无钨高速钢

苏联莫斯科机床工具研究所研制成功了一种无钨低合金高速钢11M5Φ(3n980)。这种钢的化学成分为:1.03—1.10％C;5.2—5.7％Mo;3.8—4.2％Cr;1.3—1.7％V;0.3—0.6％Si和0.3％Ce(Ty14-1-2678-79)。由于加钒,所以将碳含量增加到1.05％,11M5Φ钢中所有的钼都以二次碳化物从奥氏体中析出,故这种钢的硬度可达到HRC64-66,红硬性可达630℃。 11M5Φ钢的这些特性都比P6M5高速钢高,这是由于淬火的11M5Φ钢的固溶体中的钼含量比P6M5钢的固溶体中的钨和钼的总含量还要高之故。新高速钢中的碳化物实际上全是钼基的二次碳化物Mo_6C,在推荐的较宽的淬火温度1140—1180℃范     

高速钢的快速退火

<正> 高速钢传统的退火规范通常采用较长的时间,但并不是任何情况下都能保证淬火后获得不等粒度最小的均匀组织。我们认为,这是由于退火所采用的温度不能保证加热时α→γ的完全转变。本文研究了锻造态高速钢的两种主要类型:钨高速钢(P18、P12、P12Φ3、P12φ4K5)与钨钼高速钢(P6M5、10P6M5、P6M5K5、P8M3、10P8M3、P8M3K6C)在加热、保温与冷却时的组织与相变。钢的临界点采用下述符号代表,临界点温度值列入下表中。     

含碳化钛的P6M5粉末高速钢的热处理特点

<正> 本文研究了用粉末冶金方法,生产的含5%TiC的P6M5钢的热处理特点。用P6M5钢废切屑和碳化钛粉作原料,将它们置于磨机中一起粉化制粒,获得完全通过筛眼为80微米的筛子的混合物。将混合物置于压模中用700兆帕压力压制,然后试样在1250℃于真空中烧结。将烧结试样锻成无孔隙状态,并在常规的盐浴槽中进行了热处理。选择热处理规范时研究了宽阔的淬火(1150—1250℃)和回火(500—630℃)温度范围,因为粉末高速钢的高弥散碳化物应在较     

高速钢电池冲棒的低温淬火及软氮化

用来冲制电池锌筒的冲棒一般由高速钢制作,若采用常规热处理工艺进行淬火、回火,冲棒使用寿命不高(每根只能冲2万只锌筒),失效形式一方面是表面耐磨性不够,另一方面易产生脆断。现采用下述工艺:1.低温淬火工艺:高速钢冲棒先经低温(560±10℃)和中温(850±10℃)两次预热后,转入高温盐浴中加热,W18Cr4V钢的淬火加热温度为1250～1260℃, W6Mo5Cr4V2钢为1180～1190℃,淬火加热时间按10s/mm计算,保温后入280±30℃硝盐浴,停留2～5min,空冷到室温,然后在560±10℃连续回火三次,每次1.5～2h。检查硬度,可达HRC62～64。     

轧制温度对P6 M5钢组织形变和性能的影响

为确定P6M5高速钢热变形的最佳温度,将以不同炉号P6M5高速钢轧制成楔形试样,熔炼温度为t_n=1000～1150℃,每炉温度相隔25°。然后,将变形程度为0—     

高速钢残留奥氏体的抗囘火稳定性

本文系节译Ю.A.格列尔等所著:高速钢和高铬钢残留奥氏体的抗■火稳定性一文,译者并参考了P.彼森和TL·克拉恩(6), B· П ·顾塞宁( 7) M· 柯恩(10)等人的文章略加补充。目的在于说明高速钢淬火后在■火前的室温停留,引起奥氏体稳定化,消弱■火作用的问题。 残留奥氏体不同的抗■火稔定性(即残留奥氏体在■火后,冷却过程中不易转变成马氏体的性质),是由于不同的淬火温度所引起的。提高淬火温度,增高了奥氏体中的合金元素,增强了奥氏体的抗回火稳定性。但是,对于高速钢来说,这种原因不能算为主要的,在一般淬火温度(P9是1220～1250℃; P…     

S290粉末高速钢高硬度丝锥的盐浴淬火工艺研究

高碳、高合金和高碳饱和度是S290粉末高速钢的成分特点。采用合理的淬火和回火工艺能得到高硬度,并且不容易磨裂。淬火温度对S290钢淬回火硬度影响不明显,但对其过热程度和强度影响明显。S290钢高硬度丝锥适宜的淬火温度为1190℃～1210℃,回火工艺为560℃×1h×2次+550℃×1h×1次,S290钢淬火加热时间略短于M2钢。为保证S290钢的淬回火硬度和韧性,S290钢的淬火冷却速度应比M2钢更快。     

用高温热机械加工法提高钻头的耐磨性

<正> 高温热机械加工是提高高速钢小规格钻头(φ3～φ6mm)耐磨性的方法之一。高温热机械加工后采用磨制法制造P6M5高速钢钻头,可使钻头耐用度提高70％。然而,刀具生产中高温热机械加工工艺没能得到应有的发展,这是因为高速钢的塑性较低,并且在不丧失钢的红硬性条件下进行高温     

高速钢盘条退火时间的缩短

<正> 高速钢盘条软化用的长时间预先退火不能保证钢丝冷拉伸所需的塑性储备量。因此拉制前要在盐浴中加热盘条,而要得刭细钢丝,则要采用高频加热。众所周知[1,2],淬火钢在临界点间温度范围内短时间保温的重新加热能提高合金钢的变形性能。本文研究了盘条退火时在奥氏体化和珠光体等温转变温度下的保温时间对冷、热拉丝时钢丝变形性能的影响及对P6M5和P6M5K5(化     

一种适用于W6Cr5Mo4V2钢刀具钎焊的焊剂配方

我厂采用熔点为1250℃的70％锰铁 30％硼砂焊剂对W18Cr4V钢刀具进行高频钎焊淬火。生产中因W18Cr4V钢经常短缺,故W6Cr5Mo4V2钢替代,由于W6Cr5Mo4V2钢较W18Cr4V钢的淬火温度低50～60℃,在不改变焊剂的情况下对W6Cr5Mo4V2钢进行钎焊淬火发现:若钎焊牢固了,刀头就过热或过烧;若保证刀头不过热则焊剂没熔化,钎焊不牢,使用时刀头脱落。经分析,产生上述情况的原因就是焊剂熔化温度远高于刀头淬火温度,不符合钎焊焊剂低于刀头淬火温度30～50℃的原则。为此我们研制一种熔点为1170℃左右的焊剂对     

硅能提高高速钢的性能

根据美国的研究成果,说是增大钥高速钢中的Si的百分比,可改善其性能。通常含Si量在0.2～0.3％,碳化物M_2c易成棒状,若Si=0.5～1.0％,就成M_6C稳定球状,可提高热处理性能。为获得最高回火硬度 (HRC67),淬火温度可稍低一些(1150～1200℃)。奥氏体晶粒度变细。含Si量高至1％时与原低Si相比的冲击值几乎没有什么变化。只是当Si 增大到1.25％时,冲击值才显著降低。据此认为,Mo高速钢中的含     

加钒对钨钼高速钢铸造刀具组织和性能的影响

<正> 提高高速钢性能稳定性的途径之一就是调整其化学成份,加入微量合金元素以及用氮、钛、锆、铈和其他元素来进行变性处理。高速钢的基本性能与其相组成和M6C、M_7C_3和MC等碳化物相的含量有关,强力碳化物生成元素钒对相组成关系的影响最大。研究了八炉钨钼高速钢的组织和性能,这些钢的化学成份(见表1)与P6M5钢近似。上述各炉钢在真空感应炉内熔炼后浇注入金属模内,而获得尺寸为7×15×25毫米的淬火刀片。刀片的硬度、显微组织和相组成,用YPC—50NM衍射仪测定。利用过滤后的k_α铁射线直接拍摄试片的X照片。为了研究刀片的性别,淬火刀片(金属模     

丝锥用HOP2030粉末高速钢的淬火温度研究

本文对丝锥用粉末高速钢HOP2030的淬火温度进行了试验研究。试验表明,HOP2030钢丝锥的淬火温度通常为1140℃-1180℃,淬火晶粒均匀、细小是粉末高速钢的显著特点之一,HOP2030钢丝锥淬火晶粒度应小于10.5号,碳化物粘连和拖尾长度是评定粉末高速钢过热程度的主要标识。     

高速钢(三)

100℃以下之转变: 若将马丁体转变终点在0℃以下之淬火高速钢冷却到0℃以下,可增加马丁体之形成。 正常温度淬火之高速钢(～1300℃)(图19)“其马氏质转变终点约在～100℃左右,当冷却至～100℃时(更低之低温度不能再增加马丁体之生成数量),残留奥氏体之数量由窒温之 41%减少至 24%。为了要得到最完全的转变,必须将钢从淬火温度。直接冷却至零下,不可在家温停留(图20)。 11配火时之转变: 在低温度配火时(100～200℃),正八面体马丁体之周界减小、体积亦缩小(图21)。这可能是由於Fe3C之析出。较高温度之配火,在延伸曲线(дилатомет-р…     

高速钢刀具淬火裂纹的原因分析及预防措施

高速钢属莱氏体钢 ,含有大量合金元素 ,冶炼后形成大量一次共晶碳化物和二次碳化物 (约占成分总量的 18%～ 2 2 % ) ,这对高速钢刀具的淬火质量及使用寿命有很大影响。高速钢淬火温度接近熔点 ,淬火后组织中仍有 2 5 %～ 35 %的残余奥氏体 ,致使高速钢刀具容易产生裂纹和腐蚀。     

在大规模生产条件下缩短刀具热处理循环的可能性

阐述了同步热处理(即淬火和回火保温时间相同)对P6M5和P6M5K5高速钢组织、机械性能和切削性能的影响。采用同步热处理方法可提高热处理车间自动化水平。     

合金鋼配火時次生硬化的本質

一、引言很久以来,在研究某些含有合金元素的钢的配火过程时,会经发现到这样一种特殊的现象,即当这些钢在100～400℃的温度范围内配火时,随着配火温度的增加,钢的硬度发生相对的逐渐降落,而当进一步增加配火的温度时,则硬度的降落完全停止,有时且会使硬度增加到比淬火后还高的情况,这种硬度的增加达到某一极大值之后又形降落。最早被研究的对象:是含有大量合金元素的高速钢。淬火高速钢于300～400℃范围内配火后的硬度为59～62Rc;但在更高的温度范围(500～600℃)内配火时,硬度会增高到64～65 Rc。这种合金钢在高温配火后所发生的硬度增加,在一般文     

电磁脉冲回火炉

电磁脉冲回火炉,可用于高速钢、轴承铜、弹簧钢等各种钢的回火工艺、等温淬火工艺及化学热处理等。钢在电磁脉冲回火炉中回火,时间可缩短50％,机械性能明显增高,并可取消精密零件、油泵油嘴偶件等的冷处理工艺。具体试验参数:脉冲磁场强度为20～100kA/m。高速钢经脉冲磁场回火后,其工艺由常规淬火+560℃×lh×3～4次,缩短为淬火+560℃×45min×2次。残余应力由197MPa,下降为66MPa。抗弯强度υ_(bb)、冲击韧性a_k值提高30％。残余奥氏体量为2％以下。     

高速钢入厂检验的某些特性

<正> 本文列举了高速钢在入厂检验时的分析结果。对191炉次的P6M5钢、49炉次的P6AM5钢、46炉次的P6M5Φ3钢、16炉次的P6AM5Φ3钢、5炉次的P3M3Φ2A钢和1炉次的P3M3Φ2б钢作了分析。     

高速钢可磨削性与其化学成分的关系

近年来经常采用较为经济的P12、P6M3和P6M5型高速钢代替P18。这些钢与P18钢比较起来,具有含钨量较低和含钒量较高的特点。此外,P6M3和P6M5钢还含有3～3.6%或5～5.5%的钼。有时,为了提高钢的硬度和红硬性,还采用只提高碳量而钒量不作相应提高的钢种[1]。