阅读说明：本技术 一种金属间化合物与碳氮化物共同强硬化粉末冶金高速钢及其制备方法 (Intermetallic compound and carbonitride jointly-strengthened hardening powder metallurgy high-speed steel and preparation method thereof ) 是由 康希越 袁紫仁 谢丰伟 贺跃辉 于 2019-08-09 设计创作，主要内容包括：本发明公开了一种金属间化合物与碳氮化物共同强硬化粉末冶金高速钢,以原位生成的金属间化合物及外加碳氮化物对钢基体进行强化,通过粉末冶金方法得到金属间化合物与碳化物共同强硬化粉末冶金高速钢。本发明通过特定的稳定碳氮化物及合金元素添加,通过外加碳氮化物及原位生成的金属间化合物对材料进行共同强化,得到一种金属间化合物与碳氮化物共同强硬化粉末冶金高速钢。由于金属间化合物和基体中较少的碳,材料能保持优异的红硬性及抗粘刀性,同时稳定的高硬度碳氮化物的加入能够起到明显的细化晶粒及耐磨性提升的作用。(The invention discloses a intermetallic compound and carbonitride jointly-strengthened powder metallurgy high-speed steel, which is obtained by strengthening a steel matrix by using an intermetallic compound generated in situ and an added carbonitride through a powder metallurgy method. The invention adds specific stable carbonitride and alloy elements, and jointly strengthens the material by adding the carbonitride and intermetallic compounds generated in situ to obtain the intermetallic compound and carbonitride jointly hardened powder metallurgy high-speed steel. Because the intermetallic compound and the matrix contain less carbon, the material can keep excellent red hardness and anti-knife-sticking performance, and meanwhile, the stable high-hardness carbonitride can play the roles of obviously refining grains and improving the wear resistance.)

一种金属间化合物与碳氮化物共同强硬化粉末冶金高速钢及 其制备方法

技术领域

本发明涉及机加工刀具领域，具体来说涉及一种通过金属间化合物和碳氮化物共同实现强硬化的粉末冶金高速钢，该高速钢材料尤其适用于钛合金和高温合金等材料的加工。

背景技术

19世纪90年代高速钢便被研发成功，在一百余年来的时间中，随着工业技术的迅速发展，对材料加工要求越来越高，传统铸锻高速钢无法满足加工的需求，高速钢的种类及制备方式也在不断更新。其中钛合金、高温合金、不锈钢材料在各领域都有着广泛的应用，可用于航空航天技术、军工装备、生物医药、海洋工程、能源电力、汽车制造等行业。但这些材料均属于难加工材料，由于其导热性差、易于粘刀等难加工特性，在加工过程导热差，热量聚集使得加工表面温度可达600℃以上，加工表面形成氧化硬层(厚度为0.1～0.15mm)。过去面对钛合金、高温合金、不锈钢等材料的加工，所选用的常规碳化物高速钢和硬质合金都存在自身的缺点，碳化物高速钢高温时刀具硬度急剧下降，碳化物发生聚集，刀具产生剧烈磨损，刃口发生崩缺；硬质合金韧性较差，易于粘刀形成刀瘤，带走涂层使刀具材料失效。

故金属间化合物强硬化高速钢应运而生，金属间化合物强硬化高速钢相较于碳化物高速钢有高的红硬性和优异的抗回火稳定性，相较于硬质合金有好的强度、韧性和导热性，能够较好的弥补两者之间的应用空白。它最初研究从20世纪30年代开始，主要在德国、苏联及日本等国家进行，采用铸锻方式进行制备，但存在着韧性较差的缺陷，后来随着制备技术升级，采用与常规高速钢相同的气雾化-热等静压工艺。这种材料是一种新型时效高速钢材料，通过在钢中添加Co、Ni、Mo、W等合金元素在烧结中原位生成弥散分布的金属间化合物，从而实现强硬化效果。相较于碳化物，金属间化合物有着更高的抗聚集能力和热稳定性，同时由于原位析出的金属间化合物相与基体良好的界面关系，在具备高硬度同时保持了较高的强度，同时导热系数约为高速钢及硬质合金的两倍。金属间化合物强硬化高速钢有着红硬性好、强度高韧性好、导热系数大、抗粘刀优异的特点，被认为是更适宜于加工钛合金、高温合金、不锈钢等材料的加工。

但在金属间化合物强硬化高速钢的传统粉末冶金制备中，由于无碳化物阻碍晶粒长大，仍存在着烧结后晶粒过大等不足，同时金属间化合物显微硬度为1400HV，仍低于大部分碳化物，较低温度下的硬度及耐磨性仍低于传统碳化物强硬化高速钢。

发明内容

本发明目的在于针对钛合金、高温合金、不锈钢等材料的难加工现状，进一步提升金属间化合物强硬化高速钢的硬度及耐磨性。通过特定的稳定碳氮化物及合金元素添加，通过外加碳氮化物及原位生成的金属间化合物对材料进行共同强化，得到一种金属间化合物与碳氮化物共同强硬化粉末冶金高速钢。由于金属间化合物和基体中较少的碳，材料能保持优异的红硬性及抗粘刀性，同时稳定的高硬度碳氮化物的加入能够起到明显的细化晶粒及耐磨性提升的作用。

为了实现上述技术目的，本发明提供了一种金属间化合物与碳氮化物共同强硬化粉末冶金高速钢，以原位生成的金属间化合物及外加碳氮化物对钢基体进行强化，通过粉末冶金方法得到金属间化合物与碳化物共同强硬化粉末冶金高速钢。

优选的方案，所述金属间化合物主要由金属元素Fe、Co、Ni、Mo、W、Ti、Nb原位生成，所述外加碳氮化物为TiC、TiN、Ti(C,N)、NbC、TaC、TaN、ZrC、ZrN中的一种或多种。

优选的方案，所述金属间化合物与碳化物共同强硬化粉末冶金高速钢由以下质量百分比组份制得：Co：10～30％、Mo：5～25％、W：2～20％、碳氮化物：1～15％，余量为Fe。

更优选的方案，所述金属间化合物与碳化物共同强硬化粉末冶金高速钢由以下质量百分比组份制得：Co：10～30％、Mo：8～18％、W：2～10％、碳氮化物：2～10％，余量为Fe。

本发明中所用原料粉末均为商用高纯度(＞99.8％)和超细(平均粒径＜5μm)粉末。

本发明还提供了一种金属间化合物与碳化物共同强硬化粉末冶金高速钢的制备方法，具体步骤为：

1)依照配方取得相应质量分数的原料粉末，并配入成型剂及炭黑，经球磨后通过模压得到压坯，将压坯进行真空烧结，烧结冷却后得到烧结坯；

2)惰性气氛下，将步骤1)中得到的烧结坯加热保温后进行热加工，控制道次变形量和压缩比，热变形结束后再退火处理，而后随炉冷却至室温；

3)将步骤2)中得到的样品预热后进行固溶处理，固溶处理快速冷却后得到固溶态样品，随后进行深冷处理，待冷却至室温后进行时效处理后即得到成品。

优选的方案，所述步骤1)中，所述的成型剂为石蜡，添加量为3～6wt％，所述炭黑加入量为0.4～0.8wt％。

优选的方案，所述步骤1)中，所述球磨方式为湿式球磨，球磨介质为酒精，球料比为(3～6)：1。可通过行星式球磨或滚筒式球磨，使用行星式球磨时转速为200～280r/min，球磨时间为48～60h；滚筒式球磨时转速为80～120r/min，球磨时间为72～86h。

优选的方案，所述步骤1)中，模压方式为双向或单向模压，压力为120～180MPa。

优选的方案，所述步骤1)中，烧结温度为1300～1400℃，烧结时间为1～3h。

优选的方案，所述步骤2)中，热加工前加热温度为1120～1180℃，保温时间为20～40min，惰性气氛为氮气气氛或氩气气氛，防止产品表面氧化严重影响热变形效果。

优选的方案，所述步骤2)中，热加工选自热锻、轧制、旋锻中的任意一种，热变形时道次变形量小于5％，热变形时压缩比为60～80％。

通过热加工不仅能破碎网状分布的微米级金属间化合物，使其均匀分布于基体中，同时还能锻合材料内少量闭孔提高材料致密度(＞99.3％)，大幅提升材料的力学性能。

优选的方案，所述步骤2)中，退火温度为750～900℃，退火时间为1～3h。

优选的方案，所述步骤3)中，预热在箱式电阻炉中进行，预热温度为200～300℃，预热时间为10～30min。

优选的方案，所述步骤3)中，固溶处理在盐浴中进行，固溶温度为1100～1250℃，固溶时间为15～30min，冷却方式为油冷。

优选的方案，所述步骤3)中，深冷在深冷箱中进行，深冷温度为-100～-80℃，深冷时间为1～3h。

优选的方案，所述步骤3)中，时效处理在电阻炉中进行，时效温度为500～700℃，时效处理次数为1-2次，时效保温时间为1-3小时。

通过固溶-时效处理可以，可使金属间化合物溶解再析出，调整金属间化合物相的分布及尺寸。并且在固溶后坯料的硬度降至45HRC以下，并且随后时效硬化阶段材料基本无变形。因此直接将固溶态坯料进行加工而后时效硬化可以大大降低刀具加工的难度，并且时效过程硬化迅速，可以根据时效工艺调整硬度至66～69HRC。

按本发明方案制备的金属间化合物和碳化物共同强硬化粉末冶金高速钢，成品中金属间化合物相与碳化物分布均匀，基体晶粒细小，具有优异的力学性能及出色的耐磨性，有着高的硬度(66-69HRC)、高的强度(2500-3300MPa)和韧性(6-11J/cm²)。

与传统高速钢相比，本发明制备的金属间化合物和碳化物共同强硬化粉末冶金高速钢有着以下优点：

1、金属间化合物与碳化物均匀弥散分布，通过稳定碳化物加入后明显降低了基体晶粒大小，同时在碳化物颗粒周围有明显金属间化合物相析出，界面关系良好，一定程度上避免了金属间化合物沿晶界析出形成网状结构。

2、加入碳化物后，碳化物与微米级金属间化合物共同组成耐磨相，力学性能优异，在保持了优异的抗回火稳定性的同时耐磨性大幅提升。

3、整个技术方案流程简单，操作方便，技术可控，投入小，可满足工业生产需求。

附图说明

图1为本发明对比例2制备的Fe-Co-Mo系列金属间化合物强化高速钢烧结态扫描电镜图片；

图2为本发明实施例4制备的金属间化合物与碳化物共同强硬化粉末冶金高速钢烧结态扫描电镜图片；

图3为实施例1制备的金属间化合物与碳化物共同强硬化粉末冶金高速钢时效态成品扫描电镜图片；

图4为实施例2制备的金属间化合物与碳化物共同强硬化粉末冶金高速钢时效态成品扫描电镜图片；

图5为实施例3制备的金属间化合物与碳化物共同强硬化粉末冶金高速钢时效态成品扫描电镜图片。

具体实施方式

下面通过具体实施例进一步阐述本发明的技术方案。

实施例1

按质量分数为：Co：25％、Mo：12％、W：4％、TiC:2％、Ti(C,N):2％,余量为Fe，配取粉末。将配取的原料粉末、4wt％成型剂石蜡、0.5wt％炭黑混合，放置于行星球磨机球磨罐中进行湿式球磨，球磨过程中球磨介质为酒精，保护气体为氮气，球料比为5:1，转速为260r/min，球磨时间为48h。球磨结束后在真空干燥箱中进行干燥，干燥并擦筛造粒后，将混合粉末通过180MPa压力下进行单向模压，得到压坯。将压坯放置于真空烧结炉中进行烧结，最终烧结温度为1340℃，最高温阶段保温2小时，随炉冷却后得到烧结坯。将烧结坯在氮气保护的箱式炉中以1120℃预热，到温保温30min后进行自由锻，经过三个道次的热加工后达到65％的压缩比，冷却后得到热加工后样品。将热加工样品在箱式炉中以850℃退火2小时，冷却后在盐浴中进行固溶处理，固溶温度为1230℃，保温20min后通过油冷冷却到室温，随后在液氮深冷箱中进行2h的深冷处理，深冷处理温度为-80℃。试样回温到室温后，在箱式炉中590℃下进行等温时效处理，保温时间为2小时，冷却后得到所需的金属间化合物和碳化物共同强硬化高速钢，具体性能如表1中所示。

实施例2

按质量分数为：Co：20％、Mo：11％、W：5％、TiN:4％、Ti(C,N):4％，余量为Fe，配取粉末。将配取的原料粉末、3wt％成型剂石蜡、0.6wt％炭黑混合，放置于行星球磨机球磨罐中进行湿式球磨，球磨过程中球磨介质为酒精，保护气体为氮气，球料比为6:1，转速为240r/min，球磨时间为50h。球磨结束后在真空干燥箱中进行干燥，干燥并擦筛造粒后，将混合粉末通过160MPa压力下进行单向模压，得到压坯。将压坯放置于真空烧结炉中进行烧结，最终烧结温度为1370℃，最高温阶段保温2小时，随炉冷却后得到烧结坯。将烧结坯在氮气保护的箱式炉中以1130℃预热，到温保温30min后进行自由锻，经过三个道次的热加工后达到67％的压缩比，冷却后得到热加工后样品。将热加工样品在箱式炉中以860℃退火2小时，冷却后在盐浴中进行固溶处理，固溶温度为1220℃，保温20min后通过油冷冷却到室温，随后在液氮深冷箱中进行1h的深冷处理，深冷处理温度为-90℃。试样回温到室温后，在箱式炉中610℃下进行等温时效处理，保温时间为1小时，冷却后得到所需的金属间化合物和碳化物共同强硬化高速钢，具体性能如表1中所示。

实施例3

按质量分数为：Co：20％、Mo：15％、W：5％、NbC:8％、余量为Fe，配取粉末。将配取的原料粉末、3wt％成型剂石蜡、0.6wt％炭黑混合，放置于行星球磨机球磨罐中进行湿式球磨，球磨过程中球磨介质为酒精，保护气体为氮气，球料比为6:1，转速为220r/min，球磨时间为60h。球磨结束后在真空干燥箱中进行干燥，干燥并擦筛造粒后，将混合粉末通过180MPa压力下进行单向模压，得到压坯。将压坯放置于真空烧结炉中进行烧结，最终烧结温度为1340℃，最高温阶段保温2小时，随炉冷却后得到烧结坯。将烧结坯在氮气保护的箱式炉中以1130℃预热，到温保温30min后进行自由锻，经过三个道次的热加工后达到65％的压缩比，冷却后得到热加工后样品。将热加工样品在箱式炉中以860℃退火2小时，冷却后在盐浴中进行固溶处理，固溶温度为1220℃，保温20min后通过油冷冷却到室温，随后在液氮深冷箱中进行1h的深冷处理，深冷处理温度为-80℃。试样回温到室温后，在箱式炉中610℃下进行等温时效处理，保温时间为1小时，冷却后得到所需的金属间化合物和碳化物共同强硬化高速钢，具体性能如表1中所示。

实施例4

按质量分数为：Co：20％、Mo：10％、W：10％、Ti(C,N):2％、TiN:7％，余量为Fe，配取粉末。将配取的原料粉末、3wt％成型剂石蜡、0.6wt％炭黑混合，放置于行星球磨机球磨罐中进行湿式球磨，球磨过程中球磨介质为酒精，保护气体为氮气，球料比为6:1，转速为220r/min，球磨时间为60h。球磨结束后在真空干燥箱中进行干燥，干燥并擦筛造粒后，将混合粉末通过180MPa压力下进行单向模压，得到压坯。将压坯放置于真空烧结炉中进行烧结，最终烧结温度为1370℃，最高温阶段保温2小时，随炉冷却后得到烧结坯。将烧结坯在氮气保护的箱式炉中以1130℃预热，到温保温30min后进行自由锻，经过三个道次的热加工后达到65％的压缩比，冷却后得到热加工后样品。将热加工样品在箱式炉中以860℃退火2小时，冷却后在盐浴中进行固溶处理，固溶温度为1230℃，保温20min后通过油冷冷却到室温，随后在液氮深冷箱中进行1h的深冷处理，深冷处理温度为-80℃。试样回温到室温后，在箱式炉中610℃下进行等温时效处理，保温时间为1小时，冷却后得到所需的金属间化合物和碳化物共同强硬化高速钢，具体性能如表1中所示。

对比例1

按质量分数为：Co：20％、Mo：10％、W：10％、TiC：5、Ti(C,N):10％、TiN:5％，余量为Fe，配取粉末。将配取的原料粉末、4wt％成型剂石蜡、0.6wt％炭黑混合，放置于行星球磨机球磨罐中进行湿式球磨，球磨过程中球磨介质为酒精，保护气体为氮气，球料比为5:1，转速为220r/min，球磨时间为55h。球磨结束后在真空干燥箱中进行干燥，干燥并擦筛造粒后，将混合粉末通过180MPa压力下进行单向模压，得到压坯。将压坯放置于真空烧结炉中进行烧结，最终烧结温度为1380℃，最高温阶段保温2小时，随炉冷却后得到烧结坯。将烧结坯在氮气保护的箱式炉中以1140℃预热，到温保温30min后进行自由锻，经过三个道次的热加工后达到68％的压缩比，冷却后得到热加工后样品。将热加工样品在箱式炉中以860℃退火2小时，冷却后在盐浴中进行固溶处理，固溶温度为1230℃，保温20min后通过油冷冷却到室温，随后在液氮深冷箱中进行1h的深冷处理，深冷处理温度为-80℃。试样回温到室温后，在箱式炉中610℃下进行等温时效处理，保温时间为1小时，冷却后得到所需的金属间化合物和碳化物共同强硬化高速钢，具体性能如表1中所示。

对比例2

按照常规金属间化合物强硬化高速钢配方配取粉末，按质量分数为：Co：24％、Mo：13％、W：3％，余量为Fe，配取粉末。将配取的原料粉末、4wt％成型剂石蜡、0.4wt％炭黑混合，放置于行星球磨机球磨罐中进行湿式球磨，球磨过程中球磨介质为酒精，保护气体为氮气，球料比为5:1，转速为220r/min，球磨时间为60h。球磨结束后在真空干燥箱中进行干燥，干燥并擦筛造粒后，将混合粉末通过180MPa压力下进行单向模压，得到压坯。将压坯放置于真空烧结炉中进行烧结，最终烧结温度为1340℃，最高温阶段保温2小时，随炉冷却后得到烧结坯。将烧结坯在氮气保护的箱式炉中以1100℃预热，到温保温30min后进行自由锻，经过三个道次的热加工后达到70％的压缩比，冷却后得到热加工后样品。将热加工样品在箱式炉中以860℃退火2小时，冷却后在盐浴中进行固溶处理，固溶温度为1220℃，保温20min后通过油冷冷却到室温，随后在液氮深冷箱中进行1h的深冷处理，深冷处理温度为-80℃。试样回温到室温后，在箱式炉中610℃下进行等温时效处理，保温时间为1小时，冷却后得到常规金属间化合物强硬化高速钢，具体性能如表1中所示。

表1实施例及对比例中样品力学性能、耐磨性及高温硬度性能测试结果

表1为实施例及对比例的力学性能、耐磨性及高温硬度性能测试结果，耐磨性通过摩擦磨损实验表征，摩擦压力为90N，速率为600r/min，摩擦时间为10min；高温硬度通过高温硬度计表征。通过表1及图1、图2可看出，通过碳化物的添加，明显细化了烧结后基体晶粒大小，对抗弯强度、冲击韧性都略有提升。而通过图3、图4、图5可以看出，在时效态中微米级金属间化合物相较少，主要用于强化基体，而均匀分布的碳化物用作耐磨相有效提升了材料耐磨性能。