降碳高速鋼簡介

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(chǎn)生表面脆化。隨著科學技術(shù)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(lǐng)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(shù)及其應(yīng)用，雖然有點局限性，但內(nèi)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(chǎn)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(chǎn)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(zhì)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(chǎn)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(yīng)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(nèi)，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(zhuǎn)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(nèi)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(nèi)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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