对M2Si超硬高速钢即无莱氏体高速钢的热处理工艺研究设计.docx
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对M2Si超硬高速钢即无莱氏体高速钢的热处理工艺研究设计
第1章概论
1.1课题的背景及意义
高速钢问世至今已经一百多年,该钢因其独特的冶金成分和后续热处理所获得的优异的切削性能,引起了机床与工具制造业的革命性变革,推动了工业的发展和社会的进步。
在当今新经济时代,高速钢仍然保持着其在制造业中基础工具材料的地位,而且在模具及结构材料等方面的应用日益广泛,所以高速钢的发展仍然受到人们的关注。
在我国,由于高速钢中含有的主要合金元素W、Mo、V等蕴藏丰富,因此生产高速钢的条件十分有利。
经过半个多世纪的努力,国产高速钢的数量已居世界之首,通用型和部分超硬型钢的理论研究、新产品开发、生产工艺改革、新技术应用、实验方法及刀具热处理等方面也取得了丰硕的成果[1]。
在新型高速钢种的研究与开发中,焦点问题是解决高速钢的硬度(包括高温硬度)与其脆性之间的矛盾。
与普通钢材一样,高速钢的硬度也取决于含碳量,不同的是高速钢中还需要加入Cr、W、Mo、V等合金元素。
硬度的提高和加入的合金元素均使高速钢的脆性增大。
因此人们努力的主要目标就是在提高高速钢硬度的同时设法降低其脆性[2]。
传统的高速钢如M2的韧性有待进一步提高;CM2的硬度虽有提高,但强韧性明显降低;M2Al热处理时易脱碳及出现混晶,且脆性偏高[3]。
为克服此类缺陷,国内相关公司研制开发了M2Si高速钢。
该钢种是基于硅有以下两方面的良好的作用而设计的:
1)硅在高碳钼系、钨钼系高速钢中可抑制层片状M2C碳化物形成、促进M2C分解;2)增加并细化回火析出的碳化物,促进二次硬化[4]。
M2Si通过电渣重熔精炼,其碳化物颗粒均匀、细小,综合性能优于M2Al,尤其是其脱碳敏感性小,不出现混晶,韧性较高,性价比更高,替代M2Al使用可望获得更大效益[5]。
1.2高速钢的发展及应用状况
1.2.1国外高速钢的发展状况
自1900年由Taylor和White发明高速工具钢后,为了满足机械制造业的不断发展需要,人们陆续开发出了不同类型及牌号的各种高速钢[6]。
在日本,高速钢的研究1940-1944年显示出快速发展。
为了开发代用高速钢和机械加工的效率化,高性能高速工具钢的开发已是急迫任务。
小柴广泛研究了含碳、钨、钒、钴、钼量变化情况下各种高速钢的热处理性能和切削耐用性,结果表明,高钴高速钢的切削耐用性,W的含量高时效果大[7]。
JES日本金属标准将低碳含Co高W高速钢录入第五种SKH5。
关于此钢的回火硬化现象、热处理特性,门间和小柴进行了研究。
该钢由于从马氏体中析出碳化物而硬化,从固溶了多量W、Co的铁素体相中析出W、Co、Fe的金属间化合物而硬化,这就是该钢虽然碳含量低,仍显出高的回火硬度和优良切削耐用性的原因。
SKH5作为日本独特高速钢,在1983年JIS工具钢标准改定时仍保留[8]。
二次大战中代用高速钢的研究,W降低到多少程度是问题的焦点。
SKH6应用了上述小柴的研究成果。
屈田研究了14%W-4%Cr-1%V和12%W-4%Cr-1%V钢,含W量更低的2%~8%W钢,或完全不含W的高速钢。
研究结果表明,8-4-1系高速钢的切削耐用性约为18-4-1系的4%,8-4-3系切削耐用性差于8-4-1系。
8-4-1系添加了Mo改善其切削耐用性。
8-4-1系添加3%-5%Co切削耐用性优于18-4-1系。
4-4-1系锋利性显著差,此外2-4-1系也特别差,但添加4%Mo则优于18-4-1系。
考虑了屈田的研究成果,SKH7(2-6-4-0)被列入标准,可是不添加V是个问题,1950年JIS标准修订时加了1%V[8]。
1950年JIS标准修订时增添了SKH4B,1953年JIS标准修订时废除了SKH1。
此一动向与SKH5钢表示当时切削耐用性放在重点地位。
可是,1923年德国的Baumhauer及SchrÖter发明超硬WC-Co烧结合金,德国的克虏伯(Krupp)公司,美国的通用电气(GE)公司扩大超硬合金的应用范围,逐渐扩展向车削工具,作为车削工具的高速钢的地位渐渐下降。
不久,SKH5及SKH4B等高合金工具钢消失,1983年JIS标准修订时步入废除命运,代之新的钼系高速工具钢出现[8]。
在金属材料科学的形成和发展过程中,有关高速钢金相结构、相转变及组织与性能的关系是重要的组成部分,受到不少科学工作者的关注。
在西方,尤其在40~60年代,对高速钢投入的研究力量和成果逐渐使其形成了特殊领域的一个独立分支。
美国J.P.基尔(Gill)所著《ToolSteel》一书的出版(1936)首次将以高速钢为代表的工具钢(成分、组织、性能、应用)作为一个技术学科分支展现与世人。
次书多次修订再版,至今仍不失为全球最系统介绍高速钢材料问题的专著之一。
美国P.佩森(Payson)的专著亦是本领域的重要文献。
此外,日本小柴定雄(上已提及)和前苏联盖勒也都分别出版了专著介绍所在国有关高速钢的研究和使用情况[9]。
1.2.2我国高速钢的发展状况
众所周知,多年来我国是世界钨矿储量最大、开采与出口最多的国家。
1918年在大连钢厂已能生产少量高速钢,但发展缓慢。
新中国成立后,高速钢得到迅速发展:
1960年年产高速钢材5111t,1965年12003t,1971年19000t,已是世界高速钢生产大国。
1989年达到最高年产33350t,其后大约在年产3万t,居于世界前列。
我国高速钢绝大多数用小型(15t以下)电弧炉冶炼。
采用扁模铸锭是我国的特点,钢水凝固速度比同等截面的方型或圆锭型快,因而改善了铸态组织,使钢材的碳化物质量有明显改善。
直径150mm以上的大型材采用电渣重熔大钢锭,经快锻压机或精煅机开坯后再煅轧成材。
还有采用感应炉-电渣重熔工艺生产高速钢钢带与小型材,冶金质量较好,也是特殊经验[1]。
20世纪80年代初期,为节约用钼量以及改进W18Cr4V与M2钢各自存在的缺点,我国自行研制了W9Mo3Cr4V钢,经过短短的5~10年时间,该钢得到了迅速发展,曾达到全国高速钢总产量的1/3以上。
研制W9Mo3Cr4V钢成功地达到在尽量少用钼的前提下,改善W18Cr4V钢碳化物的冶金质量及热塑性,以满足四辊扭轧钻头的需要,同时也改善了M2钢易脱碳、淬火过热敏感与磨削性较差的缺点。
此三种通用高速钢在使用性能上基本居同一水平,但从碳化物质量上看,M2钢最细小均匀,W9Mo3Cr4V钢次之,W18Cr4V较差,这与其钨、钼的含量不同有关。
市场上钨、钼、钒的供应与价格情况常有波动,因此根据实际需要,3种通用高速钢均可供不同的选择[1]。
我国钴资源较缺,价格昂贵,因此含钴高速钢生产很少。
这种高性能超硬高速钢在欧美各国占高速钢总量的20%~25%,在我国则不及1%,因此长期不能满足工具行业制造高性能刀具的需要。
为此,我国在无钴低钴高速钢方面一直进行着大量的科研工作,其中成果显著的首推W6Mo5Cr4V2Al(简称M2Al)钢。
它是含1%铝的高碳M2钢,在某些场合可以代替相同V%级别的含钴超硬型高速钢如M42,部分刀具曾出口美国,受到欢迎。
我国自行研制Co3N(W8Mo5Cr4VCo3N,W12Mo3Cr4VCo3N)和W9Co5(W9Mo3Cr4VCo5),其含钒量皆为1%级,超硬,易磨,虽含钴3%和含钴5%,但是在很多场合,尤其是在制作精密刀具和加工难切削材料时,可以代替当前国际市场销量最大的高性能高速钢M42(8%Co)使用。
我国盛产钒,但是由于磨料工业落后,高钒高速钢得不到应用。
国外单晶刚玉砂轮或立方氮化硼砂轮早已用于3%钒以上的高钒高速钢,收到良好效果。
我国研制的含3%钒就是这类无钴高钒超硬高速钢[10]。
前文已述,近年来低合金高速钢的开发研究又重新引起国内外的重视,研究目标已由过去以适应低速和软材料切削为目的的“半高速钢”上升为节约合金元素的同时,力求提高低合金高速钢的综合性能,使其在很多场合可以代替标准的通用高速钢,从而节约大量合金元素,尤其是钨和钼。
涂层技术应用于低合金高速钢同样能成倍地提高其刀具的耐用度,甚至不亚于涂层的通用高速钢刀具。
我国自20世纪80年代初期就开始研制低合金高速钢,迄今比较成功且已获得生产应用的有301钢(W3Mo2Cr4VSi)、D106(W4Mo3Cr4VSi)和GM钢(W3Mo2Cr6V6),前二者已大批量生产,GM钢大多用于冷作模具。
在低合金高速钢中我国首先成功地使用1%硅[10]。
1.2.3质量水平与国外相比
目前我国虽然是高速钢生产大国,但是与世界生产先进国家,如奥地利、法国、日本等国家相比在生产技术与产品的质量上有较大的差距。
我国原国有特殊钢企业的产品质量处于世界中上水平,与俄罗斯、捷克大体相当。
但原特钢厂产量现在仅仅占国内9.36%。
新兴的民营企业占较大的份额,但相对来说,这些企业工艺装备、检测手段、技术水平参差不齐。
具体表现在:
表面质量差、尺寸精度低、化学成分不均匀、碳化物颗粒度与不均匀的差距、国产M42夹杂物少、缺少高档次产品、缺乏严格的国家标准与厂控标准[1]。
我国的高速钢冶金质量不亚于进口的国外著名厂的产品。
但是由于轧机精度差,精整设备落后,相当多的产品的公差精度与表面质量不如进口材,差距较大。
我国富有钨、钼、钒资源,生产高速钢具有很大的优势。
如前所述,20世纪70年代以前,我国生产的通用型高速钢主要是高W系钢W18Cr4V。
由于国内四辊扭轧钻头生产工艺兴起,迫切要求使用热塑性好的W-Mo系高速钢,工具制造厂对高速钢碳化物颗粒度细化和分布均匀度的要求也越来越高,再加上20世纪70年代后期我国钼矿得到大量开采,于是W-Mo系钢迅速开发代替W系钢,在高速钢生产中占了主导地位,其中主要钢号为W6Mo5Cr4V2,是世界最通用的高速钢M2[10]。
在低合金高速钢中,我国首先成功地使用1%硅。
由于能使钢在热处理时均匀细化碳化物颗粒,含硅高速钢也有较高的淬、回火硬度和红硬性,也具有良好的机加工工艺性能和良好的耐磨性,且硅作为合金元素价格低廉,储量丰富,在一定程度上也提高了我国高速钢在国际高速钢领域的竞争力[11]。
1.3高性能高速钢的发展及特点
高性能高速钢,也称特种高速钢,泛指硬度(包括高温硬度和抗回火软化性)和耐磨性显著高于通用型的高速钢钢种。
切削加工难题是推动刀具材料不断改进的动力,高性能高速钢的发展更是如此。
通用型高速钢的问世解决了原用工具钢切削速度低,刀具寿命短等问题,但它仅仅适用于中软钢(HB<=250)及其他较易切削的材料,顶多扩及普通强度的调质钢(HB<=300)。
而动力机器、尤其武器制造中高强度调质钢(>=HB300、σb>=1050MPa)和不锈钢、耐热钢的切削加工,则促使人们寻求性能更高的刀具材料,首先开发成功的是加Co和高V高速钢[12]。
18-0-4-1型高速钢诞生后不到10年,人们就发现向其中加入Co可以提高切削性能。
不久又发现提高V的含量也有效。
到20世纪20年代已形成了加Co、高V和二者兼用的三类高性能高速钢钢种,它们分别是后来的AISI标准中的T6(含钴)、T4(高钒)和T15(高钒加钴)的原型。
Mo系高速钢产生之后,也有相应的钢种:
M3、M6(高钒)和M35、M36(含钴)。
这类钢热处理后硬度仍处于通用型钢的范围HRC63~66以内,所不同的是含钴钢易于获得上限硬度,而高钒钢则在相同的硬度下具有成倍提高的耐磨性。
不过这些钢的特点是以添加贵重合金元素来获得性能的改善,合金成本成倍上升。
用现代人的眼光看,当时为工具性能并不太大的提高付出了昂贵的代价。
故此,可视为高性能高速钢发展的第一阶段[13]。
20世纪50年代,强度在σb1300Mpa(HB350~420)或以上,直至淬硬态(HRC58、σb2400Mpa级)高强度和超高强度结构钢、超级耐热合金及钛合金的用量不断增多,以及这些材料的精密、成型切削均要求高速钢达到更高的档次。
于是50年代末至60年代初,欧洲出现了相当于后来瑞典(ASSAB)HSP-15、德国S10-4-3-10,美国M41、M42钢。
这些钢的热处理硬度为HRC66~67,比通用型高出一个档次。
它们的形成都是在原有(或近似于)某含钴钢种的基础上提高其含碳量(到近Cp值),而非依靠添加什么特殊的合金元素而得到的。
到60年代末,已发展成为以美国M40系列,瑞典HSP-15(16及17)为代表的一个超硬型高速钢家族。
因其解决了众多宇航器加工中的难题,故当时被誉为“宇航时代的高速钢”,并迅速在高性能高速钢中占据了主要地位,可视为高性能高速钢发展的第二阶段[13]。
不过,工业技术的发展总会提出新的切削难题。
例如,高强度和超强度结构钢的高韧性及较高的塑性会使切削力上升,摩擦和变形功增大,断屑困难,导致温升增高,并且使刀具前面的高温区(月牙洼区)移向刀刃,从而大大加速了刀具的磨损。
钛合金以其最高的比强度和其他优点而誉为21世纪最有发展前途的金属材料。
当前钛合金力学性能约为σb1000~1200Mpa(HB300左右)、δ10%。
单从力学指标看,切削似乎不应成为难题,但实际上却是当前最难切削的金属材料。
这归因于它具有下述化学、物理特性:
1)导热值低;2)化学活性强,在300~600℃可大量吸收H2、O2、N2而发生硬化,并在切削温度下,在与刀具的接触面上发生溶质的互扩散,改变刃部材料的化学成分;3)弹性模量小;4)与刀具材料间的摩擦系数大。
由于这些特性则使钛合金的切削呈下述特点:
1)切屑流出速度大,加剧了切屑与前刀面的摩擦;2)切屑与前刀面接触宽度窄,生热点移向刀刃,并使其温度上升;3)吸气硬化加大了工件和切屑对刀具前后面的磨损;4)被加工件回弹性大,增加了精加工难度。
因此,必须有更高性能的高速钢才能适应。
所幸的是粉末冶金高速钢于20世纪70年代问世,为解决上述切削难题提供了更多的机会。
粉末冶金高速钢的综合性能(硬度、红硬性、耐磨性及可磨削性等兼顾)比上述M40系列超硬高速钢高出一个档次,代表着高性能高速钢的第三个发展阶段。
这一时期,国外高速钢材料领域的开发开发重点转移到粉末冶金法制钢及专用于粉末冶金法生产高性能高速钢品种方面,而通常的铸锻高速钢的发展基本处于停滞状态,以M40系列主要品牌为代表的超硬型高速钢仍沿用至今[12]。
而我国此时对无钴、低钴超硬型铸锻高速钢的研究却取得丰硕的成果,如M2Al钢享誉国外,Co3N钢等多个钢号均具有良好的性能和使用价值,至今仍保持着相当数量的工业应用。
前不久刚刚研制成功的M2Si超硬高速钢在性能上已经超过M2Al,并可以替代它。
我国超硬高速钢中节约用Co和添加廉价硅的研究,推动了高速钢超硬性合金化原理及成分控制法的研究,以及对高温硬度与二次硬化能力之间关系的进一步认识,对高性能高速钢的发展做出了贡献。
1.4高速钢的组织特点
高速钢属于莱氏体类钢。
铸态状态下的组织是由骨骼状的共晶莱氏体、隐针状马氏体、奥氏体以及δ相共析产物——黑色组织(屈氏体及索氏体混合组织)所组成。
铸造高速钢内碳化物有三种类型:
共晶莱氏体中的初生碳化物、冷却时由奥氏体析出的次生碳化物,以及在珠光体转变时所形成的共析碳化物。
高速钢钢锭经锻轧及退火后,金相组织为δ及碳化物。
随着热压力加工变形量的不同,钢中共晶碳化物的破碎程度和分布也有所不同。
如果在钢的横截面上进行金相观察,碳化物多为粒状均匀分布或略有堆积。
如果从纵向进行观察,碳化物常呈带状或网状分布。
这称为碳化物不均匀性或碳化物偏析[12]。
高速钢淬火状态的组织应为淬火马氏体、粒状碳化物及残余奥氏体。
马氏体呈隐针状,只有在过热的组织中有时才能看到针状。
在经淬火并侵蚀的金相试样下,可明显地看出奥氏体晶界,在晶粒周围或中心分布着粒状的碳化物。
淬火后钢的组织中有较多的残余奥氏体(约占20%~30%),通常在显微镜下不能识别。
奥氏体晶粒大小随淬火加热温度及保温时间等而变化,其中与加热温度的关系更为密切。
随着加热温度的升高,奥氏体晶粒也增大。
淬火后的钢具有适当的晶粒度一般在500倍放大下,晶粒度相当于高速钢奥氏体晶粒度参考图8号~10号为最适宜。
如果晶粒太大,这是过热的表现,钢的机械性能降低。
晶粒太小则是由于加热不足,使钢的硬度及热硬性差[13]。
1.5本课题的研究内容
本课题是对M2Si超硬高速钢的热处理工艺进行研究,课题来源于东风公司刃量具厂。
对M2Si超硬高速钢热处理工艺的研究,主要是通过淬火回火以及高温回火试验,研究一种正确的热处理工艺方法,以使其能得到高回火温度和高红硬性。
同样,正确的热处理对于一种工具的经济性也有着决定性的意义。
第2章M2Si超硬高速钢的组织性能特点
2.1M2Si超硬高速钢的成分特点
M2Si的主要成分与M2钢相似,但其提高了硅在其中的含量,其各合金元素的具体成分百分含量如下表2.1~表2.3:
表2.1M2Si超硬高速钢主要成分
主要元素
C
W
Mo
Cr
V
Si
平均含量wt%
1.05
6.0
4.85
4.00
1.85
1.00
表2.2传统国内通用M2钢的主要成分
主要元素
C
W
Mo
Cr
V
Si
平均含量wt%
0.8~0.9
5.5~6.8
4.5~5.5
3.8~4.4
1.7~2.2
0.2~0.4
表2.3M42高速钢的主要成分
主要元素
C
W
Mo
Cr
V
Co
平均含量wt%
1.10
1.40
9.40
3.85
1.18
8.15
由以上各类型高速钢成分对比看出,M2Si超硬高速钢的碳含量与M42差不多,其高碳保证达到最高二次硬度。
因为对于1260℃淬火时含碳1.1%以上M2来说是过热或过烧状态,最高二次硬度出现在含碳1.1%左右,这一极值的出现与淬火态残余奥氏体量及其稳定性随钢中碳量升高而急剧增加有关。
与M42相比,M2Si超硬高速钢除不含有M42所高达8.15%的钴的同时,其钨的含量远高于M42钢,而其Mo的含量又远少于M42中钼的含量。
M2Si超硬高速钢区别于其他钢种最显著的特点是其含有高达1.00%的硅。
一般钢中的硅均来自冶炼时作为脱氧剂而添加的剩余的硅,其含量一般控制在0.2%~0.4%之间,但作为M2Si超硬高速钢中硅的含量却达到1%左右,这是其它高速钢所不具有的。
2.2M2Si钢内主要合金元素的作用
2.2.1钨在钢中的影响
钨是赋予高速钢红硬性的主要元素,能形成多种碳化物,如WC、(Fe·W)3C、(Fe·W)6C等。
主要是以(Fe·W)6C为主。
钢在淬火加热时,(Fe·W)6C等很难溶解,从而对晶粒长大起阻碍作用。
因此可以用较高的淬火加热温度以提高奥氏体的合金度,使热处理后获得高的性能。
未溶解的碳化物具有极高的硬度,增加钢的耐磨性。
在回火过程中,析出钨的碳化物,如W2C和(Fe·W)6C等,弥散分布于马氏体基体上,与钒的碳化物一起产生钢的二次硬化效应。
溶入固溶体的钨,既能提高回火时马氏体的分解温度,又能阻碍铁原子的扩散,故提高了钢的回火稳定性,钢加热到600~625℃时,钢中的马氏体仍较稳定,所以使钢具有较高的红硬性。
钨强烈的降低钢的导热性,所以锻造时,加热速度应该较缓慢,保温时间应充分,停锻温度较高,防止锻件开裂[14]。
2.2.2钼在钢中的影响
钼也是碳化物形成元素,在钢中形成与钨相似的多种碳化物。
钼和钨是同族元素,晶体结构和原子半径相近,化学性质类似,在高速钢中的作用也相似。
所以可以用钼来替代钨,按原子百分数计,1%的钼可替代1%的钨,按重量百分数计,1%的钼可替代2%的钨。
钼在提高钢的强度、产生二次硬化、提高红硬性和淬透性方面的作用都与钨相似。
钼能降低高速钢结晶时的包晶反应温度,从而使铸态组织中的莱氏体较钨系高速钢细小,锻轧后碳化物不均匀性较重,提高了钢的热塑性。
钼的主要碳化物(Fe·Mo)6C溶解于奥氏体中的温度比(Fe·W)6C为低,所以淬火时晶粒易于长大,过热敏感性高,淬火加热温度较窄,含钼量增加,钢的氧化脱碳倾向也随之增加。
钼的还有一个不良作用是它能使低合金钼钢发生石墨化的倾向[14]。
2.2.3铬在钢中的影响
铬的主要作用是提高钢的淬透性,其为碳化物形成元素,在高速钢钢中以Cr23C6为主,淬火加热时,铬几乎全部溶于奥氏体中,提高了奥氏体的稳定性,增大了钢的淬透性[14]。
铬有较强的形成复合碳化物的倾向,易溶入钨、钼碳化物中,有利于防止钨、钼的碳化物转化为稳定的WC和MoC,而以M6C型碳化物存在于钢中。
在淬火加热时,M6C型碳化物比WC、MoC易溶于奥氏体,增加了奥氏体的合金度,从而增加了钢的红硬性。
铬还能提高钢的抗氧化脱碳和抗腐蚀能力。
如铬量过低,将降低钢的淬透性,但含铬量过高,会降低钢的Ms点,使残余奥氏体增加,淬火硬度较低,并由于残余奥氏体具有较大的稳定性,使回火增加困难。
铬在钢中的缺点主要有:
①铬是显著提高钢的脆性转变温度②铬能促进钢的回火脆性。
2.2.4钒在钢中的影响
钒也是形成高速钢红硬性的主要元素之一,也是碳化物形成元素,形成稳定的VC,回火过程中VC以细小质点弥散析出,形成高速钢的二次硬化,其作用比钨强。
溶入固溶体中的钨,可提高马氏体的抗回火稳定性,所以两者是不能相互替代的。
钢的含钒量增加,其红硬性和耐磨性则随之提高。
但由于刀具本身的耐磨,也给刀具制造过程中的磨加工增加困难。
高速钢中含钒量一般1%~5%[14]。
2.2.5碳在钢中的影响
高速钢二次硬化等基本性能,是碳与各碳化物形成元素组成各种碳化物所产生的。
高速钢的含碳量起着重要的作用,当含碳量较低时,不能保证形成足够数量的复合碳化物,因而,在淬火加热时,溶入固溶体的碳和合金元素减少,降低了高速钢的硬度、红硬性和耐磨性。
当含碳量偏高时,碳化物数量增加,加热时奥氏体中碳和合金元素的浓度增高,使淬火后钢的硬度和红硬性提高。
但另一方面由于含碳量较高,也带来不良影响,如钢中碳化物不均匀性增大,塑性降低,工艺性变差,锻造容易产生开裂;由于含碳量较高,降低了钢的熔点和Ms线,所以工件在淬火时易出现过热或过烧,并增大了残余奥氏体的量。
一般对于含碳较高的高速钢,热处理加热温度应适当降低[15]。
2.3硅在M2Si钢中的作用
Si不是碳化物形成元素。
多年来高速钢中的硅被作为炼钢脱氧而残留存在,大多数钢号的含硅量大约在0.2%~0.4%,其下限是为了保证钢脱氧充分;其上限则是认定硅对高速钢的二次硬化无明显好处,反而对钢的韧性不利,且易引起脱碳,故设定此限。
不过,硅毕竟是廉价而供应充足的元素,对别的钢种也显示出益处,如提高结构钢的淬透性及低温回火温度;在耐热钢中强化铁素体,提高抗氧化性,早已问世的二次硬化热作模具钢H10~13就含有1%Si[2]。
受此启发,人们试着在高速钢中使用硅来替换部分昂贵元素的可能性。
但迄今为止,各国标准中一般高速钢的含硅量保持0.20%~0.40%未变。
近年来低合金高速钢中采用0.70%~1.30%Si,已渐渐得到人们的公认,其对二次硬化、红硬性及高温硬度都明显有利,而且无明显缺点。
在低合金高速钢领域,我国首先成功地使用了1%硅。
一些已获得生产应用的新型低合金高速钢如瑞典改型的D950、美国的VascoDyne、我国的W3Mo2Cr4Vsi、W4MoCr4Vsi等都含有0.7%~1.30%Si。
前不久,河冶科技股份有限公司与大连铁道学院戚正风教授合作设计开发了含硅1%的M2Si高性能高速钢,其脱碳敏感性小,不出现混晶,热处理性能优良,可以替代M42制作拉刀、齿轮滚刀、高性能丝锥、立铣刀等,明显降低刀具成本,是制作高性能车刀、机用锯条的优选材料[16](注:
参考HYM2Si高速钢的应用)。
国内通过系统研究硅在各类高速钢中的作用认为,在低合金高速钢中加入硅会增加回火析出特殊碳化物的数量,并且使其细化。
因此硅可以显著增加钢的二次硬化(提高的最大幅度可达HRC3~4),但含9%W以上的钢,由于Si加入减少了特殊碳化物的析出
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