降碳高速鋼特點及應用

作者：趙步青，胡會峰，張日發(fā)

單位：安徽嘉龍鋒鋼刀具有限公司

來源：《金屬加工（熱加工）》雜志

以往高速鋼很少采用滲碳處理，其理由是表面含碳量增加，如果還是采用常規(guī)的淬火溫度，可能發(fā)生熔化現(xiàn)象，即使避免熔化，表面含碳量大大超過基體成分，也會產生表面脆化。隨著科學技術的不斷發(fā)展，這種膚淺的感性認知也被不斷深化，高速鋼滲碳已被理性的運用于各個領域，以下簡介無萊氏體高速鋼滲碳、高速鋼高溫滲碳、高速鋼低溫低濃度滲碳技術及其應用，雖然有點局限性，但內容卻很精彩。

1.無萊氏體高速鋼

高速鋼的優(yōu)點很多，但缺點也十分突出：存在著嚴重的碳化物偏析，使力學性能變差。因為高速鋼是萊氏體鋼，用傳統(tǒng)的鑄鍛工藝生產時，在凝固的最后階段形成含有大量碳化物的萊氏體，導致碳化物偏析，使力學性能下降。因此，在高速鋼的發(fā)展歷程中，一條主線就是如何使碳化物分布均勻，以減輕或消除碳化物偏析，生產出無偏析的高速鋼。為此，采取有效途徑是降低含碳量，從圖1～圖2可知，當高速鋼中碳的質量分數(shù)＜0.62%時，就完全可以避免萊氏體。

大連交通大學戚正風等人開發(fā)了一種少、無萊氏體高速鋼，獲國家發(fā)明專利。其指導思想將碳降低到能滿足刀具心部性能要求的水平，加工成刀具后進行滲碳，通過滲碳在刀具表面形成的碳化物不僅細小而且分布均勻，從而可以獲得硬度很高的刃部和韌性很高的心部，對于切削刀具來說，這是一種極佳的配合，在鉆頭、立銑刀等產品的試驗中獲得較理想的效果，可惜并沒有普遍推廣。

2.高速鋼高溫滲碳低溫淬火

高速鋼在奧氏體狀態(tài)對碳的吸收能力很強，圖3充分表明了這一點。

T1（W18Cr4V）鋼經(jīng)930℃×8h滲碳后，表面C%達到2.60%，C%高于1.0%的滲層深0.75mm左右。含有大量的碳化物形成元素的高速鋼滲碳時的化學反應機理與普通碳素鋼不同，在吸收、滲入過程中，不但以固溶于奧氏體中的形式存在，也可以碳化物的形式存在，即在滲入的同時（而不是在冷卻時）就析出碳化物。實際上，所滲入的碳絕大部分在滲碳溫度下以碳化物形式析出，碳化物皆為顆粒狀，其類型隨碳的增加按MC→M6C→M23C6→M3C順序而變化。在上述例子中，2%C的滲層中已含有大量的M3C型碳化物。隨著鋼中碳量的上升，在某一奧氏體化溫度下的固溶碳也略有增加。在一定范圍內，這種固溶碳的提高對二次硬化是有利的，但過多則促使殘留奧氏體量增加反而降低二次硬度。

正如碳飽和度對高速鋼組織轉變的影響一樣，滲碳層與心部的淬火、回火與二次硬化的特性也不同。如按滲碳前加熱到心部合適的溫度淬火，則對表面講就將發(fā)生過熱、過燒。反之，如果以發(fā)揮滲碳層正常淬火的二次硬化性能為目的，則心部將處于淬火欠熱狀態(tài)。當滲層表面碳量過高，分布梯度過陡時，上述矛盾更加突出，很難找到一個能基本上正常發(fā)揮表層和心部雙重潛力的溫度。為了緩和這一矛盾。高速鋼滲碳一般分為兩段：滲入和擴散，爐氣碳勢保持在較低水平，但溫度可稍提高些，一般選在該鋼種正常淬火溫度的下限偏低些，如M2鋼可選用1180～1150℃，經(jīng)過擴散后直接淬火。正確選擇滲碳溫度、時間和爐氣碳勢，經(jīng)上述滲碳→擴散→淬火→回火后，可以獲得高硬、高耐磨的表層及具有一定紅硬性、良好韌性的心部，這對大部分模具及某些簡單刀具來說是一種外硬內韌的良好配合。

圖4是T15鋼（W12Cr4V5Co5）經(jīng)830℃和900℃滲碳后再加熱至1067℃擴散不同時間，淬、回火后表面硬度分布圖。由圖4可知，長時間的擴散處理和多次回火可以避免表層殘留奧氏體過多，導致回火難以充分，硬度反而比心部低的情況。比較理想的表面硬度分布，表面硬度最高，向內下降平穩(wěn)。全滲碳硬化層深度達到1mm，其中66HRC以上的深處為0.5mm；心部二次硬化經(jīng)低溫淬火、正?；鼗鹛幚頌?2～63HRC。

W6Mo5Cr4V2鋼滲用于制冷鐓螺母六方套模，1066℃固體滲碳，開箱空冷淬火，554℃×2.5h×2次回火，冷鐓壽命達240萬件，是該鋼常規(guī)淬火回火模具的2.4倍，是W18Cr4V鋼模具的6.8倍。

還有很多使用高溫滲碳降溫淬火提高模具、刀具壽命的實例，不一一列舉。

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