阅读说明：本技术 一种通过Laves相及μ相复合强硬化的高速钢及其制备方法 (High-speed steel through Laves phase and mu phase composite strong hardening and preparation method thereof ) 是由 康希越 谢丰伟 袁紫仁 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<Sub>2</Sub>Nb,Fe<Sub>2</Sub>Ti,Fe<Sub>2</Sub>W,所述μ相包含Fe<Sub>7</Sub>Mo<Sub>6</Sub>,Co<Sub>7</Sub>Mo<Sub>6</Sub>,Fe<Sub>7</Sub>W<Sub>6</Sub>,Co<Sub>7</Sub>W<Sub>6</Sub>。本发明中通过烧结过程原位生成的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。(The invention discloses high-speed steel which is subjected to composite strong hardening through a Laves phase and a mu phase and a preparation method thereof 2 Nb，Fe 2 Ti，Fe 2 W, the mu phase contains Fe 7 Mo 6 ，Co 7 Mo 6 ，Fe 7 W 6 ，Co 7 W 6 . In the invention, the Laves phase and the mu phase generated in situ in the sintering process are strongly hardened, and the fine mu phase is strengthened relative to the matrix, so that the material has higher hardness at high temperature, and the Laves phase with high hardness and large particles endows the material with higher wear resistance. The intermetallic compound strengthening phase generated in situ has good interface relation with the matrix, and the diffusion speed is slow at high temperature, so that the material achieves high hardness by adding a large amount of alloy elements, still keeps higher obdurability and heat conductivity coefficient, has excellent tempering resistance, high-temperature hardness and high-temperature strength, and has more excellent performance in high-temperature and high-speed cutting compared with the traditional high-speed steel.)

一种通过Laves相及μ相复合强硬化的高速钢及其制备方法

背景技术

本发明属于高速钢制造技术领域，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。

技术领域

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。

发明内容

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，本发明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。本发明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，本发明采用如下技术方案：

本发明一种通过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，本发明技术方案中，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％。

在本发明中，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·m^1/2，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·m^1/2，在700℃下保温3h后仍然保持HRC60以上的硬度。

本发明一种通过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。

发明人发现，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＜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，所述步骤2)中，真空气氛真空度为0.001～0.1Pa，烧结温度为1300～1450℃，烧结时间为1～2h。

优选的方案，所述步骤3)中，固溶处理在盐浴或真空下进行，固溶温度为1200～1280℃，固溶时间为10～30min，冷却方式为油冷。

优选的方案，所述步骤3)中，时效处理在空气气氛中进行，时效温度为550～650℃，单次时效时间为1h，次数为1～3次。

在本发明的技术方案中，高速钢的原料成份配比关系，是可形成所需比例Laves相与μ相的基础，而要真正控制Laves相与μ相形成、分布、比例还需与工艺相协同，即通过烧结过程在对应的相区温度下保温金属元素粉末反应原位生成μ相及Laves相等两种金属间化合物相。最后再通过热处理过程调整Laves相与μ相的分布及比例。如果在烧结过程中，温度过高会进入到其他相区，产生其他的相，过低不会有μ相产生，并且无法达成致密化。而固溶温度过低没有足够的金属间化合物固溶进入基体，时效效果不明显；过高会产生晶粒长大或高温铁素体转变，损害材料力学性能。另外时效温度过低无法析出μ相，导致Laves相比例过多。

采用本发明工艺制备的多种金属间化合物相复合强硬化的高速钢，强化相由AB₂型Laves相及A₇B₆型的μ相组成，由细小的μ相强化基体，微米级的Laves相提供高的硬度及耐磨性，与单相μ相金属间化合物强硬化高速钢相比，Laves相金属间化合物的引入能够明显提高材料的硬度及高温红硬性。

在与有着传统碳化物强硬化高速钢的同等硬度及韧性的同时，本发明工艺制备的多种金属间化合物相复合强硬化的高速钢还存在以下优点：

1.通过两种金属间化合物同时对材料进行强硬化，拥有更强的抗回火性及耐磨性，金属间化合物强化相的扩散激活能远远高于碳化物，在高速切削的高温下有着极强的抗聚集性，大大减缓了硬质相聚集长大速率，因此在高温下也能保持高的硬度，远远超过碳化物强硬化高速钢。

2.通过原位生成的强化相与基体相界面关系好，有着高的导热系数(600℃下40-50W/(m·K))，是传统碳化物高速钢的两倍(600℃下20-25W/(m·K))，因此在切削过程中很容易传热降温，避免刀尖温度过高。

3.更加优秀的被加工性能，在高温固溶处理后材料软化，硬度为HRC40～45被加工性能大大增加，同时时效硬化过程中无变形，刀具形状尺寸稳定，避免了热处理过程中的变形，极其利于制备高精度、形状复杂的部件。

4.通过粉末冶金方法制备，可以对添加元素种类及含量进行灵活调整，避开气雾化-热等静压高的技术门槛，实现近净成形，工艺流程短，材料利用率高。

附图说明

图1为传统粉末冶金高速钢显微组织

图2为本专利技术制备的实施例1新型粉末冶金高速钢显微组织

图3为本专利技术制备的实施例5新型粉末冶金高速钢显微组织

具体实施方式

实施例1

按设计方案配方配取原料，质量百分比为：Fe：50％、Co：20％、Mo：15％、W：8％、Nb：3％、Ti：3％。将原料粉末、0.5wt％炭黑、3wt％的成型剂石蜡放入氮气气氛的滚筒球磨机中进行湿式球磨，球磨介质为酒精，球料比为6:1，球磨时间为48h。将球磨完毕的混合原料进行干燥与擦筛制粒，并将其通过压制压力为200MPa的双向模压得到冷压坯。将得到的压坯在真空烧结炉中进行烧结，最高烧结温度为1380℃，待冷却后得到烧结坯。将烧结坯在盐浴中进行固溶处理并进行油冷降温，固溶温度为1270℃，固溶时间为12min。固溶态的材料硬度为HRC42.7。将固溶态的材料在箱式炉空气气氛下进行时效，时效温度为620℃，时效时间为1h，得到多种金属间化合物相复合强硬化的高速钢材料成品。材料硬度为HRC69.0，抗弯强度为2430MPa，冲击韧性为6.9J/cm²，断裂韧性为23.3MPa·m^1/2，在700℃下保温3h后硬度为HRC61.7。

实施例2

按设计方案配方配取原料，质量百分比为：Fe：56％、Co：20％、Mo：13％、W：5％、Nb：4％、Ti：2％。将原料粉末、0.5wt％炭黑、3wt％的成型剂石蜡放入氮气气氛的滚筒球磨机中进行湿式球磨，球磨介质为酒精，球料比为6:1，球磨时间为50h。将球磨完毕的混合原料进行干燥与擦筛制粒，并将其通过压制压力为180MPa的双向模压得到冷压坯。将得到的压坯在真空烧结炉中进行烧结，最高烧结温度为1340℃，待冷却后得到烧结坯。将烧结坯在盐浴中进行固溶处理并进行油冷降温，固溶温度为1260℃，固溶时间为15min，固溶态的材料硬度为HRC42.3。将固溶态的材料在箱式炉空气气氛下进行时效，时效温度为620℃，时效时间为1h，得到多种金属间化合物相复合强硬化的高速钢材料成品。材料硬度为HRC68.7，抗弯强度为2520MPa，冲击韧性为7.3J/cm²，断裂韧性为25.7MPa·m^1/2，在700℃下保温3h后硬度为HRC61.3。

实施例3

按设计方案配方配取原料，质量百分比为：Fe：56％、Co：18％、Mo：12％、W：4％、Nb：2％、Ti：2％。将原料粉末、0.6wt％炭黑、4wt％的成型剂石蜡放入氮气气氛的滚筒球磨机中进行湿式球磨，球磨介质为酒精，球料比为5:1，球磨时间为50h。将球磨完毕的混合原料进行干燥与擦筛制粒，并将其通过压制压力为180MPa的双向模压得到冷压坯。将得到的压坯在真空烧结炉中进行烧结，最高烧结温度为1330℃，待冷却后得到烧结坯。将烧结坯在盐浴中进行固溶处理并进行油冷降温，固溶温度为1260℃，固溶时间为15min。固溶态的材料硬度为HRC42.2。将固溶态的材料在箱式炉空气气氛下进行时效，时效温度为620℃，时效时间为1h，得到多种金属间化合物相复合强硬化的高速钢材料成品。材料硬度为HRC68.1，抗弯强度为2960MPa，冲击韧性为9.8J/cm²，断裂韧性为31.4MPa·m^1/2，在700℃下保温3h后硬度为HRC60.5。

实施例4

按设计方案配方配取原料，质量百分比为：Fe：59％、Co：20％、Mo：15％、W：3％、Nb：3％、Ti:0％。将原料粉末、0.5wt％炭黑、3wt％的成型剂石蜡放入氮气气氛的滚筒球磨机中进行湿式球磨，球磨介质为酒精，球料比为6:1，球磨时间为48h。将球磨完毕的混合原料进行干燥与擦筛制粒，并将其通过压制压力为200MPa的双向模压得到冷压坯。将得到的压坯在真空烧结炉中进行烧结，最高烧结温度为1350℃，待冷却后得到烧结坯。将烧结坯在盐浴中进行固溶处理并进行油冷降温，固溶温度为1250℃，固溶时间为12min，固溶态的材料硬度为HRC41.9。将固溶态的材料在箱式炉空气气氛下进行时效，时效温度为620℃，时效时间为1h，得到多种金属间化合物相复合强硬化的高速钢材料成品。材料硬度为HRC68.4，抗弯强度为3020MPa，冲击韧性为10.3J/cm²，断裂韧性为28.3MPa·m^1/2，在700℃下保温3h后硬度为HRC60.9。

实施例5

按设计方案配方配取原料，质量百分比为：Fe：59％、Co：20％、Mo：15％、W：3％、Nb：0％、Ti:3％。将原料粉末、0.5wt％炭黑、3wt％的成型剂石蜡放入氮气气氛的滚筒球磨机中进行湿式球磨，球磨介质为酒精，球料比为6:1，球磨时间为48h。将球磨完毕的混合原料进行干燥与擦筛制粒，并将其通过压制压力为200MPa的双向模压得到冷压坯。将得到的压坯在真空烧结炉中进行烧结，最高烧结温度为1350℃，待冷却后得到烧结坯。将烧结坯在盐浴中进行固溶处理并进行油冷降温，固溶温度为1250℃，固溶时间为12min，固溶态的材料硬度为HRC41.8。将固溶态的材料在箱式炉空气气氛下进行时效，时效温度为620℃，时效时间为1h，得到多种金属间化合物相复合强硬化的高速钢材料成品。材料硬度为HRC68.3，抗弯强度为2980MPa，冲击韧性为9.7J/cm²，断裂韧性为27.7MPa·m^1/2，在700℃下保温3h后硬度为HRC60.8。

对比例1

按配方配取原料，质量百分比为：Fe：37％、Co：25％、Mo：20％、W：8％、Nb：5％、Ti:5％。将原料粉末、0.5wt％炭黑、3wt％的成型剂石蜡放入氮气气氛的滚筒球磨机中进行湿式球磨，球磨介质为酒精，球料比为6:1，球磨时间为48h。将球磨完毕的混合原料进行干燥与擦筛制粒，并将其通过压制压力为200MPa的双向模压得到冷压坯。将得到的压坯在真空烧结炉中进行烧结，最高烧结温度为1360℃，待冷却后得到烧结坯。将烧结坯在盐浴中进行固溶处理并进行油冷降温，固溶温度为1270℃，固溶时间为12min，固溶态的材料硬度为HRC45.8。将固溶态的材料在箱式炉空气气氛下进行时效，时效温度为610℃，时效时间为1h，得到多种金属间化合物相复合强硬化的高速钢材料成品。材料硬度为HRC69.1，抗弯强度为2060MPa，冲击韧性为5.9J/cm²，断裂韧性为19.7MPa·m^1/2，在700℃下保温3h后硬度为HRC62.0。

对比例2

按配方配取原料，质量百分比为：Fe：65％、Co：20％、Mo：10％、W：5％、Nb：0％、Ti:0％。将原料粉末、0.5wt％炭黑、3wt％的成型剂石蜡放入氮气气氛的滚筒球磨机中进行湿式球磨，球磨介质为酒精，球料比为6:1，球磨时间为48h。将球磨完毕的混合原料进行干燥与擦筛制粒，并将其通过压制压力为200MPa的双向模压得到冷压坯。将得到的压坯在真空烧结炉中进行烧结，最高烧结温度为1350℃，待冷却后得到烧结坯。将烧结坯在盐浴中进行固溶处理并进行油冷降温，固溶温度为1240℃，固溶时间为12min，固溶态的材料硬度为HRC40.1。将固溶态的材料在箱式炉空气气氛下进行时效，时效温度为620℃，时效时间为1h，得到多种金属间化合物相复合强硬化的高速钢材料成品。材料硬度为HRC64.4，抗弯强度为2980MPa，冲击韧性为9.8J/cm²，断裂韧性为34.2MPa·m^1/2，，在700℃下保温3h后硬度为HRC58.4。

对比例3

按设计方案配方配取原料，质量百分比为：Fe：25％、Co：30％、Mo：30％、W：5％、Nb：5％、Ti：5％。将原料粉末、0.6wt％炭黑、4wt％的成型剂石蜡放入氮气气氛的滚筒球磨机中进行湿式球磨，球磨介质为酒精，球料比为6:1，球磨时间为48h。将球磨完毕的混合原料进行干燥与擦筛制粒，并将其通过压制压力为180MPa的双向模压得到冷压坯。将得到的压坯在真空烧结炉中进行烧结，最高烧结温度为1350℃，待冷却后得到烧结坯。将烧结坯在盐浴中进行固溶处理并进行油冷降温，固溶温度为1240℃，固溶时间为15min。固溶态的材料硬度为HRC48.5。将固溶态的材料在箱式炉空气气氛下进行时效，时效温度为610℃，时效时间为1h，得到多种金属间化合物相复合强硬化的高速钢材料成品。材料硬度为HRC69.1，抗弯强度为1750MPa，冲击韧性为3.2J/cm²，断裂韧性为18.2MPa·m^1/2，在700℃下保温3h后硬度为HRC62.5。

对比例4

按设计方案配方配取原料，质量百分比为：Fe：51％、Co：22％、Mo：15％、W：6％、Nb：3％、Ti：3％。将原料粉末、0.5wt％炭黑、3wt％的成型剂石蜡放入氮气气氛的滚筒球磨机中进行湿式球磨，球磨介质为酒精，球料比为6:1，球磨时间为60h。将球磨完毕的混合原料进行干燥与擦筛制粒，并将其通过压制压力为180MPa的双向模压得到冷压坯。将得到的压坯在真空烧结炉中进行烧结，最高烧结温度为1250℃，待冷却后得到烧结坯。将烧结坯在盐浴中进行固溶处理并进行油冷降温，固溶温度为1230℃，固溶时间为15min。固溶态的材料硬度为HRC38.7。将固溶态的材料在箱式炉空气气氛下进行时效，时效温度为620℃，时效时间为1h，得到多种金属间化合物相复合强硬化的高速钢材料成品。材料硬度为HRC63.7，抗弯强度为1680MPa，冲击韧性为2.8J/cm²，断裂韧性为16.8MPa·m^1/2，在700℃下保温3h后硬度为HRC59.2。

对比例5

按设计方案配方配取原料，质量百分比为：Fe：56％、Co：20％、Mo：12％、W：5％、Nb：3％、Ti：3％。将原料粉末、0.5wt％炭黑、3wt％的成型剂石蜡放入氮气气氛的滚筒球磨机中进行湿式球磨，球磨介质为酒精，球料比为6:1，球磨时间为55h。将球磨完毕的混合原料进行干燥与擦筛制粒，并将其通过压制压力为170MPa的双向模压得到冷压坯。将得到的压坯在真空烧结炉中进行烧结，最高烧结温度为1360℃，待冷却后得到烧结坯。将烧结坯在盐浴中进行固溶处理并进行油冷降温，固溶温度为1150℃，固溶时间为12min。固溶态的材料硬度为HRC48.7。将固溶态的材料在箱式炉空气气氛下进行时效，时效温度为610℃，时效时间为1h，得到多种金属间化合物相复合强硬化的高速钢材料成品。材料硬度为HRC64.2，抗弯强度为2110MPa，冲击韧性为5.4J/cm²，断裂韧性为18.3MPa·m^1/2，在700℃下保温3h后硬度为HRC59.7。

经过实施例及对比例性能对比，可得知通过本发明技术路线制备的通过Laves相及μ相金属间化合物相复合强硬化的新型粉末冶金高速钢，相对于碳化物高速钢，保持了较高的抗弯强度及冲击韧性的同时，拥有远高于碳化物高速钢的高温红硬性；相对于硬质合金，则有着更出色的韧性。通过本专利制备的Laves相及μ相金属间化合物相复合强硬化的新型粉末冶金高速钢填补了高速钢及硬质合金间的应用空白，是一种极具应用价值的新型粉末冶金高速钢材料。

表1实施例制备的粉末冶金高速钢材料及传统刀具材料的力学性能对比

表2对比例中制备的粉末冶金高速钢材料的性能测试结果