成的模具其壽命通常很不穩定。
本發明的發明者希望突破這種技術現狀，他致力于尋找一種解決方案。在研究的初期他作出了如下考慮。首先，為了避免高硬度態下工具發生迅速損壞、保證其穩定長久的壽命，必須避免形成粗大的碳化物，這些粗大的碳化物可能是斷裂的起點，因此，合金的設計必須可降低形成粗大碳化物的可能性。接下來他指出，目前的工藝不把淬火溫度范圍控制在大約10℃這樣的窄范圍內，因而熱處理后鋼材的硬度難以得到保證。如此控制溫度在實際生產中并不容易實現，因此工具產品的性能有較大的分散度。發明者認為，要解決這個問題就要減小碳化物固溶形為的變化，甚至在不同的熱處理溫度下也是這樣。而且，因為硬度和韌性會因淬火時的冷卻方式(或冷卻速度)而產生巨大差異，所以，產品的性能不可避免地會因產品的尺寸而存在差異。基于這種考慮，發明者的結論是要尋找一種合金組合物，使得即使冷卻速度不同也能獲得穩定的性能。
基于上述分析，發明者選擇了下述措施
1)為了減少粗大碳化物的形成，鑒于凝固時存在的粗大碳化物是MC型碳化物，主要是VC，因此有效的是降低釩的含量并使鋼充分均熱(例如，在1200℃或更高的溫度保持10小時或更長)以使碳化物溶解。
2)為了降低對熱處理溫度的敏感性，通過在平衡狀態下的組織為γ+MC相或者γ單相，可有效避免在普通淬火溫度范圍內(1100℃-1200℃)碳的溶解情況發生劇烈變化。為實現這一點，必須隨各組分的平衡適當地控制Mo和W的含量。

發明內容
本發明的目的在于，在上述發明者的分析和選擇的基礎上，提供一種屬于“基體型高速工具鋼”的高速工具鋼，熱處理后其金屬性能的分散度小，并能獲得穩定的高韌性，而無論產品的尺寸如何。
本發明所述的能達到上述目的的低合金高速工具鋼，其基本合金組成按重量％有，作為基礎合金組成，C0.50-0.75％，Si0.02-2.00％，Mn0.1-3.0％，P最高0.050％，S最高0.010％，Cr5.0-6.0％，W0.5-2.0％，V0.70-1.25％，Al最高0.1％，O最高0.01％，N最高0.04％，余量為Fe。條件是其[Mo+0.5W](Mo當量，下文中稱為“Mo-eq.”)為2.5-5.0％，Mo-eq./V為2-4并且在退火狀態下其含有[MC+M6C]型和/或M23C6(M7C3)型碳化物，并且在從1100-1200℃淬火后，基本上不含殘留碳化物，或者即使有，幾乎所有的碳化物也都是MC型的。


圖1是下文實施例制備的對比例A的鋼在進行了碳化物選擇性侵蝕后的顯微組織照片；圖2是下文實施例制備的本發明工作實例2鋼在進行了碳化物選擇性侵蝕后的顯微組織照片；圖3中繪制的是本發明實施例的硬度值同夏式沖擊值的關系曲線。
優選實施方式詳述對本發明所述鋼同現有鋼進行比較后可見，在日本專利公報昭和50-10808和日本專利公報昭和61-213349中公開的上述現有技術，降低了傳統高速鋼中的C、Mo和W含量而沒有選擇適當的Cr含量，本發明的鋼選擇了適當的Cr含量從而使得以前不能進行熱處理的大型工具鋼毛坯可以進行熱處理了。日本專利公報平成7-326739公開了為了使大型產品在熱處理后獲得穩定的性能，要控制其Cr、W和Mo含量的關系。但是，這項現有技術中的合金組合物同本發明的相比則是具有較高的合金含量。
已有人提出對基體型高速鋼進行均熱以改善碳化物的分布(日本專利公報平成4-346616)。但是，如果合金成份的添加量較大的話，即使進行均熱，也難以使碳化物溶解于基體中，這里所說的碳化物是粗大的初結晶碳化物，因此，合金組合物的選擇是很重要的。本發明選擇了那些從普通淬火溫度(1100-1200℃)淬火過程中基本上不會使碳化物發生變化的合金組合物，從而成功地抑制了在淬火溫度改變時發生性能變化。
在本發明所述的低合金高速工具鋼中，Si的含量優選在0.2-0.8％范圍內。
除了上述基本合金元素，本發明所述的低合金高速工具鋼還可以含有一種或多種合金元素，下面列舉了一些單獨或組合使用的合金元素I)Ni最高2.0％、Cu最高1.0％、Co最高3.0％中的一種或多種；II)B最高0.01％；III)Nb最高0.1％，而且Mo-eq./(V+5Nb)必須在2-4范圍內。
下面按順序解釋選擇上面限定的這些必需元素和可選元素的原因。
C0.50-0.75％碳是一種重要的元素，它賦予工具硬度和耐磨性。為了獲得冷鍛工具或熱鍛工具材料所需的最低強度，必須添加至少0.50％的碳。過多的碳會導致形成粗大的碳化物顆粒，結果就會降低工具的韌性。因此，碳的添加量不應超過0.75％。
Si0.02-2.00％，優選為0.20-0.80％作為鋼的脫氧劑，硅是一種必要元素，它還能通過回火增強抗軟化性。但是，過多的Si會顯著降低可加工性、同時促進偏析從而降低韌性。由于這些原因，Si的下限定在0.02％，上限定于2.00％。優選范圍為0.20-0.80％。
Mn0.1-3.0％錳是保證合金淬透性和硬度的必需元素，還能避免因該工具鋼中不可避免含有的硫而導致的熱加工性的降低。為了取得這些效果，Mn的添加量應為0.1％或更高。加入大量的Mn會降低可加工性，因而將加入量的上限定為3.0％。
Cr5.0-6.0％
鉻在退火狀態下主要形成碳化鉻，在淬火過程中碳化鉻會溶解于基體中。如果加入量過少，就不能確保足夠高的淬透性，因此Cr的下限定在5.0％。另一方面，加入量過多，會產生殘留鉻基碳化物，這將影響熱處理后硬度的穩定性。因此Cr的上限定于6.0％。在本發明中將Cr的含量限定在5.0-6.0％這樣狹小的范圍內，不僅確保了淬透性，也使得在普通淬火條件下(1100-1200℃)幾乎所有的碳化鉻都能溶解于基體中。
V0.70-1.25％釩形成MC型碳化物，淬火時該碳化物殘留在工具鋼中以強化基體、增強耐磨性。除非釩的加入量為0.70％或更高時才能充分體現上述優點。但是，如果加入量過高，并非所有穩定的MC型碳化物都溶解在基體中，相反，大部分會殘留下來，降低鋼的韌性。因此V的上限定在1.25％。
W0.5-2.0％，[Mo+0.5W](Mo-eq.)2.5-5.0在淬火和回火時，鉬和鎢都會以細小碳化物的形式析出，這些碳化物存在于基體中，具有提高工具高溫強度的作用。為了提高高溫強度，Mo和W作為Mo-eq的加入量必須為2.5％或更高，Mo-eq.用式子Mo+0.5W表示。加入量過高會在基體中形成粗大的碳化物，使韌性降低。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，溶解在基體中的W對高溫強度的貢獻更大，因此加入少量的W能帶來較大的效果。這就是將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型碳化物更為穩定。如果加入大量的W，在淬火溫度下碳化物就無法充分溶解在基體中。因此，W加入量的上限定在2.0％，這也就是碳化物能完全固溶的極限。
P最高0.050％，S最高0.010％磷能降低鋼的韌性和熱開裂抗力。雖然優選盡可能地降低其含量，允許的P的最高含量是0.050％，優選是0.010％或更低。硫也會降低韌性和熱開裂抗力，因此其含量優選較小。但是，含有一定量的S是不可避免的。允許的極限是0.010％。
Al最高0.1％在制造這種鋼時，鋁被用作脫氧劑。如果添加大量的Al，它會以氧化物(Al2O3基)夾雜的形式殘留在鋼中顯著降低其韌性。因此，Al的上限定為0.1％。
O最高0.01％
在鋼材制造過程中氧不可避免的來自熔融氣氛并將溶解于熔融鋼中。如果其含量過高，會生成氧化物，例如氧同Si和Al結合形成氧化物，這會使鋼的韌性變得很低。因此，氧的上限定為0.01％。
N最高0.04％氮也會不可避免地溶解在熔融鋼中，在鋼中同V結合形成氮化物。如果含有大量的N，就會形成粗大的氮化物，降低鋼的韌性。因此，氮的上限定為0.04％。
Mo-eq./V2-4對于上述必需的合金成分，將Mo-eq./V調節至2-4范圍內有可能將退火時含有MC+M6C+M23C6(M7C3)型碳化物的體系變成基本不含碳化物的體系，或者即使含有碳化物，淬火后(1100-1200℃)幾乎所有碳化物都是MC型的，這樣高速工具鋼在熱處理后能獲得穩定的性能(硬度和韌性)。
Ni最高2.0％，Cu最高1.0％，Co最高3.0％中的一種或多種鎳、銅和鈷共同的作用是強化基體。除此之外，Ni還有利于增強淬透性。過多的Ni和Co會降低可加工性，而過多的Cu會降低韌性。因此建議選擇適當的添加量，其上限定為Ni最高2.0％，Cu最高1.0％，Co最高3.0％。
B最高0.01％硼用于提高鋼的淬透性，建議根據需要添加B。過多的B會同N結合形成夾雜。因此，其上限定為0.01％。
Nb最高0.1％鈮能形成比V的碳化物更為穩定的MC型碳化物，因此可以用Nb來替代一部分V。由于碳化鈮具有更高的穩定性，加入大量的Nb而形成的粗大碳化物就不會消失，從而損害韌性。因此，Nb的加入量限定在0.1％內。如果添加Nb，上式“Mo-eq./V”就應該為“Mo-eq./(V+5Nb)”。
通過選擇特定低合金成分以及調整體系，就得到本發明所述的低合金高速工具鋼，它在退火狀態下含有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，也幾乎全是MC型的。本發明具有以下優點1)取決于熱處理溫度的變化的碳化物溶解性能的變化比較小，因此即使不把淬火溫度控制在狹小的范圍內也能保證熱處理后鋼的硬度；2)即使冷卻速度因淬火時的冷卻方式而發生變化，也能獲得穩定的淬火特性，因此產品鋼的硬度和韌性不會有大的差異。這就使其具有隨工具產品變化的淬火特性的分散度極小、穩定的高韌性等優點。
如上所述，本發明提供了一種具有穩定韌性的高速工具鋼產品，屬于基體型高速鋼。
實施例表1所示為發明鋼和對比鋼的合金成分，它們都是在150kg真空感應爐中制成。對比鋼包括常用的高硬度基體型高速鋼和高速工具鋼(JIS-SKH51)。將上述鋼鑄造成的鑄錠進行均熱(在1230℃下保溫10小時或更長)，再進行鍛造。測定這些經過了鍛造比為8S的熱加工的材料的下述性能。
測量結果如表2所示。
選擇對比鋼A和本發明鋼2，使用Cr2O3電解腐蝕對其MC型碳化物和M2C型碳化物進行選擇侵蝕，然后觀察顯微組織。圖1所示為對比鋼A的顯微組織，圖2顯示本發明鋼2的顯微組織。圖1中殘留了大量粗大的碳化物，而圖2中，粗大碳化物的量較小，相反，分散的是細小的碳化物微粒。
眾所周知，如果殘留碳化物的類型有變化的趨勢，例如MC+M6C向MC單相轉變，哪怕淬火溫度有微小差異，溶解在鋼中的碳化物的量也會發生變化，因而無法獲得穩定的硬度和韌性。基于這一點，通過比較1100℃和1200℃淬火后殘留碳化物的類型，我們研究了熱處理后硬度的穩定性，1100℃和1200℃被認為是普通淬火處理的下限和上限溫度。
研究結果如表2所示。發明鋼在1100℃淬火后僅含有MC型碳化物，1200℃淬火后幾乎所有的碳化物都消失了。對比鋼在1100℃淬火后含有MC+M6C型碳化物，1200℃淬火后發生的變化是離散的；某些鋼含有MC型碳化物或不含碳化物，而其余的則發生了同發明鋼類似的變化。
為了研究即使冷卻速度發生變化是否也能獲得穩定的性能，我們選擇了兩種淬火方式油淬(表2中簡稱為“O.Q.”)和控制淬火(冷卻速度為30℃/min，簡稱為“C.Q.”)，然后對不同冷卻速度所得的硬度值進行比較。
如表2所示為淬火和回火溫度、進行O.Q.和C.Q.后的硬度。為了清楚地表示出冷卻方式所帶來的熱處理后硬度的差別，用“ΔHRC”來表示硬度的差異。以HRC計，發明鋼的硬度降低了0.5或更少。另一方面，發現某些對比鋼降低了1或更多，因此得出結論它熱處理后的硬度不穩定。
對于每一個鋼，試決的制備都是經歷了表2所示溫度的淬火和回火。再進行n＝3(三個試樣)的10R夏氏沖擊試驗，對測量結果進行平均以確定韌性的大小。研究了熱處理后的硬度同韌性的關系，并與常規鋼進行了比較。結果如圖3中的曲線所示。從該曲線可以清楚地看出發明鋼的韌性普遍地高于對比鋼。
表1合金成份No. C Si Mn PSCu Ni Co Cr Mo W V Nb Al O N B對比例A0.520.110.540.0020.0010.13- 0.99 4.222.031.551.190.090.0050.00210.0135-B0.651.460.950.0020.001- 0.53- 4.232.81- 1.80- 0.0210.00160.00670.015C0.800.851.330.0020.001- - - 4.995.451.191.19- 0.0040.00200.0051-D0.510.340.300.0010.001- 0.21- 4.523.741.490.990.050.0050.00160.01120.008E0.810.800.250.0040.0020.320.11- 5.475.031.011.200.010.0150.00200.0081-F0.560.070.340.0060.0010.24- - 5.573.751.511.09- 0.0090.00120.0037-G0.880.400.450.0120.0040.11- 0.12 3.975.116.011.79- 0.0020.00130.0238-本發明實例10.721.120.630.0140.0070.120.561.53 5.782.541.531.210.050.0020.012 0.0195-20.650.250.500.0080.002- 0.140.14 5.45237 0.990.990.010.0120.001 0.00390.00530.540.140.310.0210.0050.34- - 5.141.850.611.05- 0.0060.008 0.00890.008
表2試驗結果No. 在以下溫度 淬火并回 夏氏沖擊 硬度 硬度下降均熱后的殘留碳化物 火溫度 值 (HRC)1100℃ 1200℃ (℃)(J/cm2) O.Q.C.Q. (HRC)對比例A MC 無1140+540145 56.453.82.6B MC MC1160+56046 62.359.82.5C MC+M6C MC+M6C 1160+58033 65.264.21.0D MC+M6C 無1140+54067.361.559.42.1E MC+M6C MC1150+56083 59.759.60.1F MC+M6C 無1140+54094 60.460.20.2G MC+M6C MC+M6C 1200+56014 65.362.23.1本發明實例1 MC 無1140+560145 62.161.90.22 MC 無1140+560117 62.662.50.13 MC 無1140+560173 58.357.90.權利要求
1.一種低合金高速工具鋼，按重量％的基本組成為C0.50-0.75％，Si0.02-2.00％，Mn0.1-3.0％，P最高0.050％，S最高0.010％，Cr5.0-6.0％，W05-2.0％，V0.70-1.25％，Al最高0.1％，O最高0.01％，N最高0.04％，余量為Fe，條件是[Mo+0.5W](Mo-eq.)為25-5.0％，Mo-eq./V為2-4，并且在退火狀態下其含有[MC+M6C]型和/或M23C6(M7C3)型碳化物，在從1100-1200℃淬火后，基本上不含殘留碳化物，或者即使含有，幾乎所有的碳化物都是MC型的。
2.如權利要求1所述的低合金高速工具鋼，其中Si的含量為0.2-0.8％。
3.如權利要求1所述的低合金高速工具鋼，其中還含有下述元素中的至少一種Ni最高2.0％、Cu最高1.0％和Co最高3.0％。
4.如權利要求1所述的低合金高速工具鋼，其中還含有最高0.01％的B。
5.如權利要求1所述的低合金高速工具鋼，其中還含有最高0.1％的Nb，而且Mo-eq./(V+5Nb)為2-4。
6.如權利要求1所述的低合金高速工具鋼，其中還含有下述元素中的至少一種Ni最高2.0％，Cu最高1.0％，Co最高3.0％，B最高0.01％。
7.如權利要求1所述的低合金高速工具鋼，其中該鋼含有下述元素中的至少一種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)為2-4。
8.如權利要求1所述的低合金高速工具鋼，其中還含有最高0.01％的B，最高0.1％的Nb，而且Mo-eq./(V+5Nb)為2-4。
9.如權利要求1所述的低合金高速工具鋼，其中還含有下述元素中的至少一種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)為2-4。
全文摘要
本發明公開了一種改進的低合金高速工具鋼，它具有穩定的韌性，熱處理后性能的分散度小，而且韌性同產品的尺寸無關。該鋼按重量％基本上含有C0.50－0.75％，Si0.02－2.00％，Mn0.1－3.0％，P最高0.050％，S最高0.010％，Cr5.0－6.0％，W05－2.0％，V0.70－1.25％，Al最高0.1％，O最高0.01％，N最高0.04％，余量為Fe。[Mo+0.5W](Mo－eq.)為2.5－5.0％，Mo－eq./V為2－4。在退火狀態下，它含有[MC+M
文檔編號C22C38/24GK1570181SQ20041007147
公開日2005年1月26日 申請日期2004年3月24日 優先權日2003年3月24日
發明者尾崎公造 申請人:大同特殊鋼株式會社