专利名称：一种含有颗粒状碳化物的高碳高速钢及其制备方法
技术领域：
本发明属于金属材料制造技术领域，涉及高碳高速钢的制备，特别涉及一种含有颗粒状碳化物的高碳高速钢及其制备方法。
背景技术：
轧辊是轧钢生产中的关键备件，其质量不仅影响轧机生产作业率，也影响轧材表面质量，提高和改进轧辊质量，是轧辊研究、生产和使用部门不断努力并力求解决的重要问题。目前，国内外已开发成功了高碳高速钢轧辊材料，这种材料中由于含有较多的钨、钼、铬、钒等合金元素和较高的含碳量，因此金相组织中含有较多的碳化物，具有很好的耐磨性。但是普通高碳高速钢轧辊中的碳化物主要呈大块状、杆状、条带状分布，轧辊使用过程中易诱发疲劳裂纹，降低轧辊寿命。因此改善高碳高速钢轧辊中碳化物的形态和分布，获得细小、均匀分布的颗粒状碳化物，将有利于提高轧辊的热疲劳抗力，并延长其使用寿命。
为了改善高碳高速钢中碳化物的形态和分布，中国发明专利CN1631565公开了高钒高速钢复合轧辊及生产工艺。轧辊耐磨层采用高钒高速钢材料，该高钒高速钢的主要元素含量为1.8％～3.5％C、7％～12％V、4％～5％Cr、2％～4％Mo、0.5％～1.5％Ni，余量为铁。钒含量低于7％的高速钢轧辊材料，钢中的碳化钒是共晶碳化钒，共晶碳化钒呈条状、杆状分布，而高钒高速钢轧辊材料中钒含量超过7％，钢中的碳化钒是初生碳化钒，不同于共晶碳化钒，直接从钢液中析出，该碳化钒呈球状，均匀分布于基体，对提高材料的韧性有利。但是高钒高速钢轧辊含有过多的高硬度碳化钒，轧辊的磨削性能差，另外，碳化钒稳定性好，高温热处理时不易溶解，基体中合金元素较少，轧辊的淬硬性、淬透性和红硬性差，降低轧辊的高温抗磨性。轧辊中钒含量过高，还易出现低硬度的M3C型碳化物，降低轧辊耐磨性。中国发明专利CN1218842公开了一种超硬含铝高碳高速钢，其特征在于该钢的化学成份(重量)为碳0.90-1.35％，钨5.50-6.50％，钼4.50-5.50％，铬3.50-4.50％，钒1.65-2.20％，铝0.80-2.00％，稀土0.005-0.20％，钛0.05-0.30％，硼0.001-0.05％，余为铁及杂质。它克服或改善了现有含铝高速钢普遍存在的混晶，碳化物颗粒粗大，夹杂物偏多，存在相当数量的游离铁素体等金相组织缺陷，使得该钢的红硬性、耐磨性、高温塑性、常温韧性均比现有含铝高速钢更为优良。但是在含铝高碳高速钢中单纯加入稀土、钛、硼元素并不能获得颗粒状碳化物，这种高速钢为了细化组织和改善碳化物的形态和分布，还需要经过锻造或轧制加工，工艺复杂。中国发明专利CN1718315还公开了一种高速钢坯料的制备方法及设备，其特征在于，该方法包括如下步骤步骤1，将熔炼合格的高速钢熔体浇入一个具有温度调节功能的中间包内进行温度调节，使高速钢熔体温度保持在高于液相线温度1～5℃之间；步骤2，将温度已稳定在高于液相线1～5℃的高速钢熔体连续不断地浇入已预热的预结晶器内，以1～15℃/min的速度连续冷却，同时对高速钢熔体施加搅拌或振动力场0.5～5分钟，形成含有10～60％固相的固液混合物，其预结晶器的预热温度为合金固相线以下80℃至合金固相线温度以下5℃之间；步骤3，上述形成的含有10～60％固相的固液混合物通过预结晶器的下口直接进入终结晶器内腔，以表面冷却速度大于80℃/s的速度冷却凝固，然后由拉坯机构连续不断地拉出终结晶器，得到高速钢坯料，该方法所产的高速钢钢坯组织性能优良，但工艺和装备复杂，生产效率较低。
发明内容
为了避免上述现有技术存在的缺陷或不足，本发明的目的是提供一种含有颗粒状碳化物的高碳高速钢及其制备方法，该方法在以碳、钒、钨、钼、铬、铌和(或)钴等基本元素组成的高碳高速钢中，加入少量稀土、钛、氮、锌和镁，通过这些合金元素的微合金化作用，达到细化高碳高速钢的作用，在此基础上，辅以高温正火热处理，使碳化物在高碳高速钢内部实现颗粒状分布，最终得到一种颗粒状碳化物的高碳高速钢，采用本发明的高碳高速钢，有利于高碳高速钢力学性能和热疲劳性能大幅度提高，从而带来使用性能的提高。
本发明的目的可以通过以下措施来实现一种颗粒状碳化物的高碳高速钢，其特征在于制得的该高碳高速钢的化学成分及其重量百分比为C1.5％～3.0％，V3.0％～6.0％，W4.0％～8.0％，Mo2.0％～6.0％，Cr4.0％～8.0％，Nb0～5.0％，Co0～5.0％，RE0.05％～0.20％，Ti0.1％～0.3％，N0.06％～0.18％，Zn0.01％～0.05％，Mg0.02％～0.12％，Ni＜1.0％，Si＜2.0％，Mn＜2.0％，P＜0.05％，S＜0.05％，其余为Fe，其中2.5％≤Nb+Co≤5.0％。
上述颗粒状碳化物的高碳高速钢的制备方法，采用电炉生产，其特征在于，其工艺步骤是第一步，将普通废钢、钨铁、钼铁、铬铁、铌铁和(或)金属钴、生铁混合加热熔化，钢水熔清后加入钒铁；第二步，炉前调整成分合格后将温度升至1580～1620℃，加入占钢水重量0.10％～0.25％的铝脱氧，而后出炉；第三步，将稀土镁合金、钛铁、含锌物质和含氮物质破碎至粒度小于15mm的小块，经200℃以下烘干后，置于浇包底部，用包内冲入法对钢水进行复合变质处理；第四步，钢水经搅拌、静置和扒渣后，直接浇注成铸件，钢水浇注温度1420～1480℃；第五步，铸件在1020～1100℃保温2～4小时后直接空冷正火，然后在500～580℃进行回火热处理，保温时间4～8小时，然后空冷或炉冷至室温。
本发明带来的技术效果是①本发明获得了马氏体基体和颗粒状碳化物组成的高碳高速钢。
②本发明高碳高速钢由于碳化物变成了颗粒状，导致高碳高速钢力学性能大幅度提高，抗拉强度达到930～980MPa，冲击韧性达到12～15J/cm2，断裂韧性达到48～55MPa.m1/2。
③用本发明高碳高速钢加工制造的轧辊，应用于轧钢机上，热疲劳抗力明显提高，使用寿命比普通高碳高速钢提高30％～60％，且明显改善了轧材表面质量，延长了换辊周期，提高了轧钢机作业率，取得了良好的经济和社会效益。
图1是本发明的颗粒状碳化物的高碳高速钢显微组织图片。
下面结合实施例对本发明作进一步详述具体实施方式
按照本发明的技术方案，颗粒状碳化物的高碳高速钢的化学成分及其重量百分比为C1.5％～3.0％，V3.0％～6.0％，W4.0％～8.0％，Mo2.0％～6.0％，Cr4.0％～8.0％，Nb0～5.0％，Co0～5.0％，RE0.05％～0.20％，Ti0.1％～0.3％，N0.06％～0.18％，Zn0.01％～0.05％，Mg0.02％～0.12％，Ni＜1.0％，Si＜2.0％，Mn＜2.0％，P＜0.05％，S＜0.05％，其余为Fe，其中2.5％≤Nb+Co≤5.0％。
各化学元素的作用及加入原则如下CC是高速钢中的基本元素之一，它加入高速钢中，与多种合金元素化合，形成高硬度碳化物，改善高速钢耐磨性，部分碳固溶于基体，改善高速钢的淬透性和淬硬性。加入量过多，高速钢脆性大，因此其含量控制在1.5％～3.0％。
VV是强碳化物形成元素，加入高速钢中，主要是为了获得高硬度的碳化钒，改善高速钢的耐磨性。加入量过多，高速钢中碳化钒数量太多，影响高速钢的磨削性能。另外，高速钢中钒含量过高，还易出现低硬度的M3C型碳化物，降低高速钢耐磨性，因此其含量控制在3.0％～6.0％。
WW在高速钢中是形成碳化物的主要合金元素，淬火时部分含钨碳化物溶解，回火时以M2C状态析出，产生二次硬化。部分W溶入马氏体基体，提高高速钢的红硬性和高温耐磨性。淬火加热过程中未溶解的含钨碳化物能阻止高温下奥氏体晶粒长大。但W含量太高会增加碳化物的不均匀性，增大钢的脆性，因此将W含量控制在4.0％～8.0％。
MoMo在高速钢中的作用与W类似，也是形成合金碳化物的主要合金元素，它同样是促进二次硬化的主要元素，Mo的原子量约为W的1/2，加入1％Mo对高速钢的影响程度相当于加入2％W。Mo加入高速钢中可以细化莱氏体组织，对改善高速钢的韧性和耐磨性是有益的。但Mo使高速钢高温热处理时脱碳倾向增大，因此将Mo含量控制在2.0％～6.0％。
CrCr也是高速钢中形成碳化物的主要合金元素之一，含Cr的M23C6型碳化物在较低的淬火温度时便完全溶解，使高速钢产生较高的淬硬性和淬透能力，改善高速钢的抗氧化性和抗腐蚀性。Cr含量过高，多余的Cr参与回火时沉淀析出的碳化物的形成，这种含Cr碳化物在较低温度时容易析出，降低了钢的热稳定性。因此将Cr含量控制在4.0％～8.0％。
Nb与Co高速钢中加入适量的Nb和(或)Co，主要是为了改善高速钢的红硬性，提高高温耐磨性。Nb与Co加入量太少，对改善高速钢的性能影响不明显，加入量过多，由于Nb、Co的价格昂贵，将明显增加高速钢成本，因此，将Nb含量控制在0～5.0％，Co含量控制在0～5.0％，而且2.5％≤Nb+Co≤5.0％。
RERE是表面活性元素，可以在共晶碳化物上选择吸附，共晶凝固时，它主要聚集于共晶碳化物优先生长的方向上，阻止钢液中Fe、V、W、Mo、Cr、C等原子正常长入共晶碳化物的晶体中，从而降低了共晶碳化物领先相在这个方向的生长速度，迫使共晶碳化物变小、变钝。此外，共晶奥氏体将伸入过冷相区中生长，对该生长方向上的碳化物形成包围外壳，也限制并降低了该方向上共晶碳化物的生长速度，这就进一步促使共晶碳化物变小、变钝。RE也具有增加奥氏体的形核作用，促使奥氏体组织更加紧密、细小和均匀。但过量的RE促使高速钢中夹杂物增多，反而降低高速钢韧性，因此将RE含量控制在0.05％～0.20％。
TiTi可与钢中的C和N形成细小高熔点TiC、TiN、Ti(C，N)颗粒，这些颗粒可以促进凝固形核，细化高速钢中共晶碳化物，并促使碳化物分布均匀。Ti含量过高，TiC、TiN、Ti(C，N)等颗粒增多，尺寸增大，反而不利于细化碳化物。因此将Ti含量控制在0.1％～0.3％。
N高速钢中加入N主要是为了与钛化合形成TiN、Ti(C，N)颗粒，这些颗粒可以起凝固核心作用，促进碳化物的细化和分布均匀化。高速钢中N含量过多，易出现气孔，降低高速钢的致密性，并导致其强韧性和耐磨性下降，因此，将N含量控制在0.06％～0.18％。
ZnZn促使高速钢中碳化物变得细小、孤立、尖角圆钝，数量增加，碳化物数量增加是由于形成了含Zn复合碳化物的缘故，对耐磨性的提高是有利的。碳化物形态的改善主要是由于Zn提高C原子的活度，使高速钢热处理时C的扩散能力增强，促使条状碳化物熔断及加速其尖角部分的溶解，而孤立的碳化物变得圆钝以至球化。此外Zn的沸点低(911℃)，加入钢水后，迅速汽化，汽化的Zn原子在钢水中可成为大量的原子集团，在钢水凝固过程中，一些原子集团造成碳化物点阵上的空位。由于空位的存在，在高温下喜爱于晶体内发生运动，而按空位机理扩散时，Fe、C原子跳动频率较高，扩散较快，因此空位的存在加速了碳化物的溶解和扩散，致使其形态得到改善，有利于高速钢韧性的大幅度提高。但Zn加入量过多，导致出现大量含Zn复合碳化物，反而降低高速钢韧性，因此合适的Zn含量是0.01％～0.05％。
MgMg是强成分过冷元素，Mg加入高碳高速钢中，引起凝固界面前强烈的成分过冷，当其成分过冷度大于金属液体内部的形核过冷度时，金属液体内部就会形核、生长。另外，Mg元素在界面前沿的富集会引起晶体分枝形成缩颈，而后在金属溶液中熔断、脱落，生长产生自我增殖，使整个液体内部的晶核数量大大增加，阻止了边缘柱状晶的生长，共晶团、初生相以及碳化物都大大细化，对改善高碳高速钢的强韧性、耐磨性和提高热疲劳抗力十分有利。加入量过多不仅造成Mg的浪费，而且由于反应过于剧烈，使钢水表面易卷入气体，因此合适的Mg含量是0.02％～0.12％。
高碳高速钢正火处理目的是为了获得高硬度的马氏体基体，正火加热和保温时，碳化物形态也会进一步变成颗粒状。正火温度过低或保温时间过短，正火组织易出现低硬度珠光体，正火温度过高或保温时间过长，正火组织易出现低硬度奥氏体，高碳高速钢在1020～1100℃保温2～4小时后直接空冷正火，然后在500～580℃进行回火热处理，保温时间4～8小时，然后空冷或炉冷至室温。可以获得高硬度马氏体基体上分布颗粒状碳化物的高碳高速钢(参见图1)，该高碳高速钢具有良好的强韧性、耐磨性和热疲劳抗力。
下面是发明人给出的实施例实施例1用1000公斤碱性中频感应电炉熔炼高碳高速钢，其制造工艺步骤是①将普通废钢、钨铁、钼铁、铬铁、铌铁、生铁混合加热熔化，钢水熔清后加入钒铁；②炉前调整成分合格后将温度升至1610℃，加入占钢水重量0.22％的铝脱氧，而后出炉；
③将稀土镁合金、钛铁、含锌物质和含氮物质破碎至粒度小于15mm的小块，经200℃以下烘干后，置于浇包底部，用包内冲入法对钢水进行复合变质处理；④钢水经搅拌、静置和扒渣后，在卧式离心机上直接浇注Φ380mm×1000mm轧辊，轧辊成分见表1，钢水浇注温度1458℃；⑤高碳高速钢轧辊在1060℃保温3小时后直接空冷正火，然后在550℃进行回火热处理，保温时间6小时，然后炉冷至室温，轧辊力学性能见表2。
表1轧辊化学成分(重量％)
表2轧辊力学性能
实施例2用1000公斤碱性中频感应电炉熔炼高碳高速钢，其制造工艺步骤是①将普通废钢、钨铁、钼铁、铬铁、金属钴、生铁混合加热熔化，钢水熔清后加入钒铁；②炉前调整成分合格后将温度升至1590℃，加入占钢水重量0.18％的铝脱氧，而后出炉；③将稀土镁合金、钛铁、含锌物质和含氮物质破碎至粒度小于15mm的小块，经200℃以下烘干后，置于浇包底部，用包内冲入法对钢水进行复合变质处理；④钢水经搅拌、静置和扒渣后，在卧式离心机上直接浇注Φ380mm×1000mm轧辊，轧辊成分见表3，钢水浇注温度1443℃；⑤高碳高速钢轧辊在1090℃保温2.5小时后直接空冷正火，然后在570℃进行回火热处理，保温时间5小时，然后炉冷至室温，轧辊力学性能见表4。
表3轧辊化学成分(重量％)
表4轧辊力学性能
实施例3用500公斤中性中频感应电炉熔炼高碳高速钢，其制造工艺步骤是①将普通废钢、钨铁、钼铁、铬铁、铌铁、金属钴、生铁混合加热熔化，钢水熔清后加入钒铁；②炉前调整成分合格后将温度升至1603℃，加入占钢水重量0.14％的铝脱氧，而后出炉；③将稀土镁合金、钛铁、含锌物质和含氮物质破碎至粒度小于15mm的小块，经200℃以下烘干后，置于浇包底部，用包内冲入法对钢水进行复合变质处理；④钢水经搅拌、静置和扒渣后，在立式离心机上直接浇注Φ350mm×600mm轧辊，轧辊成分见表5，钢水浇注温度1466℃；⑤高碳高速钢轧辊在1030℃保温3.5小时后直接空冷正火，然后在520℃进行回火热处理，保温时间6小时，然后空冷，轧辊力学性能见表6。
表5轧辊化学成分(重量％)
表6轧辊力学性能
在高碳高速钢上观察其显微组织，发现碳化物都变成了颗粒状分布，见图1，基体是高硬度的马氏体基体。本发明高碳高速钢已在高速线材轧机预精轧机架和棒材轧机精轧机架上成功应用，结果显示，本发明高碳高速钢由于碳化物变成了颗粒状，导致高碳高速钢力学性能大幅度提高，抗热疲劳性能明显改善，用本发明高碳高速钢加工制造的轧辊，应用于轧钢机上，使用寿命比普通高碳高速钢提高30％～60％，且明显改善了轧材表面质量，延长了换辊周期，减轻了工人劳动强度，提高了轧钢机生产作业率，取得了良好的经济和社会效益。
权利要求
1.一种颗粒状碳化物的高碳高速钢，其特征在于制得的该高碳高速钢的化学成分及其重量百分比为C1.5％～3.0％，V3.0％～6.0％，W4.0％～8.0％，Mo2.0％～6.0％，Cr4.0％～8.0％，Nb0～5.0％，Co0～5.0％，RE0.05％～0.20％，Ti0.1％～0.3％，N0.06％～0.18％，Zn0.01％～0.05％，Mg0.02％～0.12％，Ni＜1.0％，Si＜2.0％，Mn＜2.0％，P＜0.05％，S＜0.05％，其余为Fe，其中2.5％≤Nb+Co≤5.0％。
2.权利要求1所述的颗粒状碳化物的高碳高速钢的制备方法，采用电炉生产，其特征在于，其工艺步骤是第一步，将普通废钢、钨铁、钼铁、铬铁、铌铁和/或金属钴、生铁混合加热熔化，钢水熔清后加入钒铁；第二步，炉前调整成分合格后将温度升至1580℃～1620℃，加入占钢水重量0.10％～0.25％的铝脱氧，而后出炉；第三步，将稀土镁合金、钛铁、含锌物质和含氮物质破碎至粒度小于15mm的小块，经200℃以下烘干后，置于浇包底部，用包内冲入法对钢水进行复合变质处理；第四步，钢水经搅拌、静置和扒渣后，直接浇注成铸件，钢水浇注温度1420～1480℃；第五步，铸件在1020℃～1100℃条件下保温2～4小时后直接空冷正火，然后在500℃～580℃条件下进行回火热处理，保温时间4～8小时，然后空冷或炉冷至室温即可。
全文摘要
本发明公开了一种颗粒状碳化物的高碳高速钢及其制备方法，高碳高速钢的化学成分是(重量％)C1.5～3.0，V3.0～6.0，W4.0～8.0，Mo2.0～6.0，Cr4.0～8.0，Nb0～5.0，Co0～5.0，RE0.05～0.20，Ti0.1～0.3，N0.06～0.18，Zn0.01～0.05，Mg0.02～0.12，Ni＜1.0，Si＜2.0，Mn＜2.0，P＜0.05，S＜0.05，其余为Fe，其中2.5≤Nb+Co≤5.0。制备采用电炉生产，普通铸造成形，铸件经1020～1100℃保温2～4小时后直接空冷正火，然后在500～580℃保温4～8小时，随后空冷或炉冷至室温，即可获得马氏体基体加颗粒状碳化物组织的高碳高速钢，其力学性能大幅度提高，抗拉强度达到930～980MPa，冲击韧性达到12～15J/cm
文档编号C21D11/00GK1916219SQ20061010450
公开日2007年2月21日 申请日期2006年9月5日 优先权日2006年9月5日
发明者蒋志强, 符寒光, 冯锡兰 申请人:郑州航空工业管理学院