Cr12型冷作模具钢热处理工艺及性能分析

实验室对Cr12、Cr12MoV、Cr12Mo1V1进行不同热处理工艺对硬度和冲击韧性影响试验,并用光学显微镜对显微组织和共晶碳化物不均匀性进行对比分析。试验结果表明,Cr12、Cr12MoV、Cr12Mo1V1最佳淬火加热温度分别为920~960℃、980~1 020℃、1 020~1 060℃,经低温回火后硬度为62.5 HRC~63 HRC,纵向冲击功分别约为15、30、40 J。可见,Cr12、Cr12MoV、Cr12Mo1V1高硬、高耐磨性相当;冲击韧性Cr12Mo1V1最好,其次为Cr12MoV,Cr12最差;共晶碳化物不均匀性Cr12最差,Cr12MoV和Cr12Mo1V1水平相当且好于Cr12。     

W6Mo5Cr4V2Al高速钢麻花钻断裂原因分析

利用化学成分分析、光学显微镜、扫描电镜以及能谱分析等手段研究了W6Mo5Cr4V2Al高速钢麻花钻的断裂原因。结果表明,麻花钻在热处理过程中发生过热、过烧,导致局部晶界熔化,基体内形成共晶莱氏体和大量网状碳化物,冷却时在表面形成较高的拉应力,当应力大于材料的断裂强度时产生沿晶裂纹,在随后的校正过程中,在外力作用下发生了断裂。     

W6Mo5Cr4V2高速钢轧辊复合界面组织特征研究

采用水冷结晶器快速冷却凝固W6Mo5Cr4V2高速钢熔体与电磁感应加热35Cr Mo低合金锻钢芯棒相结合的方法制备了复合轧辊,研究了复合轧辊经过退火处理后的复合界面的组织特征和硬度变化。运用光学显微镜和扫描电镜分析了复合界面的组织形貌,并检测了界面两侧的硬度变化。结果表明:复合界面组织由W6Mo5Cr4V2高速钢层、扩散层和35Cr Mo低合金钢辊芯层三层组成。高速钢层由珠光体+粗大的网状碳化物和粒状晶内碳化物组成;扩散层由细珠光体和晶界碳化物组成。从高速钢层一侧向辊芯层一侧的扩散层组织中网状碳化物逐渐断网、变细和减少;辊芯层组织由珠光体+铁素体组成;复合界面的宽度约为0.8~1 mm,界面两侧合金元素扩散迹象明显;硬度在界面两侧落差大,但在扩散层内变化较为缓和。复合界面的组织特征和硬度变化结果表明:复合轧辊的形成是辊芯表面熔化与随后合金元素扩散综合作用的结果。     

HQ-80钢再热裂纹机理

通过插销、冲击韧度等试验研究HQ-80钢的再热裂纹倾向，扫描电镜发现过热区晶界存在合金元素碳化物，电子能谱检测碳化物富含Cr、Mo。再热裂纹的机理是，高温过热——合金元素碳化物固溶，再热弱化——晶界析出大颗粒状合金元素碳化物导致晶粒表面的贫Cr、Mo合金元素层．晶界高温强度不足。影响再热裂纹三要素是：生成品界碳化物的Cr、Mo、C等合金元素，高温过热与再热弱化的热循环过程，一定的拘束应力。再热裂纹与再热脆化的机理相同，两者同时发生，降低应力防止再热裂纹并不能防止再热脆化。成功采用无缺口插销进行插销试验，弧形断口证明再热裂纹的主要影响因素是过热区敏化组织。     

Cr12MoV钢挤压辊的热处理

对 Cr12 Mo V钢制大型挤压辊定径辊 ,在锻造未完全打碎共晶碳化物 ,组织不均匀性达 6～ 7级的不利条件下 ,采用 110 0℃高温索氏体化处理使碳化物尖角钝化 ,且达到晶粒细化 ,一定程度上减少了成品淬火裂纹敏感性 ,为这种制造难度大的部件国产化作了有益的尝试。     

32Cr3Mo1V钢表面激光离散Cr合金化的热疲劳性能

为了研究增强 32Cr3Mo1V 铸轧辊套材料的热疲劳性能的方法,使用连续 Nd:YAG 激光制备表面离散 Cr 合金化试样。 使用激光扫描加热模拟实际辊套的表面温度和分布,测试试样的热疲劳性能。 通过对试样的准原位观察,发现疲劳裂纹在氧化膜点蚀处萌生并扩展。 通过 SEM 观察和 EDAX 分析,发现在热循环 300 周次时,基体中的 Cr 元素已经耗尽,形成疲劳裂纹,而合金化区和热影响区的组织保持完整。 合金化区中 Cr 含量达到 10. 41%,含氧量仅为基体的 2. 8%;热影响区的 Cr 元素含量为 3. 41%,含氧量为基体的 7. 2%。 结合金属高温氧化理论和材料疲劳理论分析,认为高 Cr 含量在试样表面形成薄且致密的氧化膜,抑制氧化膜的点蚀现象,避免裂纹的萌生;而热影响区中显微组织的高 Cr 含量和残余压应力结合阻滞疲劳裂纹的扩展,使裂纹扩展速率降低近一个量级。     

W6钢电子束焊后表面重熔硬化

高速钢是一种具有高硬度、高耐磨性的特殊工具钢.对于进行过球化退火的高速钢,其显微硬度损失较大,严重影响其应用.为恢复球化退火W6Mo5Cr4V2高速钢表面的显微硬度,同时保证其内部良好的韧性不受影响,采用电子束表面重熔对其表面进行硬化.结果表明,重熔表面整体呈现平整光滑状态,存在小尺寸熔坑,重熔层内部呈现胞状树枝晶组织,主要由马氏体、残余奥氏体、晶间网状M₂C共晶碳化物以及细棒状MC碳化物组成,呈现不均匀的条带状分布,在重熔区边界存在未熔碳化物,在重熔区中心区域碳化物均匀性较高,并对晶间碳化物的形成机理进行了分析.经过电子束表面重熔,由于晶内针状马氏体以及晶界脆性碳化物生成,W6Mo5Cr4V2高速钢表面的显微硬度由283 HV提高到800 HV以上,母材的显微硬度恢复效果显著.     

不同截面尺寸Cr8Mo2SiV和Cr12Mo1V1钢的组织与性能

对不同截面尺寸Cr8Mo2SiV和Cr12Mo1V1冷作模具钢的组织,共晶碳化物尺寸及不均匀度,冲击性能进行了研究。结果表明,Cr8Mo2SiV钢和Cr12Mo1V1钢退火组织均为球状珠光体上分布着碳化物;随热轧截面尺寸的增大,碳化物尺寸变大,分布均匀性变差。适当减小试验钢的截面尺寸,能够显著减小共晶碳化物的尺寸并改善其分布不均度,提高材料的冲击性能。     

高速钢轧辊的组织性能及失效机制

针对高速钢轧辊剥落试样,通过SEM对试样表面裂纹、内部裂纹和断口形貌进行了观察,同时对样品进行了EDS分析及硬度测试,研究了高速钢轧辊组织中碳化物种类、形态及分布,分析了影响疲劳裂纹形成、扩展因素,以及硬度和耐磨性变化的影响因素。结果表明:高速钢轧辊表面产生热疲劳裂纹的主要原因是由于轧辊受到剧烈的冷热温度交替变化,在辊表面产生严重热应变,出现热疲劳裂纹,扩展后造成剥落。裂纹萌生、扩展路径和方式与热疲劳或接触疲劳应力有关,减少轧辊中夹杂物的数量,细化夹杂物状态,改善轧辊组织中碳化物的形态和分布,有利于减轻热疲劳裂纹的萌生和扩展。     

Cr12Mo1V1模具钢碳化物分断细化热处理技术

改善高耐磨型Cr12Mo1V1冷作模具钢中碳化物的形态和颗粒尺寸对提高其力学性能尤为重要。采用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、Image-proplus 6.0分析和激光共聚焦显微镜等研究了Cr12Mo1V1钢在高温加热过程中碳化物的溶解、尺寸及形貌特征变化行为。结果表明：在高温加热过程中，Cr12Mo1V1冷作模具钢的碳化物将发生溶解及形状的改变。随着加热温度升高，大颗粒碳化物含量比例逐渐减少，小颗粒碳化物比例逐渐增多，碳化物产生细化。当加热温度足够高时，大颗粒共晶碳化物的形貌会发生明显变化；在1200℃加热时，大颗粒共晶碳化物分断、碎化成尺寸相对较小的颗粒状，随保温时间增加效果更明显。热力学分析表明：碳化物的溶解和形貌特征变化是表面能降低驱动的自发过程；动力学分析表明：由于碳化物表面不同曲率半径处浓度差的存在，合金元素将由曲率半径较小处(如细颈、尖角处)向曲率半径较大处(如平直界面处)扩散，使碳化物发生断开和球化的自发过程。     

Cr12MoV钢的固溶双细化研究

研究了常规热处理和固溶双细化热处理工艺对Cr12MoV钢中碳化物形态、分布及晶粒大小的影响.结果表明,经常规热处理后Cr12MoV钢中仍然存在比较粗大的共晶碳化物网,碳化物分布不均匀,晶粒较粗大;而经固溶双细化热处理可以细化钢中网状共晶碳化物,碳化物分布比较均匀,粒度细小、圆整,晶粒得到显著细化.     

合金白口铸铁的热疲劳行为与碳化物的作用

利用自制的自约束型热疲劳试验机、光学显微镜及电子扫描显微镜研究了碳化物类型不同的４种合金白口铸铁的热疲劳行为。结果表明：具有Ｍ７Ｃ３型碳化物的１８Ｃｒ２Ｗ及１５Ｃｒ３Ｍｏ合金铸铁的热疲劳抗力最高，而具有Ｍ６Ｃ型碳化物的２５Ｗ４Ｃｒ及具有Ｍ３Ｃ型碳化物的３Ｃｒ合金铸铁的热疲劳抗力均较低；碳化物是热疲劳裂纹扩展的主要通道，热疲劳裂纹长大通过主裂纹与其前沿碳化物中形成的微裂纹之间“桥接”方式进行，热疲劳断口主要为解理断口。     

Cr12MoV钢刀具开裂原因分析

Cr12MoV钢刀具使用过程中发生早期开裂。采用直读光谱仪、光学显微镜、洛氏硬度计、体式显微镜和扫描电镜等方法对Cr12MoV钢刀具的化学成分、显微组织、硬度及断口形貌等进行检验分析。结果表明,材料中存在大量粗大角块状共晶碳化物是导致刀具早期开裂的主要原因。另外,螺孔凹台设计不合理引发应力集中是导致刀具早期开裂的另一个主要原因。     

不同类型碳化物在基体中的分布对高速钢轧辊性能的影响

通过对具有不同组织的两种进口高速钢轧辊及一种国产辊环进行冷热疲劳试验及摩擦磨损试验,研究了不同类型碳化物在基体中的分布对高速钢轧辊性能的影响。结果表明,在晶界处分布的大块未溶共晶碳化物周围容易萌生裂纹,且大块的未溶共晶碳化物在经过多次冷热疲劳循环后容易碎裂并脱落,在磨损过程中,大块未溶共晶碳化物同样容易发生碎裂及脱落现象,大大影响耐磨损性能;裂纹容易沿晶界处分布的碳化物扩展,且晶界处分布大块的未溶共晶碳化物或碳化物联结成网状容易促进裂纹的扩展;晶界处M2C型碳化物与晶界成一定角度分布,具有一定阻碍裂纹扩展的作用;不同类型碳化物在基体中的弥散分布对于提高其耐磨性能具有很大作用。     

柱塞卡滞原因分析

某柱塞泵工作中发生柱塞卡滞,经显微形貌观察、光谱分析、电子探针面扫描分析和显微硬度分析等,确定柱塞卡滞的根本原因为原材料组织中存在严重的网状共晶碳化物,降低了强度和韧性,增大了柱塞球面表层的脆性,进而导致了球面部位的接触疲劳抗力下降。严重的疲劳磨损与接触疲劳造成了柱塞球面脱层破坏,由此产生的金属碎屑进入柱塞与衬套的配合间隙处,进而限制了柱塞的自由运动。     

Cr12MoV钢激光熔凝层的显微组织SCIEI

用透射电镜和X射线衍射仪,分析了Cr12MoV钢激光熔凝层的显微组织为奥氏体的树枝晶,其晶间还有共晶碳化物和少量二次碳化物,没有观察到马氏体相变,因此激光熔凝处理后,钢的表面硬度降低。     

厚大高锰钢铸件微裂纹形成机理研究

以高锰钢组合辙叉心轨铸件为研究对象,分析了厚大(厚度大于120mm)高锰钢铸件微观裂纹形成机理。通过金相显微镜和扫描电镜(SEM)观察,发现微观裂纹沿晶界分布,并且在裂纹周围富集大量的氧化物、碳化物和低熔点磷共晶。铸件凝固过程中的拉应力使得微观裂纹在这些氧化物、碳化物和低熔点磷共晶处萌生。因此,凝固过程中的拉应力及这些夹杂物的存在是厚大高锰钢铸件形成微观裂纹的主要原因。     

喷丸强化用高铬铸铁抛丸机叶片失效分析

对从美国进口的 2 W/ A抛丸机所用的四种高铬铸铁叶片进行了失效分析。结果表明 :叶片因冲蚀磨损而失效 ;基体材料主要是由于变形反复挤压后断裂流失 ,而碳化物主要是由于裂纹萌生扩展后断裂流失 ;进口叶片性能优良的主要原因是 :1碳化物垂直磨面定向排列 ,2基体硬度高 ,3碳化物尺寸较大 ,4没有一次碳化物     

Cr12MoV钢旋压成形轮早期断裂失效原因分析

分析了Ｃｒ１２ＭｏＶ钢旋压成形轮早期断裂失效的原因。淬火温度及硬度偏高会使旋压轮的抗弯强度偏低、韧性不足。锻造不充分,Ｃｒ１２ＭｏＶ共晶碳化物呈网带状分布,粗大共晶碳化物的存在及较高的表面粗糙度会因和集中而成为理解纹源。这 导致旋压轮早期断裂失效的主要原因。适当降低淬火温度及硬度,增加锻造比降低旋压轮工作表面粗糙度,使旋压轮寿命大幅度提高。     

超超临界锅炉水冷壁T23/12Cr1MoV异种钢焊接接头焊后热处理裂纹分析

分析了T23/12Cr1MoV异种钢焊接接头焊后热处理裂纹的宏观和微观特征、断口形貌及接头的显微组织,测试了接头的硬度分布,在此基础上讨论了裂纹的性质及形成原因,并提出了防止裂纹的措施。结果表明,裂纹启裂于T23钢侧焊趾部位,沿粗晶粒热影响区(CGHAZ)晶界扩展,为典型的再热裂纹。焊后热处理明显降低了异种钢焊接接头两侧热影响区的硬度,T23钢侧CGHAZ产生再热裂纹与其在焊后热处理过程中晶界析出碳化物有关,其析出促进了孔洞的形成。在焊后热处理前,对异种钢焊接接头进行一次550 ℃×1 h的中间热处理有利于抑制再热裂纹的产生。