一种通过Laves相及μ相复合强硬化的高速钢及其制备方法技术

本发明专利技术公开了一种通过Laves相及μ相复合强硬化的高速钢及其制备方法，所述高速钢由钢基体以及分散于钢基体中的强硬化相组成，所述强硬化相由Laves相及μ相组成，所述Laves相包含Fe

【技术实现步骤摘要】
一种通过Laves相及μ相复合强硬化的高速钢及其制备方法
技术介绍
本专利技术属于高速钢制造
，涉及一种高硬度、高韧性粉末冶金高速钢，具体涉及一种通过Laves相及μ相复合强硬化的高速钢及其制备方法。
自19世纪末诞生以来，高速钢是常用刀具材料之一，至今仍然占据全世界刀具销售份额的45％，高速钢具有常规碳素工具钢和合金工具钢所不具备的良好红硬性和耐磨性，并且具有硬质合金及陶瓷刀具所不能企及的抗冲击性和热处理调节材料力学性能和可加工性等。但随着工业化进程的不断推进，传统碳化物强硬化高速钢无法完全满足日益严苛的加工需求，加工阶段消耗的成本和资源也是不可忽视的一部分。不锈钢、钛合金和高温合金等加工性能差的材料，在民用设备、军事装备、化工冶金、能源电力、汽车制造等诸多领域均具有着广泛的应用，使用量逐年提升。但其加工难度大、加工效率低，较低的导热系数导致了切削过程中产生大量的热无法被传导，切削温度高；同时零件表面存在氧化硬化区域，对刀具也有着强烈的磨损作用；并且其化学活性高，在切削过程中粘刀严重，易生成积屑瘤，带走表面材料或涂层。目前传统碳化物强硬化高速钢完全无法满足这些难加工材料的加工需求。因为在传统高速钢中，通常通过碳化物的添加达到材料的强硬化目的，在提高硬度的同时保持较高的韧性。但由于外加碳化物强硬化相，基体与硬化相间存在较低的结合力和相界面关系，传统碳化物强硬化高速钢导热系数、高温硬度及强度均较低。在加工不锈钢、钛合金和高温合金等的严苛高温工况下，碳化物强硬化相迅速长大，导致强硬化作用下降，高温硬度及强度急剧下降；同时碳的存在会加剧被加工材料与高速钢刀具的粘刀情况，产生严重的扩散磨损。这些因素导致传统碳化物强硬化高速钢在加工过程中，刀尖发生塑性变形无法保持锋利度，并且迅速磨损。在加工这些材料时，存在着加工过程效率低、被加工面光洁度低、刀具消耗量大等问题，消耗了大量资源。针对钛合金与高温合金的加工特性，切削刀具必须采用红硬性好、强度与韧性高、导热系数大、抗粘结、抗扩散、抗氧化性能优异的刀具材料。
技术实现思路
针对现有技术中传统碳化物强硬化高速钢高温高速下硬度低、不耐磨的问题，本专利技术的目的在于提供一种高硬度、强韧性、耐磨性能好的通过原位生成的Laves相及μ相复合强硬化的高速钢及其制备方法。本专利技术中通过烧结过程原位生成的多种金属间化合物Laves相及μ相等进行强硬化，细小的μ相对基体进行强化，使其在高温下拥有更高的硬度，高硬度大颗粒的Laves相赋予了材料更高的耐磨性。原位生成的金属间化合物强化相与基体间有着良好的界面关系，并且在高温下扩散速度慢，故材料在添加大量合金元素达到高硬度同时仍然保持着较高的强韧性和导热系数，并且有着出色抗回火性、高温硬度及高温强度，相较于传统高速钢在高温高速切削中有着更出色的表现。为了实现上述目的，本专利技术采用如下技术方案：本专利技术一种通过Laves相及μ相复合强硬化的高速钢，所述高速钢由钢基体以及分散于钢基体中的强硬化相组成，所述强硬化相由Laves相及μ相组成，所述Laves相包含Fe2Nb，Fe2Ti，所述μ相包含Fe7Mo6，Co7Mo6，Fe7W6，Co7W6。优选的方案，所述Laves相的粒径为3-10μm，所述μ相粒径包含微米级粒径以及纳米级粒径，所述微米级粒径为0.8-3μm，所述纳米级粒径≤100nm。可以看出，本专利技术技术方案中，Laves相的粒径为微米级，其为材料提供高硬度质点，保证材料的耐磨性及高温硬度。μ相的存在包含微米级及纳米级，纳米级μ相的强硬化作用明显，能够有效明显提高材料基体的强度及硬度，对材料的强度和硬度有巨大的贡献，而微米级μ相作用与Laves相类似，主要用于提高耐磨性。优选的方案，所述高速钢由粉末冶金制备获得，所述强硬化相为制备过程中原位生成。优选的方案，所述高速钢中，包含以下元素：Nb和Ti中的至少一种、Fe、Co、Mo、W；各元素在高速钢中的重量百分比为：Co：10～30％、Mo：5～30％、W：2～20％、Nb：0～10％、Ti:0～10％，余量为Fe。作为进一步的优选，Nb和Ti在高速钢中的质量百分比之和为1％～6％。在本专利技术中，所加入的Nb和Ti是形成Laves相的重要组成元素，然而加入过多，会导致Laves相的数量过多，材料韧性明显下降。当然其他参与形成μ相金属加入量同样需适当控制，比如说W，如果加入过多，同样会使μ相形成过多，而导致高速钢韧性下降。优选的方案，各元素在高速钢中的重量百分比为：Co：13～25％、Mo：8～25％、W：2～10％、Nb：0～6％、Ti:0～6％，余量为Fe。作为进一步的优选，各元素在高速钢中的重量百分比为：Co：15～25％、Mo：12～22％、W：3～8％、Nb：0～5％、Ti:0～5％，余量为Fe。作为更进一步的优选，各元素在高速钢中的重量百分比为：Co：18～20％、Mo：12～15％、W：3～4％、Nb：0～3％、Ti:0～3％，余量为Fe。优选的方案，所述高速钢，硬度为HRC62～69，抗弯强度为2300～3100MPa，冲击韧性为6～11J/cm2，断裂韧性为20～35MPa·m1/2，在700℃下保温3h后仍然保持HRC58以上的硬度。作为进一步的优选，所述高速钢，硬度为HRC67～69，抗弯强度为2400～3100MPa，冲击韧性为6.8～11J/cm2，断裂韧性为22～35MPa·m1/2，在700℃下保温3h后仍然保持HRC60以上的硬度。本专利技术一种通过Laves相及μ相复合强硬化的高速钢的制备方法，包括如下步骤：1)按设计比例配取Fe源粉末、Co粉、Mo粉、W粉、Nb粉、Ti粉，混合获得混合粉末，混合粉末中加入成型剂及炭黑，球磨、压制成型得到压坯；2)将步骤1)中得到的压坯置于真空气氛中进行烧结，冷却后得到烧结坯；3)将步骤2)中得到的烧结坯进行固溶处理，冷却到室温后，进行多次时效处理。实际操作中，时效处理在电阻炉中进行。作为进一步的优选，所述铁源粉末为羰基铁粉。专利技术人发现，当铁源粉末采用羰基铁粉，其较小的粒径以及较高的活性，可以在烧结中具有促进致密化的作用，使得所得高速钢具有更优的致密度。本专利技术中所用原料粉末均为商用高纯度(＞99.8％)和超细(平均粒径＜8μm)粉末。优选的方案，所述步骤1)中，所述炭黑加入量为混合粉末质量的0.2-0.6wt％。优选的方案，所述步骤1)中，所述成型剂为石蜡，加入量为混合粉末质量的3～5wt％。优选的方案，所述步骤1)中，球磨设备采用现有技术中的球磨设备即可，如采用行星式或滚筒式球磨机。所述球磨过程在惰性气氛下进行，球料比为(5～7):1，球磨时间为48～60h。当使用行星式球磨机时，转速为200～250r/min；当使用滚筒式球磨机时，转速为80～100r/min。优选的方案，所述步骤1)中，采用冷压双向压制，压制压力为150～200MPa。优选的方案，所本文档来自技高网...

【技术保护点】
1.一种通过Laves相及μ相复合强硬化的高速钢，其特征在于：所述高速钢由钢基体以及分散于钢基体中的强硬化相组成，所述强硬化相由Laves相及μ相组成，所述Laves相包含Fe

【技术特征摘要】
1.一种通过Laves相及μ相复合强硬化的高速钢，其特征在于：所述高速钢由钢基体以及分散于钢基体中的强硬化相组成，所述强硬化相由Laves相及μ相组成，所述Laves相包含Fe2Nb，Fe2Ti，所述μ相包含Fe7Mo6，Co7Mo6，Fe7W6，Co7W6。


2.根据权利要求1所述的一种通过Laves相及μ相复合强硬化的高速钢，其特征在于：
所述Laves相的粒径为3-10μm，所述μ相粒径包含微米级粒径以及纳米级粒径，所述微米级粒径为0.8-3μm，所述纳米级粒径≤100nm。


3.根据权利要求1或2所述的一种通过Laves相及μ相复合强硬化的高速钢，其特征在于：所述高速钢由粉末冶金制备获得，所述强硬化相为制备过程中原位生成。


4.根据权利要求1或2所述的一种通过Laves相及μ相复合强硬化的高速钢，其特征在于：所述高速钢中，包含以下元素：Nb和Ti中的至少一种、Fe、Co、Mo、W；各元素在高速钢中的重量百分比为：Co：10～30％、Mo：5～30％、W：2～20％、Nb：0～10％、Ti:0～10％，余量为Fe。


5.根据权利要求4所述的一种通过Laves相及μ相复合强硬化的高速钢，其特征在于：Nb和Ti在高速钢中的质量百分比之和为1％～6％。


6.制备如权利要求1-5所述的一种通过Laves相及μ相复合强硬化的高速钢的制备方法，其特征在于：包括如下步骤：
1)按设计比例配取Fe源粉末、Co粉、Mo粉、W粉、Nb粉、Ti粉，混合获得混合粉末，混合粉末中加入成型剂及...

【专利技术属性】
技术研发人员：康希越，谢丰伟，袁紫仁，贺跃辉，
申请(专利权)人：中南大学，
类型：发明
国别省市：湖南;43