一种中熵高速钢组织中获得弥散碳化物的制造方法

摘要

本发明提供了一种中熵高速钢组织中获得弥散碳化物的制造方法，属于金属材料制造领域，制造方法包括以下步骤：先将中熵高速钢先在1180～1230℃的温度区间进行淬火处理，然后在480～520℃下进行2～3次回火处理，中熵高速钢最终热处理组织为马氏体基体上弥散分布硬质碳化物，显微硬度达到820HV以上，能够解决传统高速钢因粗大网状碳化物引起的后序制造过程中裂纹萌生和脆性断裂等难加工问题。该中熵高速钢成分不仅含C、W、Mo等强碳化物形成元素，还需调节合金元素Cr、V、Co、Ni、Al、Cu以及基体元素Fe的添加含量以使合金熵值设定在1.0R～1.2R之间；特别适用于熔铸、熔炼或喷射成形等方法制备具有高硬度、高韧性等较高综合性能要求的高速钢刃具和模具等应用领域。

权利要求

1.一种中熵高速钢组织中获得弥散碳化物的制造方法，其特征在于，包括以下步骤：先将中熵高速钢先在1180～1230℃的温度区间进行淬火处理，然后在480～520℃下进行2～3次回火处理，中熵高速钢最终热处理组织为马氏体基体上弥散分布硬质碳化物。

2.根据权利要求1所述的中熵高速钢组织中获得弥散碳化物的制造方法，其特征在于，淬火处理时，保温时间为0.5～2小时；回火处理时，保温时间为1～2小时。

3.一种中熵高速钢组织中获得弥散碳化物的制造方法，其特征在于，包括以下步骤：将经过1180～1230℃温度区间淬火处理后的中熵高速钢，再在850～1180℃区间进行热锻处理，以获得更好的抗裂纹萌生性能；

或将熔炼后的试样热锻前先加热至1180～1230℃保温0.5～2小时后，随后在1180～

850℃区间进行热锻处理，以获得更好的抗裂纹萌生性能。

4.根据权利要求3所述的中熵高速钢组织中获得弥散碳化物的制造方法，其特征在于，始锻温度为1100～1180℃，终锻温度为850～1050℃。

5.根据权利要求1～4中任一项所述的中熵高速钢组织中获得弥散碳化物的制造方法，其特征在于，所述中熵高速钢的成分中含有以下重量百分含量的成分：0.7～1.5％C、5～

8％W、3～6％Mo。

6.根据权利要求1～4中任一项所述的中熵高速钢组织中获得弥散碳化物的制造方法，其特征在于，所述中熵高速钢的成分中添加Cr、V、Co、Ni、Al、Cu合金元素，以调节合金成分的熵值在1.0R～1.2R之间，上述合金元素的添加重量百分含量在0.1～4％之间，余量Fe元素的重量百分含量控制在71～78％之间。

7.根据权利要求6所述的中熵高速钢组织中获得弥散碳化物的制造方法，其特征在于，所述中熵高速钢成分中还包含Si、Mn、P、S合金元素，各合金元素的重量百分含量分别为：Si<0.5％、Mn<1.0％、S<0.05％、P<0.05％。

8.根据权利要求1～4中任一项所述的中熵高速钢组织中获得弥散碳化物的制造方法，其特征在于，所述中熵高速钢采用熔铸、熔炼或喷射成形的方法制备。

说明书

一种中熵高速钢组织中获得弥散碳化物的制造方法

技术领域

[0001] 本发明涉及金属材料制造技术领域，具体涉及一种中熵高速钢组织中获得弥散碳化物的制造方法。

背景技术

[0002] 高速钢是一种含大量强碳化物形成元素(C、W、Mo)的高硬度、高耐磨高性能工具钢，其硬质碳化物类型主要包括：MC(2100‑2800HV)、M2C(1800‑2250HV)、M6C(1800‑2250HV)
和M7C3(1890‑2060HV)等。其中，MC作为先共晶相可呈颗粒状弥散分布在马氏体基体中，其它
类型碳化物均为共晶反应产物呈网状分布在后凝固的枝晶间区域。这类粗大网状一次碳化
物在后续锻造、热处理过程难以消除，容易引起应力集中，使得加工过程产生裂纹，严重影
响高速钢的寿命。为了获得弥散分布硬质碳化物(特别是高硬度MC相)，有研究采用热处理
或添加少量合金元素等方法促进网状亚稳相M2C高温分解成弥散MC，分解机制为M2C+Fe(γ)
→M6C+MC，但效果均不显著。例如，研究发现添加钒是最有利于促进凝固过程中MC形核、M2C
高温分解的合金元素，但V含量添加过高会导致凝固组织中形成大量奥氏体，降低了材料硬
度，添加不足则碳化物仍呈网状分布。

[0003] 通过添加大量合金元素改善高速钢性能的研究也有报道。中国专利CN104271775A公开了一种几乎涵盖元素周期表所有元素的高速工具钢成分，该钢种为韧贝氏体组织，但
未涉及改善高速钢中网状碳化物生长形貌的方法和成分设计方案。中国专利CN107513670A
提出了一种添加多组元合金元素以提升高速钢抗氧化磨损性能的方法，研究发现在常规C‑
W‑Mo系高速钢中添加一定量Cr、V、Co、Al、Ni、Cu、Ti等元素后，合金仍然具有较高的硬度和
马氏体加碳化物的高速钢典型组织特征，且Cr、Co、Al等元素的添加可提高多组元高速钢的
抗氧化磨损性能。可见，高速钢成分已有采用添加少量或大量合金元素改善热处理组织和
热磨损、抗氧化等特定性能的报道。但是，均未能提出消除凝固组织中网状一次碳化物，在
最终热处理组织中获得完全弥散分布碳化物的成分与制造工艺方法。

发明内容

[0004] 本发明的目的在于提供一种中熵高速钢组织中获得弥散碳化物的制造方法。所述中熵高速钢成分不仅含有传统高速钢中常规添加的C、W、Mo等强碳化物形成元素，还需调节
Cr、V、Co、Ni、Al、Cu等合金元素以及基体元素Fe的添加含量以使合金熵值设定在1.0R～
1.2R之间。所述中熵高速钢经处理后，组织为马氏体基体上弥散分布硬质碳化物，显微硬度
达到820HV以上，且具有与传统高速钢相比更优异的抗裂纹萌生性能。

[0005] 为了在最终热处理组织中获得弥散分布的硬质碳化物，本发明公开了一种利用中熵效应促进凝固组织中网状一次碳化物高温分解获得弥散碳化物分布的技术手段，分解机
制为：M2C+Fe(γ)→M6C+MC，中熵效应可极大提高了该反应发生的热力学驱动力。因此，能够
通过简单热处理获得传统高速钢研制难以获得的完全弥散硬质碳化物分布。借鉴中熵合金
其熵值一般设定在1.0R～1.5R之间的已有定义，本发明将所公开的高速钢定义为中熵高速
钢。

[0006] 为实现以上目的，本发明通过以下技术方案予以实现：

[0007] 一种中熵高速钢组织中获得弥散碳化物的制造方法，包括以下步骤：先将中熵高速钢先在1180～1230℃的温度区间进行淬火处理，然后在480～520℃下进行2～3次回火处
理，中熵高速钢最终热处理组织为马氏体基体上弥散分布硬质碳化物。

[0008] 优选地，淬火处理时，保温时间为0.5～2小时；回火处理时，保温时间为1～2小时。

[0009] 一种中熵高速钢组织中获得弥散碳化物的制造方法，包括以下步骤：将经过1180～1230℃温度区间淬火处理后的中熵高速钢，再在850～1180℃区间进行热锻处理，以获得
更好的抗裂纹萌生性能；

[0010] 或将熔炼后的试样热锻前先加热至1180～1230℃保温0.5～2小时后，随后在1180～850℃区间进行热锻处理，以获得更好的抗裂纹萌生性能。

[0011] 优选地，始锻温度为1100～1180℃，终锻温度为850～1050℃。

[0012] 对于上述制造方法，所述中熵高速钢的成分中含有以下重量百分含量的成分：0.7～1.5％C、5～8％W、3～6％Mo。

[0013] 优选地，所述中熵高速钢的成分中添加Cr、V、Co、Ni、Al、Cu合金元素，以调节合金成分的熵值在1.0R～1.2R之间，上述合金元素的添加重量百分含量在0.1～4％之间，余量
Fe元素的重量百分含量控制在71～78％之间。

[0014] 优选地，所述中熵高速钢成分中还包含Si、Mn、P、S合金元素，各合金元素的重量百分含量分别为：Si<0.5％、Mn<1.0％、S<0.05％、P<0.05％。

[0015] 优选地，所述中熵高速钢采用熔铸、熔炼或喷射成形的方法制备。

[0016] 本发明的有益效果是：

[0017] 1、本发明中，中熵高速钢可在1180～1230℃窄温度区间通过简单淬火处理消除传统高速钢中广泛存在对韧性不利的网状一次碳化物，最终热处理组织为马氏体基体上弥散
分布的硬质碳化物。

[0018] 2、本发明中，中熵高速钢经热处理后显微硬度达到市场广泛销售的W6Mo5Cr4V2高速钢硬度水平，高于820HV。同时，组织中碳化物弥散分布形态使其具有更优的抗裂纹萌生
性能，能够解决传统高速钢因粗大网状碳化物引起的后序制造过程中裂纹萌生和脆性断裂
等难加工问题。特别适用于高速钢刃具和模具制造等对高硬度、高韧性均有较高要求的应
用领域。

[0019] 3、本发明公开了一种利用中熵效应促进高速钢中网状一次碳化物高温分解并球化成弥散碳化物技术途径，其技术原理在于：中熵高速钢凝固组织主要为马氏体基体和以
M2C为主的网状一次碳化物，但中熵效应使网状一次碳化物高温分解反应M2C+Fe(γ)→M6C+
MC相比于传统高速钢更易于进行，中熵高速钢中该反应具有更高的反应热力学驱动力，反
应更加彻底。这是因为M2C+Fe(γ)→M6C+MC反应方程中吉布斯自由能变化如公式(1)所示：

[0020] ΔG＝ΔH‑TΔS               (1)

[0021] 其中，ΔH、ΔS分别为：

[0022]

[0023]

[0024] 与传统高速钢相比，在反应方程相同且反应过程焓变ΔH一定的前提下，ΔG取决于ΔS的变化。本发明研究发现中熵高速钢凝固组织中碳化物成分仍主要为W、Mo、V、C等强
碳化物形成元素，与传统高速钢中碳化物成分基本相似，所添加的Cr、Ni、Co、Al、Cu合金元
素在碳化物中的渗杂量非常少。因此，在所形成的M6C、MC和M2C等碳化物熵值变化基本不变
的前提下，传统高速钢和本发明所述中熵高速钢反应过程ΔS的主要差异来自于固溶体相
SFe(γ)的变化，ΔSFe(γ)的值可通过公式4计算：

[0025]

[0026] 式中，ci为固溶体中i组元的摩尔浓度，n为组元数量，R为常数8.314.

[0027] 中熵高速钢Fe(γ)相因含有大量Cr、Ni、Co、Cu、Al等合金元素，SFe(γ)熵值随着添加合金元素增多而迅速增加，导致ΔS值更负，总反应过程ΔG值向更正的方向变化。可见，
M2C高温分解反应方程(1)在传统高速钢中具有更负的ΔG，更稳定而难以进行。提高中熵效
应则增加了反应ΔG值，反应所需能量更低。因此，加速了网状一次碳化物M2C的高温分解过
程，更容易在中熵高速钢中获得弥散分布的碳化物。

[0028] 但是，本发明研究也发现当中熵高速钢成分体系的熵值低于1.0R时,获得碳化物的弥散效果不显著。熵值超过1.2R或成分中Fe含量下降过多后，组织中不能获得完全马氏
体基体，导致中熵高速钢硬度下降。因此，本发明公开的中熵高速钢熵值需通过成分调整在
1.0R～1.2R之间。

附图说明

[0029] 图1为本发明实施例1中对照试样M2，以及No.1、No.4、No.7典型成分试样1210℃淬火组织的XRD衍射。

[0030] 图2为本发明实施例1中对照试样M2，以及No.1、No.4、No.7典型成分试样1210℃淬火组织的扫描电镜形貌相。

具体实施方式

[0031] 为使本发明实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本发明实施例，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例是本发明一部
分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有作出
创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。

[0032] 本发明公开的一种中熵高速钢及其组织中获得弥散碳化物的制造方法，可采用铸造、冶金熔炼、喷射成形等常规或快速凝固方法制造，也可以采用热锻法进行成形。这些合
金熔铸和成形制备方法及技术均为专业人员所熟悉，于此不再一一赘述，下面结合附图和
具体实施例对本发明作详细描述。

[0033] 实施例1：

[0034] 表1成分中M2牌号是已商业化钨钼系W6Mo5Cr4V2高速钢典型成分，根据公式4计算M2高速钢成分的熵值为0.69R。编号No.1～No.7号试样为本实施例所设计的不同高速钢成
分，通过降低Fe含量从83％至69％，同时增加其它合金元素以调整试样的熵值，根据公式4
计算得出No.1～No.7号试样其熵值变化从0.72R增加至1.27R。熔炼过程将配置好成分的原
料放在沈阳真空技术研究所研制的WK型非自耗真空电弧炉内的铜坩锅中，将炉体抽真空，
‑3
当真空度达到5×10 MPa时通入氩气(高纯氩气，纯度≥99.9％)，反复通入氩气三次保证原
料不被氧化。熔炼均匀冷却后，将合金块翻面重复熔炼，如此反复五次以确保合金中所有元
素熔炼均匀，最后将熔炼好的原料铸入水冷铜模上获得圆锭状试样20g。

[0035] 表1本发明具体实施例1所述化学成分(wt.％)

[0036]

[0037] 将对照试样M2以及No.1～No.7号试样先在1210℃下进行淬火处理，淬火保温时间为30分钟，然后在500℃下进行3次回火处理，每次回火保温时间为1.5小时。

[0038] 图1和图2分别是对照试样M2，以及No.1、No.4、No.7号试样1210℃淬火组织的XRD衍射和二次电子形貌像。从图1可见，No.1、No.4、No.7三种成分中熵高速钢的相结构组成和
M2高速钢基本相似，均为马氏体、残余奥氏体及M6C、M2C和MC碳化物。图2a所示M2高速钢中碳
化物在晶界处呈粗大网状分布，图2b所示No.1试样组织中网状碳化物已出现一定程度的断
裂。图2c可见No.4成分中碳化物获得了弥散分布的颗粒状形态，弥散程度明显优于M2和
No.1成分。图2d所示No.7成分中碳化物在晶界处分布的更加稀疏、细小，也基本呈弥散分
布。

[0039] 表2所示为实施例1所涉及试样在淬火处理、回火处理后最大回火硬度和碳化物分布形态描述。

[0040] 表2具体实施例1所述试样最大硬度和碳化物分布形态

[0041]

[0042] 从表2中可见，M2对照试样及No.1～No.3试样的碳化物形态仍为网状分布，No.4～No.7试样中碳化物均呈现弥散分布。No.1～No.6试样最大回火硬度值均大于820HV，但No.7
试样由于铁含量降低太多，硬度值略低于820HV。因此，通过实施例1的组织和硬度结果可
见，为满足本发明权利要求所述内容：组织为马氏体基体上弥散分布硬质碳化物，且最大回
火硬度大于820HV。中熵高速钢的熵值需调整在1.0R～1.2R之间，同时Fe含量高于68％。

[0043] 对实施例1所制备高速钢进行高温热锻变形处理，熔炼后的凝固试样加热至1180～1230℃保温0.5～2小时，促进凝固组织网状碳化物转变为弥散碳化物，随后出炉热锻，始
锻温度为1100～1180℃，终锻温度为850～1050℃。No.4～No.7试样的裂纹萌生倾向均明显
好于M2对照试样。亦或将熔炼后的凝固试样加热至1180～1230℃保温0.5～2小时后淬火，
再将试样重新加热后出炉热锻，始锻温度为1100～1180℃，终锻温度为850～1050℃。No.4
～No.7试样的裂纹萌生倾向亦均会明显好于M2对照试样。

[0044] 实施例2：

[0045] 本实施例中试样的熔炼过程将配置好成分的原料放在沈阳真空技术研究所研制‑3
的WK型非自耗真空电弧炉内的铜坩锅中，将炉体抽真空，当真空度达到5×10 MPa时通入氩
气(高纯氩气，纯度≥99.9％)，反复通入氩气三次保证原料不被氧化。熔炼均匀冷却后，将
合金块翻面重复熔炼，如此反复五次以确保合金中所有元素熔炼均匀，最后将熔炼好的原
料铸入水冷铜模上获得圆锭状试样20g。

[0046] 将对No.8～No.10试样先在1210℃下进行淬火处理，淬火保温时间为30分钟，然后在500℃下进行3次回火处理，每次回火保温时间为1.5小时。

[0047] 表3成分编号No.8～No.10号为本实施例所设计的不同成分中熵高速钢，及其在1210℃淬火及500℃下3次回火后的最大回火硬度和碳化物分布形态。其中No.9试样还含有
Si：0.5％、Mn：1.0％、S：0.05％、P：0.05％等钢铁材料中常见元素添加元素和杂质元素，根
据公式4计算其熵值分别为1.01R、1.19R和1.19R。从表中可见No.8～No.10试样最终热处理
组织为马氏体基体上弥散分布硬质碳化物，且最大回火硬度均大于820HV。

[0048] 表3试样化学成分、熵值及最终热处理状态(wt.％)

[0049]

[0050]

[0051] 对实施例2所制备高速钢进行高温热锻变形处理，熔炼后的凝固试样先加热至1180～1230℃保温0.5～2小时，促进凝固组织网状碳化物转变为弥散碳化物，随后进行热
锻，始锻温度为1100～1180℃，终锻温度为850～1050℃。No.8～No.10试样的裂纹萌生倾向
均明显好于M2对照试样。亦或将熔炼后的凝固试样加热至1180～1230℃保温0.5～2小时后
淬火，再将试样重新加热后进行热锻，始锻温度为1100～1180℃，终锻温度为850～1050℃。
No.8～No.10试样的裂纹萌生倾向亦均会明显好于M2对照试样。

[0052] 以上实施例仅用以说明本发明的技术方案，而非对其限制；尽管参照前述实施例对本发明进行了详细的说明，本领域的普通技术人员应当理解：其依然可以对前述各实施
例所记载的技术方案进行修改，或者对其中部分技术特征进行等同替换；而这些修改或者
替换，并不使相应技术方案的本质脱离本发明各实施例技术方案的精神和范围。