Cr8Mo2SiV钢二次硬化机理的研究

采用硬度计SEM,EDS,TEM和XRD研究了经深冷处理和未经深冷处理Cr8Mo2SiV钢的回火硬度、残余奥氏体含量和碳化物析出行为.结果表明,Cr8Mo2SiV钢经1030℃淬火后,二次硬化峰值硬度出现在回火温度为520℃.深冷处理能够显著减少残余奥氏体含量,进而提高二次硬化峰温度之前的回火硬度,并使二次硬化峰向低温区移动20℃.在520℃回火处理,Cr8Mo2SiV钢的回火硬度随保温时间的延长而线性降低.Cr8Mo2SiV钢的二次硬化是残余奥氏体的转变和Mo_2C的析出前期共同作用的结果,残余奥氏体的作用更大.Mo_2C的析出前期合金元素Mo和C形成[Mo-C]偏聚团的G.P.区,随回火时间延长,Mo_2C析出并长大,均匀弥散分布于基体中.     

锻造比对H13钢组织和力学性能的影响

 利用金相显微镜及SEM研究了在单向热锻拔长的工艺下,锻造比的不同对H13电炉钢组织和力学性能的影响。结果表明：同一锻造比下H13电炉钢的横向冲击功明显小于纵向,且无论在钢锭的横向、纵向边部到心部的冲击功越来越差;不同的锻造比对横向冲击功影响不大,而随着锻造比的增大纵向冲击功增大。研究表明,单向热锻拔长不能有效地提高钢材横向止裂性能;电炉H13热作模具钢的锻比控制在4~6的范围内较为合适。     

退火处理对A6钢组织和性能的影响

通过研究不同退火工艺对A6钢组织和性能的影响,并选出2个最佳的球化退火工艺。结果表明:与传统常规退火工艺相比,最佳球化退火工艺有效地改善了钢材的球化组织和降低退火硬度,而且成倍地提高了钢材退火态的塑性和韧性,和较大幅度地提高了淬、回火态钢材的塑性和韧性。     

钒含量对D2模具钢耐磨性的影响

研究了钒含量的变化对Ｄ２模具钢耐磨性的影响。在ＭＬ—１０耐磨机和Ｍ—２００耐磨机上分别进行了磨粒磨损和金属间滑动磨损试验，获得了两种磨损条件下Ｄ２模具钢的钒含量—耐磨性变化曲线。根据Ｄ２钢试样磨损表面形貌，分析了磨损机制。根据热处理制度的不同，讨论了在不同钒含量下Ｄ２模具钢的各种显微组织因素对其耐磨性的影响。研究表明，钒含量的变化对Ｄ２模具钢的耐磨性有重要的影响，钒含量的这种作用体现在它对Ｄ２钢组织因素的改变上。在组织因素中，残余奥氏体的存在对各种磨损条件下Ｄ２钢的耐磨性是十分有益的；大块的一次碳化物提供了优越的耐磨粒磨损能力。     

W4Mo2Cr4VNb钢的组织和力学性能

 由于钨、钼、钒合金元素价格昂贵,因而导致含较多这类合金元素的钢的成本较高。合理运用高速钢的合金化理论,研究出了一种低合金高速钢——W4Mo2Cr4VNb。此钢的(W+Mo+V)含量比通用高速钢W9低很多,而且通过调整碳含量及加入价格较便宜的微合金元素铌,使该钢具有较好的综合力学性能和较低的成本。文章研究了W4Mo2Cr4VNb钢的组织和力学性能。     

钢的渗硼过程研究

采用八种不同成分和原始状态的钢材进行液体渗硼,研究了Fe_2B渗层的组织结构特征。结果证实:单相 Fe_2B渗层组织结构特征与钢材的化学组成和原始状态无关,完全是由Fe_2B 的晶体学特征和 Fe_2B晶柱的生长机制所决定。成功地验证了作者曾提出的硼原子“扩散通道”模型是合理的。讨论了Fe_2B渗层的形成过程和Fe_2B晶柱的堆垛生长机制,进一步阐述了Fe_2B渗层组织结构特征的成因。     

45钢收割机刀片的渗硼工艺及渗硼层性能的研究

收割机刀片是用量大的易损件,主要问题是不耐磨、寿命低。自将原用的T9A钢高频感应加热淬火工艺改用45钢渗硼处理后,有效地提高了刀片刃口的硬度和耐磨性,使用寿命成倍地提高。为了完善工艺,解决生产中出现的问题,本文对盐浴渗硼工艺进行了研究,着重解决了大批量小零件产品渗硼后硼盐清洗、热处理和贮存过程中锈蚀的关键技术问题。同时采用金相,X光衍射,俄歇能谱等方法对渗硼层的组织结构及腐蚀性能进行了探讨。     

经深冷处理的4Cr5MoSiV1钢的回火组织和力学性能

研究了4Cr5MoSiV1钢经淬火 深冷处理 回火后的组织和力学性能.结果表明,试验钢在470℃左右回火时硬度达到峰值,二次硬化峰较普通处理的4Cr5MoSiV1钢有所左移.400～470℃回火后试验钢的抗拉强度为2 000～2 100 MPa,冲击功约为35～20 J,回火温度高于560℃时,强度与硬度均有所下降,冲击功增加.M2C、MC型碳化物的弥散析出可能是引起上述组织与力学性能变化的重要原因.     

铌在模具钢中的应用

钢的微合金化是冶金领域高新技术之一。微合金化技术的应用，以晶粒细化强化最为重要。模具钢受服役条件的限制，对钢材的强韧性要求较高，晶粒的细化和强化以及控制碳化物的弥散析出是提高模具钢性能的重要手段。铌是微合金化的主要合金化元素之一，其在钢中的作用和应用被许多钢种所证实，     

H13����ģ�߸ֱ����ʴ����

在H13热作模具的加工过程中发现表面产生点状缺陷,对点状缺陷进行了测试分析,利用FeCl3溶液浸渍的方法加速H13钢表面的腐蚀速度,以观察H13钢的表面在C1-的作用下的腐蚀起源.结果表明:H13钢表面的点状缺陷是点蚀,点蚀坑中的腐蚀产物含有O、Cl等成分;第二相质点(如Mo6C碳化物)、Al2O3夹杂物及共晶碳化物等与基体的界面都可能成为点蚀的起源;该点蚀坑的形成可能与模具存放过程中的局部环境等因素有关.