cBN‑高速钢复合材料及cBN‑高速钢复合材料的制备方法与流程

本发明涉及cBN的技术领域，尤其涉及一种制备cBN-高速钢复合材料的高速钢前躯体粉末混合物、由该高速钢前躯体粉末混合物制备得到的cBN-高速钢复合材料以及该cBN-高速钢复合材料的制备方法。

背景技术：

在以车代磨成为发展趋势，以及超硬材料加工和精加工的要求越来越高时，超硬材料刀具的发展极为关键。立方氮化硼(cBN)刀具具有极其出色的使用性能，传统聚晶cBN烧结体的制备主要采用超高温-超高压法进行制备，例如CN104525935A所公布的一种高韧性立方氮化硼烧结材料及其制备方法，制备过程所需的压力一般可高达4000～8000MPa，而烧结温度则高达1300～1900℃。由于需要一定规则尺寸的石墨模具来实现粉末的高压致密化过程，所以传统方法存在烧结效率低、成本高、烧结尺寸和形状受限制(多为圆片状、圆柱状)等缺点，从而导致cBN烧结体制品的价格较高。不仅如此，由于cBN的硬度极高(7200～9800HV)，其烧结坯的磨削加工难度较大，因此想要将热压为规则形状的烧结坯加工成特定复杂形状的工件的制造成本较高。

常规cBN复合材料的粘结相包括TiN，TiC，AlN，Co、WC-Co等，这些粘结相的高温烧结特性，使得cBN复合材料的制备过程必须辅以高压才能避免发生cBN→hBN(六方氮化硼)转变。而一些较低熔点的粘接相如Al，虽然可以实现低温cBN复合材料的制备，但是在使用温度升高时，粘结相发生软化，造成cBN颗粒磨损与剥落数量急剧增加。结合cBN对铁基制品的化学惰性优势，选用高合金高速钢作为新型cBN粘结相，既可以保证其加工温度高于一般的低熔点金属，不至于出现基体过早软化的现象，也可以保证其与难熔陶瓷相比较低的烧结温度。

但是，传统高合金高速钢雾化粉末的烧结温度也高于1250℃，其传统的超固相液相烧结过程(SLPS)出现的局部共晶液相会对cBN产生侵蚀，即与cBN反应和造成cBN分解。因此，急需改进cBN的制备工艺以优化其生产效率和生产成本，或开发一种新型制备方法。本申请提出选用新型非雾化粉末的无压固相烧结工艺来制备cBN-高速钢复合材料。

技术实现要素：

基于上述现有技术的不足，本发明所要解决的技术问题是提供一种生产效率高、生产成本低的无压固相的烧结工艺，及采用该方法制备的致密化程度高、产品尺寸多样化、性能优异的cBN-高速钢复合材料。还要提供实施该制备方法时所使用的高速钢前躯体粉末混合物及其制备方法、cBN-高速钢复合材料前躯体粉末混合物及其制备方法。

本发明解决上述技术问题所采用的技术方案如下：

制备cBN-高速钢复合材料的高速钢前躯体粉末混合物，所述高速钢前躯体粉末混合物包括质量分数为3～15％的Co粉、32～75％的Fe粉、20～50％的选自元素周期表第4族、第5族和第6族的金属的碳化物粉、0～2％的C粉。通过采用非雾化的粉末代替雾化粉末，可避免出现的局部共晶液相，防止局部共晶液相对cBN产生侵蚀，使cBN保持稳定，从而提升最终cBN-高速钢复合材料的使用性能。

作为上述制备cBN-高速钢复合材料的高速钢前躯体粉末混合物的进一步改进：所述选自元素周期表第4族、第5族和第6族的金属的碳化物粉包括WC粉、Mo₂C粉、Cr₃C₂粉和VC粉，所述碳化物粉中质量比W：Mo：Cr：V为(8～12)：(3.5～6.5)：(2.5～5.5)：(0～20)。这些金属碳化物中游离的碳与Fe粉、Go粉颗粒界面的氧进行氧化反应净化了金属碳化物与Fe粉、Go粉的颗粒界面，提高两者的界面结合强度。当采用具有上述比例组成的碳化物时，所得的cBN-高速钢复合材料具有最优异的使用性能。

作为上述制备cBN-高速钢复合材料的高速钢前躯体粉末混合物的进一步改进：所述高速钢前躯体粉末混合物包括质量分数为7～11％的Co粉、50～64％的Fe粉、25～39％的选自元素周期表第4族、第5族和第6族的金属的碳化物粉、0～2％的C粉；所述碳化物粉中质量比W：Mo：Cr：V为(9.5～10.5)：(4.5～5.5)：(3.5～4.5)：(7～13)。

高速钢前驱体粉末混合物的制备方法：按照所述高速钢前躯体粉末混合物包括质量分数为3～15％的Co粉、32～75％的Fe粉、20～50％的选自元素周期表第4族、第5族和第6族的金属的碳化物粉、0～2％的C粉的配比称取原料，然后将各种原料在球磨机中以(4～6)：1的球料比、0.4～0.8的装填系数、20～30转/min的球磨速度，进行24～48h的球磨，即制备得到高速钢前驱体粉末混合物；在上述参数范围内进行球磨，可以使粉末混合物中各种原料分布均匀，不易偏析，便于压制为各种形状的压坯，可有效替代传统的雾化制粉工艺。在将高速钢前躯体粉末混合物先混合均匀后再与cBN粉混合，可同时实现二者的均匀混合与初步粘连，防止转运过程中的粉末偏析。

cBN-高速钢复合材料前驱体粉末混合物，包括质量分数为70-99％的上述高速钢前驱体粉末混合物粉和1～30％的cBN粉。其制备方法包括步骤：1)制备高速钢前驱体粉末混合物；2)按照cBN-高速钢复合材料前驱体粉末混合物中含有质量分数为70～99％的高速钢前驱体粉末混合物粉、1～30％的cBN粉的配比称取所述高速钢前驱体粉末混合物和cBN粉，然后将两种原料在球磨机中以(0.5～1.5)：1的球料比、0.4～0.8的装填系数、20～30转/min的球磨速度，进行6～10h的球磨，即制备得到cBN-高速钢复合材料前驱体粉末混合物。

cBN-高速钢复合材料，即一种以高速钢为粘结相、cBN为硬质相的复合材料，包括质量分数为1～30％的cBN、2.7～13.5％的Co、1.7～5.4％的C、14～45％的选自元素周期表第4族、第5族和第6族的金属、40.6～67.5％的Fe。

作为上述cBN-高速钢复合材料的进一步改进，所述选自元素周期表第4族、第5族和第6族的金属包括W、Mo、Cr和V，所述金属中质量比W：Mo：Cr：V为(8～12)：(3.5～6.5)：(2.5～5.5)：(0～20)。

作为上述cBN-高速钢复合材料的进一步改进，所述cBN-高速钢复合材料包括质量分数为5～20％的cBN、6.3～9.9％的Co、1.7～5.4％的C、20.7～31.5％的选自元素周期表第4族、第5族和第6族的金属、45～57.6％的Fe；所述金属中质量比W：Mo：Cr：V为(9.5～10.5)：(4.5～5.5)：(3.5～4.5)：(7～13)。

作为上述cBN-高速钢复合材料的进一步改进，所述cBN-高速钢复合材料中cBN的平均粒径为0.5-50μm，采用该粒径的cBN可以使cBN-高速钢复合材料具备较高的致密度和硬度；所述cBN-高速钢复合材料包括至少两种粒径不同的cBN，此时，两种粒径的cBN相互配合，较小的颗粒可以填充较大的颗粒所形成的间隙，可以在保持较高致密度和硬度的前提下显著减小成本。

作为上述cBN-高速钢复合材料的进一步改进，所述至少两种粒径不同的cBN的粒径分别选自0.5μm，5μm，12μm，20μm、50μm。上述粒径的cBN易获取，且相互配合使用的效果最好。

cBN-高速钢复合材料的制备方法，该方法包括的步骤为：

1)制备高速钢前驱体粉末混合物：按照所述高速钢前躯体粉末混合物包括质量分数为3～15％的Co粉、32～75％的Fe粉、20～50％的选自元素周期表第4族、第5族和第6族的金属的碳化物粉、0～2％的C粉的配比称取原料，然后将各种原料在球磨机中以(4～6)：1的球料比、0.4～0.8的装填系数、20～30转/min的球磨速度，进行24～48h的球磨，即制备得到高速钢前驱体粉末混合物；

2)制备cBN-高速钢复合材料前驱体粉末混合物：按照cBN-高速钢复合材料前驱体粉末混合物中含有质量分数为70～99％的高速钢前驱体粉末混合物、1～30％的cBN粉的配比称取所述高速钢前驱体粉末混合物和cBN粉，然后将两种原料在球磨机中以(0.5～1.5)：1的球料比、0.4～0.8的装填系数、20～30转/min的球磨速度，进行6～10h的球磨，即制备得到cBN-高速钢复合材料前驱体粉末混合物；

3)成型：通过油压机将cBN-高速钢复合材料前驱体粉末混合物制成压坯；由于采用非雾化的粉末，因此可以根据需要将cBN-高速钢复合材料前驱体粉末混合物制成各种形状的压坯，如带后角可转位刀片、台阶孔、圆环状等，可以近净成形压制和烧结制备近终形的cBN-高速钢复合材料工具；成型所需的压力和时间根据压坯的形状和大小来确定，通常，压制压力为100～200MPa，保压时间为1～10min；

4)对压坯进行真空烧结致密化：以80～120℃/h的升温速率将烧结温度升温至1130～1170℃并保温0.5～1.5h，然后采用180～220℃/h的降温速率梯度降温至室温后出炉；

5)真空软化退火：首先在900～950℃的温度下保温0.25～0.75h，然后以8～12℃/h的降温速率降温至700～800℃并保温1～2h，然后以18～22℃/h的降温速率降温至550～650℃并保温1～2h，然后随炉冷却到室温后出炉；可在退火软化态对压坯进行进一步的机加工与磨削，可将常规形状的致密化后的压坯进一步加工为具有特殊形状的压坯。

6)淬火：第一阶段为放入温度为520～560℃的烧结炉，保温tmin后出炉，第二阶段为放入温度为830～870℃的烧结炉，保温tmin后出炉，第三阶段为放入温度为1130～1170℃的烧结炉，保温8～12min后出炉，第四阶段为放入温度为520～560℃的烧结炉，保温0.5～1.5h后出炉，第五阶段为放入温度为260～300℃的烧结炉，保温0.5～1.5h后出炉，然后空冷到室温；其中，t＝(1～2)*m，m为压坯的有效尺寸，单位为mm；例如，当压坯为圆柱形时，对应的有效尺寸为直径，直径值为1-50mm；当压坯为矩形体时，对应的有效尺寸为厚度，厚度值为1-40mm。

7)回火：放入温度为560～600℃的烧结炉，保温≥1h后出炉，然后空冷至到室温；重复2～5次后即得到cBN-高速钢复合材料，该cBN-高速钢复合材料含有质量分数为1～30％的cBN、2.7～13.5％的Co、1.7～5.4％的C、14～45％的选自元素周期表第4族、第5族和第6族的金属、40.6～67.5％的Fe。

在成型前，可以对cBN-高速钢复合材料前驱体粉末混合物进行掺胶处理，掺胶可使粉末实现均匀分布，掺胶工艺具体为：采用石蜡的质量分数为3～8％的汽油溶液，在每100gcBN-高速钢复合材料前驱体粉末混合物中加入5mL的所述汽油溶液，然后进行搅拌干燥，搅拌转速为30转/每分钟，干燥温度为60℃，干燥时间为10分钟，然后采用30目的筛网过筛。

步骤4)中的梯度降温过程优选分为三个阶段：第一阶段为降温至1100℃并保温1h，第二阶段为降温至1000℃并保温1h，第三阶段为降温至900℃并保温1h，然后降温至室温；采用这种梯度降温的方式可以改善压坯的变形和微裂纹倾向。

作为上述cBN-高速钢复合材料的制备方法的进一步改进，所述选自元素周期表第4族、第5族和第6族的金属的碳化物粉包括WC粉、Mo₂C粉、Cr₃C₂粉和VC粉，所述碳化物粉中质量比W：Mo：Cr：V为(8～12)：(3.5～6.5)：(2.5～5.5)：(0～20)。

本发明具有以下优点：1)采用元素粉和碳化物粉末进行球磨混合，制备的高速钢粉末具有压制性能优异和不易偏析的特点；2)采用cBN粉与上述高速钢前驱体粉末混合物球磨混合的方式掺入cBN粉末，可同时实现二者的均匀混合与初步粘连，防止转运过程中的粉末偏析；3)采用的cBN颗粒的尺寸涉及0.5μm，5μm，12μm、20μm、50μm，分为单一粒径加入和混合粒径加入两种方式，可进一步调控产品品质和生产成本；4)该制备方法可实现材料的无压制备，制备的cBN-高速钢复合材料的烧结致密度≥98.5％，具有低成本、高效率的特点，远非传统的超高温超高压制备工艺可比；5)采用粉末冶金近净成形压制与烧结流程，可实现cBN-高速钢复合材料的近终形制备，摆脱常规加工余量大和成本高的弊病；6)烧结温度低于1200℃，cBN的稳定性好、高速钢碳化物呈均匀弥散分布且cBN与高速钢的结合力强；7)cBN-高速钢复合材料还具有可热处理的特性，可在退火软化态进行机加工与磨削。

附图说明

图1为实施例2的cBN-高速钢复合材料的SEM照片。

图2为实施例3的cBN-高速钢复合材料的SEM照片。

图3为实施例4的cBN-高速钢复合材料的SEM照片。

具体实施方式

以下通过实施例对本发明的有益效果作进一步说明。

实施例1-5的区别仅在于：高速钢前驱体粉末混合物的配比不相同，对应地cBN-高速钢复合材料的组成也不相同；实施例3、6-9的区别仅在于：高速钢前驱体粉末混合物中碳化物的配比不相同，对应地cBN-高速钢复合材料的组成也不相同；实施例3、10-13的区别仅在于：cBN-高速钢复合材料前驱体粉末混合物的配比不相同，对应地cBN-高速钢复合材料的组成也不相同；具体见表3，其中，碳化物粉均由WC粉、Mo₂C粉、Cr₃C₂粉和VC粉构成，WC粉、Mo₂C粉、Cr₃C₂粉和VC粉的质量按照W、Mo、Cr、V的质量比来计算。实施例1-13的cBN-高速钢复合材料的组成见表2。各组分的单位均为质量分数％。

表1为实施例1-13的高速钢前驱体粉末混合物的配比。

表2为实施例1-13的cBN-高速钢复合材料的组成。

实施例3、14-15的区别仅在于：高速钢前驱体粉末混合物的制备工艺不相同；实施例3、14-15的区别仅在于：cBN-高速钢复合材料前驱体粉末混合物的制备参数不相同；具体见表3，其中，球磨速度的单位为转/min，球磨时间的单位为h，磨球为WC-Co硬质合金。

表3为实施例3、14-17的高速钢前驱体粉末混合物、cBN-高速钢复合材料前驱体粉末混合物的制备参数。

实施例3、18-19的区别仅在于：烧结致密化过程中的烧结温度和保温时间不同，而升温速度均为100℃/h，降温速率均为200℃/h；梯度降温均为在1100℃，1000℃和900℃分别保温1h，1h和2h后随炉冷却至室温，真空度均为10^-3pa。实施例3、20-21的的区别仅在于：退火过程中各阶段的退火温度和退火时间不相同，而第一阶段至第二阶段的降温速率均为10℃/h，第二阶段至第三阶段的降温速率均为20℃/h，真空度均为10^-3pa；具体见表4。

表4为实施例3、18-21的cBN-高速钢复合材料的制备工艺。

实施例3、22-23的区别仅在于：淬火过程不相同；实施例3、24-25的区别仅在于：回火过程不相同；具体见表5。

表5为实施例3、22-25的cBN-高速钢复合材料的制备工艺。

还进行了实施例26-29，实施例3、26-29的区别仅在于：采用的cBN粉的粒径不相同，其中，实施例26采用的是粒径为0.5μm的cBN粉，实施例27采用的是粒径为12μm的cBN粉，实施例28采用的是粒径为20μm的cBN粉，实施例29采用的是粒径为50μm的cBN粉。

还进行了实施例30-32，实施例3、30-32的区别仅在于：采用的cBN粉的粒径不相同，其中，实施例30采用的是质量比为1:1的粒径为5μm和0.5μm的两种cBN粉，实施例31采用的是质量比为1:1的粒径为5μm和12μm的两种cBN粉，实施例32采用的是质量比为1:1的粒径为5μm和20μm的两种cBN粉。

为了验证本发明的有益效果，均对上述实施例1-32制备所得的cBN-高速钢复合材料的烧结硬度(指致密化烧结后材料的硬度值，单位为HRA)、热处理态硬度(指回火处理后材料的硬度值，单位为HRC)、热处理态三点弯曲强度(指回火处理后使用三点弯曲强度试验机所测试的cBN-高速钢复合材料的抗折强度，单位为MPa)和致密度进行测试，测试结果见表6。其中，致密度均≥98.5％；压坯的形状和大小均相同，均为直径为25mm的圆柱形压坯，压坯的制作均采用150MPa的压制压力，保压时间均为5min；实施例1-25中所使用的cBN粉的粒径均为5μm。

表6为实施例1-32的cBN-高速钢复合材料的力学性能参数。

结合实施例1-5可知，所述高速钢前躯体粉末混合物的优选的组成为：质量分数为3～15％的Co粉、32～75％的Fe粉、20～50％的金属碳化物粉、0～2％的C粉，更进一步优选的组成为：质量分数为7～11％的Co粉、50～64％的Fe粉、25～39％的金属碳化物粉、0～2％的C粉。对应的cBN-高速钢复合材料的优选的组成为：质量分数为1～30％的cBN、2.7～13.5％的Co、1.7～5.4％的C、14～45％的选自元素周期表第4族、第5族和第6族的金属、40.6～67.5％的Fe，更进一步优选的组成为：质量分数为5～20％的cBN、6.3～9.9％的Co、1.7～5.4％的C、20.7～31.5％的选自元素周期表第4族、第5族和第6族的金属、45～57.6％的Fe。其中，实施例2的cBN-高速钢复合材料的SEM照片见图1，实施例3的cBN-高速钢复合材料的SEM照片见图2，实施例4的cBN-高速钢复合材料的SEM照片见图3。

结合实施例3、6-9可知，碳化物粉中质量比W：Mo：Cr：V优选为(8～12)：(3.5～6.5)：(2.5～5.5)：(0～20)，更进一步优选为(9.5～10.5)：(4.5～5.5)：(3.5～4.5)：(7～13)。

结合实施例3、10-13可知，cBN-高速钢复合材料前躯体粉末混合物优选包括质量分数为70～99％的高速钢前躯体粉末混合物、1～30％的cBN粉，更进一步优选包括质量分数为80～95％的高速钢前躯体粉末混合物、5～20％的cBN粉。

结合实施例3、14-15可知，高速钢前驱体粉末混合物的制备参数优选为：球料比为(4～6)：1，装填系数为0.4～0.8，球磨速度为20～30转/min，球磨时间为24～48h；结合实施例3、16-17可知，cBN-高速钢复合材料前驱体粉末混合物的制备参数优选为：球料比为(0.5～1.5)：1，装填系数为0.4～0.8，球磨速度为20～30转/min，球磨时间为6～10h。

结合实施例3、18-25可知，优选的烧结致密化过程的烧结温度为1150℃，烧结时间为1h；优选的退火过程的第一阶段的退火温度为930℃，退火时间为0.5h，第二阶段的退火温度为750℃，退火时间为1.5h，第三阶段的退火温度为600℃，退火时间为1.5h；优选的淬火过程的第一阶段的淬火温度为540℃，淬火时间为1.5m，第二阶段的淬火温度为930℃，淬火时间为0.5h，第三阶段的淬火温度为1150℃，淬火时间为10min，第四阶段的淬火温度为540℃，淬火时间为1h，第五阶段的淬火温度为280℃，淬火时间为1h；优选的回火阶段的回火温度为580℃，回火时间为2h，回火次数为3次。

结合实施例3、26-29可知，当cBN粉的粒径为0.5～50μm时，对应的cBN-高速钢复合材料均具有较好的硬度。结合实施例3、26-32可知，采用两种粒径的cBN粉所制备得到的cBN-高速钢复合材料与仅采用两种粒径中较小粒径的一种cBN粉制备得到cBN-高速钢复合材料的性能接近，当在较大粒径的cBN粉中加入部分较小粒径的cBN粉后，所得cBN-高速钢复合材料的硬度显著提升。因此，从成本上考虑，优选采用两种粒径的cBN粉。