一种高硼高硅粉末高速钢及其前驱粉末的制备和应用的制作方法

1.本发明属于粉末冶金高速钢制造技术领域，具体涉及一种高硼高硅粉末高速钢及其前驱粉末。


背景技术：

2.高速钢是一种高碳高合金莱氏体钢，具有高硬度和高耐磨性，是制作工模具的主要材料。按制备方法，分为传统熔铸高速钢和粉末冶金高速钢。后者因具有碳化物颗粒细小、组织分布均匀等特点，显著提高硬度、抗弯强度和切削性能，是制备高性能高速钢的不二之选。然而，目前商业粉末冶金高速钢制备工艺复杂，涉及昂贵的电渣重熔、气雾化-热等静压等关键设备，国内尚不具备自主生产高性能粉末高速钢技术。
3.高速钢虽含有大量高硬度mc、m6c等碳化物，但其硬度和耐磨性逐渐不能满足某些日益加剧的恶劣工况。因此，需要进一步发展硬度和耐磨性更好的高速钢刀具材料。近年来，高硼高速钢引起了研究者的兴趣，其特点是通过调控c、b及贵重金属元素(如cr、mo、v、w等)含量，利用硬度和耐磨性更高的硼化物替代或部分替代碳化物，以此增强高温硬度和耐磨性。同时，由于硅在高速钢中具有显著提高铁素体强度、促进有害m2c碳化物向m6c和mc碳化物转变、细化回火碳化物等有益作用，发展高硅含量高速钢亦是研究方向之一。但是，现有高硼、高硅高速钢大多通过多种废钢熔炼-铸造-热处理过程制备，难以精准调控硼、硅含量，原材料成本虽有所下降，但同时无法消除组织粗大偏析、硼碳化物沿晶界鱼骨状及网状分布缺陷，材料综合性能下降，应用领域受限。


技术实现要素：

4.针对现有技术的不足，本发明的目的在于提供一种新型高硼高硅粉末冶金高速钢前驱粉末，旨在提供一种利于制得高硬度、高红硬性和高耐磨性的同时还具有良好的韧性和抗氧化性的高硼高硅粉末冶金高速钢。
5.本发明第二目的在于，提供一种由所述的前驱粉末制备的高硼高硅粉末冶金高速钢及其应用。
6.一种高硼高硅粉末高速钢前驱粉末，包括3.5-4.0wt％的硼源、2.5-3.0wt％的硅粉、0.5-1.5wt％的钴粉、9-14wt％的金属碳化物以及余量的铁；
7.所述的硼源包括硼源a和硼源b；
8.其中，硼源a为硼单质，硼源b为b4c、lab6和fe2b中的至少一种；
9.所述的金属碳化物为cr、w、mo、v中的至少两种元素的碳化物。
10.本发明研究发现，通过所述的硼源a和b组合的硼源，进一步配合所述的硅源以及其他成分和含量的联合控制，能够实现协同，利于粉末冶金制备高硬度、高红硬性和高耐磨性的同时还具有良好的韧性和抗氧化性的高硼高硅粉末冶金高速钢。
11.所述的硼源b中，至少包含lab6；选择性包含fe2b、b4c中的至少一种。本发明研究发现，采用所述的组合硼源b，进一步配合所述的成分含量的联合控制，能够进一步协同改善
高速钢的性能。
12.作为优选，所述的硼源b包括lab6和fe2b；优选地，lab6和fe2b的质量比为1：5～10；进一步优选为1:6～7。研究发现，采用所述的二元组合硼源，利于和所述的成分含量进一步配合，利于进一步改善高速钢的高温硬度以及高温耐磨能力。
13.进一步优选，所述的硼源b中，包括lab6、fe2b和b4c；优选地，lab6、fe2b和b4c的质量比为1：5～10：2～5；进一步优选为1:6～7:3～4。本发明进一步研究发现，采用所述的三元组合的硼源b，有助于进一步协同改善高速钢的高温硬度以及高温耐磨能力。
14.本发明中，所述的硼源中，硼源a和硼源b的质量比为5～10：1；优选为5～6:1。
15.本发明中，所述的金属碳化物为cr、w、mo、v中的三种及以上元素的碳化物；优选为cr、w、mo和v元素的碳化物。本发明研究发现，在所述的组合硼源以及硅源和含量控制下，进一步配合碳化物的成分以及比例的控制，有助于进一步协同改善制备的高速钢的高温硬度以及高温耐磨性。
16.优选地，cr、w、mo和v的碳化物的质量比为：(6～10)：(4～8)：(1～3)：1；进一步优选为(6～10)：(4～7)：(1.5～2)：1。
17.作为优选，高硼高硅粉末高速钢前驱粉末中，包括3.5-4.0wt％的硼源、2.5-3.0wt％的硅粉、1-1.5wt％的钴粉、11-13wt％的金属碳化物以及余量的铁；
18.更进一步优选，高硼高硅粉末高速钢前驱粉末中，包括3.9-4.0wt％的硼源、2.5-3wt％的硅粉、1-1.5wt％的钴粉、11-13wt％的金属碳化物以及余量的铁；
19.本发明中，所述的前驱粉末中的各成分的粒度反应没有特别要求，符合行业使用要求即可，例如，其d50可以为1-10μm，另外，其粉末氧化量符合行业要求例如低于0.1％即可。
20.本发明中，所述的铁粉为羰基铁粉。
21.本发明还提供了一种高硼高硅粉末高速钢的制备方法，其由所述的前驱粉末通过粉末冶金工艺制备得到。
22.本发明研究发现，在所述的前驱粉末的成分以及含量联合下，进一步配合粉末冶金工艺，可以获得优异高温硬度和高温耐磨性的高性能的高速钢。
23.本发明中，所述的粉末冶金制备过程为：
24.将所述的前驱粉末和成型剂湿法球磨，得到混合浆料；将混合浆料经喷雾制粒得到球形粉末；再将球形粉末压制成型、烧结、热处理，即得。
25.本发明中，所述的成型剂可以是行业内技术人员能够获知的利于成型的成分，例如石蜡、peg、pvb中的至少一种。其添加量也可以基于行业成型要求进行调整，例如，可以为前驱粉末质量的2～4％；
26.本发明中，球磨介质可以是行业内技术人员所公知的湿法球磨介质，例如，可以为无水乙醇。球磨介质的用量可根据球磨需要进行调整，例如，以前驱粉末为基准，其含量可以为0.6～1.0ml/g。
27.本发明中，球磨过程中，球料质量比可根据行业内常规公知制备规律以及要求进行调整，例如可以为(4～8):1；
28.本发明中，球磨时间可根据需要进行调整，例如可以为48h～96h；
29.本发明中，所述喷雾干燥制粒方式可为压力式或离心式喷雾干燥造粒。获得球形
粉末松装密度(1.3～1.5)g/cm3，流动性56～65s，粉末粒径范围为70～170μm。
30.本发明中，所述的压制成型可以为近净成形制备工艺。例如，将球形粉末填充至特定产品模具中进行压制成型。压制成型阶段的压力例如为100～300mpa。
31.本发明中，所述的烧结过程分为三段烧结工艺，其中第一段烧结过程在保护性气氛下进行，温度为300～650℃，时间为3～6h；第二段烧结过程在真空下进行，其中温度为850～1000℃，时间为2～5h；第三段为加压烧结过程，其中，温度为1050～1150℃，加压压力为10～30mpa，时间为1～3h。
32.所述的热处理过程包括淬火以及回火处理，其步骤为：将烧结坯料在真空淬火炉随炉升温至淬火温度(1100～1200℃)并保持1～3h，而后气淬冷却至室温；最后在气氛保护炉中进行多次回火处理，回火温度为550～580℃，每次保温时间不少于60min。回火处理的次数为2～4次。
33.本发明还公开了一种新型高硼高硅粉末高速钢材料近净成形制备方法，其特征在于如下步骤：
34.(1)按照所设计的化学成分比例转换原材料配比，称取上述原材料粉末和适量成型剂，手动简易干混；将干混料置入球磨机中进行湿磨，获得均匀混合料浆。
35.(2)混合浆料经喷雾制粒得到流动性良好且稳定的球形粉末。
36.(3)按照设计的近净成形产品形状设计模具，将步骤(2)中的制粒粉末在自动压机中压制成形。
37.(4)将压坯置于真空气氛炉中第一段烧结和第二段烧结，结束后进行加压烧结，第一段烧结过程在保护性气氛下进行，温度为300～650℃；时间为3～6h；第二段烧结过程在真空下进行，其中温度为850～1000℃，时间为2～5h；第三段为加压烧结过程，其中，温度为1050～1150℃，加压压力为10～30mpa，时间为1～3h。
38.(5)将烧结坯料在真空淬火炉随炉升温至淬火温度(1100～1200℃)并保持一定时间，而后气淬冷却至室温；最后在气氛保护炉中进行三次回火处理，回火温度为550～580℃，每次保温时间不少于60min。
39.优选的制备方法，用于近净成形制备铣刀粒。
40.本发明还提供了一种所述制备方法制得的高硼高硅粉末高速钢。
41.本发明的有益效果如下：
42.1、采用所述的组合硼源，配合所述的硅源以及其他成分和含量的联合控制，能够实现协同，能够配合粉末冶金工艺，得到具有优异高温硬度以及高温耐磨性的高速钢。
43.2.本发明所述的前驱粉末以及粉末冶金工艺联合控制，可有效消除传统熔铸高硼高速钢中硼化物团聚导致脆性大的缺陷，显著提升硬度、高温耐磨性和韧性等性能。
44.3.本发明成本低，工艺流程短且通过自动压机进行压制可实现近净成形制备高硼高硅高速钢产品，避免常规工艺的加工余量大和加工成本高的弊病，实现少无切削，极大降低制造成本。同时易批量化生产，便于工业化推广应用。
附图说明
45.图1采用本发明制备的高硼高硅粉末高速钢近净成形圆形铣刀粒烧结态照片
46.图2采用本发明制备的高硼高硅粉末高速钢近净成形双锥孔铲钻烧结态照片
47.具体实施形式
48.为更好的理解本发明，下面结合实施例对本发明作进一步说明，但本发明的实施方式不仅限于此。
49.以下原料中，d50粒度为1-10μm、氧化量低于0.1％；
50.以下案例，所述的球磨介质均为无水乙醇，且以原料粉末为基准，球磨介质的用量均为0.7ml/g；球磨转速均为150r/min。
51.实施例1
52.(1)原料成分：
53.硼源：3.5wt.％；其中，包含质量比分别为85％和15％的硼源a(硼单质粉)和硼源b，硼源b为lab6粉；
54.硅粉：2.5wt.％；
55.co粉；1.0wt.％
56.cr3c2粉：5.75wt.％
57.wc粉：4.30wt.％；
58.mo2c粉：1.06wt.％；
59.vc粉：0.62wt.％；
60.余量的羰基铁粉；
61.将各成分置入球磨罐中，搅拌干混，然后加入3％硬脂酸(以原料重量为基准)进行湿式球磨，球料比为6:1，球磨时间为72h，制得均匀混合料浆。
62.(2)混合浆料采用离心式喷雾干燥造粒机制取松装密度1.4g/cm3、流动性60s、粉末粒径范围为70～170μm的球形粉末。
63.(3)按照某公司圆形铣刀粒的图纸设计相应近净成形产品模具，利用自动压机将步骤(2)中的制粒粉末冷压成形得到产品压坯，压制时保证每次压制压力相同，控制为150mpa。另外，在相同情况下压制块状试样，用于测试性能。
64.(4)将压坯置于真空气氛炉中第一段烧结和第二段烧结，结束后进行加压烧结，第一段烧结为脱脂烧结，在ar气气氛下进行，从300～650℃阶段升温，总时间为5h；第二段烧结过程在真空下进行，其中温度为850～1000℃，阶段升温，时间为3h；第三段为加压烧结过程，其中，温度为1100℃，加压压力为25mpa，保温时间为2h。
65.(5)将烧结坯料在真空淬火炉随炉升温至淬火温度1120℃并保持一定时间，而后气淬冷却至室温；最后在气氛保护炉中进行三次回火处理，回火温度为570℃，每次保温时间为80min。
66.将上述方法制备的高速钢进行力学性能和耐磨性测试，结果如表1所示。
67.实施例2
68.和实施例1相比，区别仅在于，硼源b为质量比为1：6的lab6粉、fe2b；其他操作和参数同实施例1。
69.实施例3
70.和实施例1相比，区别仅在于，硼源b为质量比为1：6：3的lab6、fe2b和b4c粉；其他操作和参数同实施例1。
71.实施例4
72.和实施例3相比，区别仅在于，硼源质量分数为4.0％；其他操作和参数同实施例3。
73.实施例5
74.和实施例1相比，区别仅在于，硅粉质量分数为3.0％；其他操作和参数同实施例1。
75.实施例6
76.和实施例1相比，区别仅在于，各碳化物的质量分数不同，分别为cr3c2粉：6.00wt.％；wc粉：4.50wt.％；mo2c粉：1.50wt.％；vc粉：1.00wt.％；
77.实施例7
78.和实施例1相比，区别仅在于，烧结工艺参数不同：最高烧结温度(加压烧结阶段)为1130℃，加压压力为20mpa，保温时间为2h。
79.对比例1
80.和实施例1相比，区别仅在于，采用单独硼单质粉作为硼源，且硼源的用量同实施例1。
81.对比例2：
82.和实施例1相比，区别仅在于，采用单独lab6作为硼源，且硼源的用量同实施例1。
83.对比例3：
84.和实施例1相比，区别仅在于，硼源添加量为4.5wt.％；其他操作和参数同实施例1。
85.对比例4：
86.和实施例1相比，区别仅在于，硼源添加量为2.5wt.％；其他操作和参数同实施例1。
87.对比例5：
88.和实施例1相比，区别仅在于，硅源即硅粉添加量为3.5wt.％；其他操作和参数同实施例1。
89.对比例6：
90.和实施例1相比，区别仅在于，硅源即硅粉添加量为2.0wt.％；其他操作和参数同实施例1。
91.对比例7：
92.和实施例1相比，区别仅在于，烧结过程中不加压；其他操作和参数同实施例1。
93.对比例8：
94.采用实施例1相同的制备方法制备市场商用asp2060粉末高速钢(成分及质量比：2.3％c、6.5％w、7.0％mo、4.2％cr、6.5％v、10.5％co)。将上述方法制备的高速钢进行力学性能和耐磨性测试，结果如表1所示。
95.表1各实施例和对比例力学性能和相对高温耐磨性结果
[0096][0097]
注：高温硬度1指的是试样在700℃下保温20min后原位测试硬度；相对高温耐磨性2指的是在相同测试条件下(700℃、40n、30min)各试样磨损率的倒数并将对比例8结果归为1，数值越大耐磨性越好。
[0098]
由表1实施例1-7可知，本发明的新型高硼高硅粉末高速钢性能均达到或超过现有asp2060粉末高速钢水平，尤其是显著提升了高温硬度和高温耐磨性，这得益于高硼和高硅元素带来的协同强化作用。