凝固速率对M2高速工具钢铸态组织的影响

采用OM、SEM等手段分析了采用水冷铜模和铸铁模铸造获得的不同冷速M2高速钢的铸锭,研究了冷却速度对其铸态组织的影响。结果表明,随着冷却速度的增加,铸态组织明显细化,原始结晶的奥氏体晶粒尺寸明显减小,晶粒均匀性明显增加;莱氏体网的均匀性增加,莱氏体共晶碳化物的厚度变薄,莱氏体团尺寸减小;M_2C共晶碳化物由片层状转变为尺寸较小的棒状,棒状碳化物的界面没有片状平直光滑,更易形成缩颈或断开,棒状碳化物的长度和厚度更小;与片状共晶碳化物相比,棒状M_2C共晶碳化物在高温加热时更容易发生分解和分断球化,其主要原因是具有弯曲表面和较多缩颈的M_2C碳化物具有更大的热力学和动力学驱动力。     

Al对M2高速钢凝固组织的影响

采用OM,TEM,SEM,EBSD,XRD等手段,分析了不同Al加入量(0%,0.6%,1.2%)的M2高速钢的铸态组织,研究了Al对高速钢凝固组织转变特别是共晶碳化物形貌和微观结构的影响规律.结果表明,M2高速钢铸态组织主要由位错型马氏体和M2C共晶莱氏体组成.过量Al(1.2%)促进大量铁素体和针状碳化物形成.Al提高了共晶碳化物的分布均匀性,促进M2C形貌由纤维状转变为片状,并使碳化物微观结构发生明显改变.片状碳化物表面平行于(0002)晶面,内部存在微孪晶、层错等缺陷,片层之间具有不同的晶体取向,而纤维状碳化物内部缺陷极少,呈单晶取向.与纤维状碳化物相比,加Al后形成的片状碳化物高温加热时不易团球化,对碳化物尺寸细化不利.添加过量Al(1.2%)形成的铁素体无法通过常规热处理消除,使高速钢淬火硬度显著降低.     

冷却速度对离心铸造高硼高速钢辊环组织的影响

采用空冷和水冷不同铸型方式,研究冷却速度对离心铸造高硼高速钢辊环组织的影响,制备出辊环.结果表明:铸态高硼高速钢辊环组织由树枝状基体和硼碳化物组成.快速冷却下,基体组织全部转化为马氏体;硼碳化物的类型没有发生变化,由M2(B,C)、M3(B,C)以及M23(B,C)6组成.随着冷却速率的增加,基体晶粒尺寸减小,硼碳化物数量减少,鱼骨状硼碳化物向筛网状转变,局部出现缩颈和孤立现象.冷却速度的增加影响了合金元素在基体和硬质相中的分布,硬质相的显微硬度不变,基体硬度略有增加.空冷砂型离心铸造时,随着距辊环外边缘距离的增加,出现菊花片状的包晶组织,并且数量也逐渐增加.     

冷却速度对高速钢M2C共晶碳化物的影响

采用砂型和金属型铸造制备M2高速钢铸锭,研究了冷却速度变化对高速钢M2C共晶碳化物形态及性质的影响,探讨了M2C共晶碳化物形态变化的机理。结果表明,冷却速度增加,莱氏体网细化,铸态偏析得到改善;M2C形态由片层状转变为棒状,碳化物中合金元素含量降低,高温分解产生的MC碳化物和M6C＋MC复合碳化物数量减少。共晶反应时,共晶碳化物和奥氏体相之间的生长速度差异决定了M2C共晶碳化物的形态。     

定向凝固法控制M2高速钢中共晶碳化物形貌演变行为

采用真空布里奇曼定向凝固技术,通过控制凝固过程中的抽拉速度,制备了不同冷却速率下凝固的M2高速钢,研究了M2高速钢凝固过程中共晶组织形貌的演变及演变机制。结果表明:根据试样的抽拉速度与温度梯度之间的关系,能够实现定向凝固过程中冷却速度的精确控制,且抽拉速度与冷却速度成正比。增大抽拉速度可促进共晶碳化物由层片状向短棒状转变。当抽拉速度低于500μm/s时,共晶碳化物形貌为粗大层片状;当抽拉速度远高于500μm/s时,共晶碳化物形貌为短棒状;当抽拉速度为500μm/s时,共晶碳化物形貌为两者的混合。两种不同形貌的共晶碳化物都是M_2C型碳化物。增大抽拉速度能够促进共晶碳化物的析出,同时共晶碳化物中合金元素含量降低。当抽拉速度从20μm/s增加到10 000μm/s时,马氏体(110)晶面间距从2.060 7■减小至2.055 3■。     

高速钢中共晶碳化物的研究进展

综述了在常规凝固条件下高速钢中共晶碳化物的研究现状,阐述了铸态组织中常见的三种类型共晶碳化物的形貌,重点探讨了Si、W、Mo、V、Nb、Ti及其他微量元素等对高速钢共晶碳化物析出的影响机制,并分析了改变冷却速度对共晶碳化物M2C形态、尺寸和分布的影响,概述了退火、淬火和回火工艺对高速钢碳化物组织转变的影响研究,对高速钢中共晶碳化物的进一步研究提出了建议。     

冷却速度对铬系铸铁凝固过程中碳化物析出特征的影响

通过改变冷却条件,探讨冷却速度的变化对Cr含量分别为9%、17%的铬系铸铁凝固过程中碳化物形核、长大的热力学驱动力条件及原子扩散移位动力学条件的影响,揭示碳化物类型及尺寸、形貌的变化特征。结果表明:对于Cr含量为9%铸铁,砂型冷却下凝固组织中的碳化物是M3C、M3C7两种类型,呈大块状,尺寸较大;在金属型冷却下碳化物尺寸较砂型有所减小;水冷条件下组织中碳化物的连续性变弱,尺寸明显变小,呈长条状排列。相较于铬含量9%的铸铁,当Cr含量为17%时,砂型冷却下凝固组织中只有M3C7型碳化物,且碳化物尺寸减小,形态呈棒状;在金属型冷却时,碳化物形貌变化程度较Cr含量为9%时从砂型到金属型的变化要小;但在快速水冷下碳化物间距显著变窄,长度尺寸明显变小,分布更加均匀。     

电渣重熔M2高速钢共晶碳化物控制研究

采用普通电渣重熔工艺和新型抽锭式电渣重熔工艺制备M2高速钢,研究了熔池深度与局部凝固时间等参数对高速钢铸锭共晶碳化物形貌和类型的影响.结果表明,电渣重熔工艺不改变碳化物类型,两种工艺制备的M2铸锭都存在M6C、MC、M2C三种类型的碳化物.抽锭式电渣重熔工艺通过有效控制电渣锭直径(D=120 mm)、熔速(11 mm/min)及熔池深度(h=50 mm),减少局部凝固时间,促进平直层片状共晶碳化物转变为离异棒状、粒状碳化物,碳化物平均晶粒尺寸小于50 μm.加快冷却速度会降低组织中共晶碳化物的质量分数,同时也会降低共晶碳化物中强碳化物形成元素如W、Mo、V的含量,使更多碳化物及合金溶于基体中.     

深冷处理对M2Al高速钢高温耐磨性的影响

探究了不同深冷处理温度对M2Al高速钢高温耐磨性的影响。结果表明,经过深冷处理的M2Al高速钢试样微观组织发生了变化,残留奥氏体转变为马氏体,碳化物尺寸减小并且弥散分布在马氏体基体上。随着深冷温度的降低,碳化物的尺寸减小且分布均匀。M2Al高速钢经过深冷处理后高温摩擦因数比未深冷处理的减小,其中-160 ℃深冷处理试样的高温摩擦因数比未深冷处理的降低55.7%,经过深冷处理的M2Al高速钢磨损量比未深冷处理的减小,其中-160 ℃深冷处理后磨损量最小。未深冷处理的M2Al高速钢试样磨损形貌比较粗糙,发生严重的粘着磨损,经过-160 ℃深冷处理的试样,磨痕比较浅,磨损形式主要为磨粒磨损。当深冷处理温度为-160 ℃时,M2Al高速钢的高温耐磨性提升效果最好。     

冷却速度变化对12Cr铸铁碳化物的影响

采用砂型、金属型、水冷浇注制备含Cr量为12%的过共晶铸铁。研究冷却速度变化对Cr12铸铁凝固组织中碳化物形成特征及碳化物类型转变的影响,探讨了碳化物类型发生转变的原因。结果表明:冷却速度对碳化物尺寸和碳化物类型有很大影响。在砂型和金属型冷却试样中,凝固组织的组成和初生碳化物的形貌没有明显变化,凝固组织均由块状的M7C3型初生碳化物和菊花状的共晶团(M7C3+奥氏体)所组成。金属型冷却试样的碳化物尺寸和共晶团尺寸比砂型试样的细小。水冷条件下,凝固组织中的碳化物有明显的方向性,碳化物尺寸明显减小,凝固组织中出现了M3C+M7C3混合型碳化物,冷却速度的差异改变了碳化物的类型。     

喷射成形高速钢热处理过程中碳化物的演变

研究了喷射成形高速钢在热处理过程中碳化物的演变。结果表明,使用喷射成形工艺生产高速钢可消除偏析,获得均匀微观组织和碳化物分布,喷射态组织由片状M2C碳化物和均匀分布的球形MC碳化物组成。锻造退火后,亚稳态M2C碳化物完全分解为M6C和MC碳化物。淬火后组织为马氏体、残留奥氏体与未溶碳化物,高温回火后,大量细小弥散的二次碳化物从基体中析出,产生二次硬化效应,使材料具有极高硬度和良好冲击韧性。热处理后喷射成形高速钢具有优异的使用性能。     

M2高速钢碳化物堆积的研究

用扫描电镜观察了M2高速钢中碳化物的堆积情况,并用能谱仪分析了堆积处的碳化物类型,研究了铸态组织、热压力加工工艺、不同的退火工艺对碳化物堆积的影响.结果表明,堆积处的碳化物类型为M6C;高速钢连续退火中的冷却速度和等温退火中的等温温度和保持时间的选择不当是造成碳化物堆积的主要原因:对已产生碳化物堆积的钢材.可采用较低温度下的二次退火消除其碳化物堆积.     

Nb对喷射成形M3型高速钢组织和性能的影响

为了利用NbC的高硬度和高热稳定性,并避免其在凝固过程中的过分长大,采用喷射成形快速凝固技术制备了M3型高速钢和以Nb代V的M3型高速钢.利用SEM,EDX和XRD等方法研究了Nb对喷射成形M3型高速钢沉积态组织的影响;利用SRV高温摩擦磨损试验机和三维白光干涉表面形貌仪研究了Nb对喷射成形M3型高速钢摩擦磨损性能的影响.结果表明,用等原子分数的Nb替代V,可大幅增加沉积态中一次MC型碳化物.减少一次M₂C型碳化物,同时由于喷射成形高冷速的作用,使得MC碳化物尺寸减小,分布更弥散:这些MC型碳化物的存在是M3型高速钢的抗磨粒磨损性能提高的主要原因,但其对抗氧化性能并无贡献,在高载荷时抗氧化剥落磨损能力增加不明显;Nb对提高M3高速钢回火稳定性也有明显的作用.     

高温处理对W6Mo5Cr4V2高速钢中莱氏体碳化物的影响

采用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)和X射线衍射(XRD)等方法研究了高温处理对电渣重熔工艺制得W6Mo5Cr4V2高速钢中共晶碳化物的影响。研究结果表明,在1150℃进行2h高温处理,组织中大块层片状一次碳化物分解转变为离异棒状、粒状,碳化物中位径由未处理时的9.98μm减小至3.80μm,M2C碳化物全部转化为MC与M6C碳化物,且以M6C居多,另含有少量MC碳化物。     

M2高速钢工业铸带中共晶碳化物及其演化

在工业机组上制备了M2高速钢铸带,采用扫描电镜和透射电镜研究了热处理和热轧对铸带中的共晶碳化物特征的影响.结果表明:双辊薄带连铸工艺可以获得共晶碳化物尺寸细小、分布均匀的高速钢铸带,铸带中存在较多的M2C亚稳相碳化物;热处理后M2C碳化物分解生成M6C和MC碳化物,碳化物得到进一步细化;由M2工业铸带直接热轧而成的薄带中仍存在一些呈断续网状分布的碳化物,先进行合适的热处理再进行热轧对M2工业铸带更为合适.     

S390粉末高速钢真空气淬的显微组织及性能

研究了不同淬火温度、不同冷却方式对S390粉末高速钢进行真空热处理的显微组织及性能的影响。试验结果表明,经不同工艺淬火后,S390粉末高速钢的晶粒度在13级左右,其中的合金碳化物数量减少、尺寸变小,硬度均大于63.2 HRC。经真空气淬后的S390粉末高速钢试样中均可得到下贝氏体组织,且在下贝氏体片状组织中及残留合金碳化物周围有纳米椭圆(球)状合金碳化物析出。     

扫描速率对激光直接金属沉积M2高速钢微观组织和硬度的影响

采用直接激光金属沉积(DLMD)设备,以不同的激光扫描速率在2Cr13不锈钢基板上制备出M2高速钢块体试样,并对其力学性能和微观组织进行表征。结果表明:随着DLMD激光扫描速率的增加,M2高速钢的平均晶粒尺寸减小、碳化物析出体积总量减少。碳化物以M6C、MC和M2C为主,随着扫描速率的增加,M2C型碳化物体积分数增加,洛氏硬度也增加,明显高于传统铸造高速钢的(54～56 HRC)。     

硅对M3：2高速钢烧结致密性及组织的影响

研究硅添加量对真空液相烧结M3:2高速钢烧结组织和致密性的影响.结果表明,1230℃烧结后,添加硅会使M3:2高速钢的烧结致密性提高.随硅添加量增加,烧结M3:2钢的致密性首先增加,而后降低,在硅添加量为0.7wt%时可获得全致密的组织.硅添加量低于0.7wt%时,硅的添加会使高速钢基体中的奥氏体含量降低,马氏体含量增加,硬度提高.当硅添加量提高到3.0wt%时,高速钢基体组织由马氏体和奥氏体变为珠光体,硬度降低.同时发现,硅会抑制烧结高速钢碳化物的析出和长大,硅添加量为0.4wt%的M3:2钢的组织与硅添加量为0.2wt%及0.7 wt%的组织相比,碳化物含量高,晶粒尺寸细小.     

热轧U型冷却工艺消除冷轧低碳钢带性能不均匀的实践与分析

通过显微组织观察和力学性能试验，研究了采用U型层流冷却工艺改善常规层流冷却工艺生产的冷轧SPCC钢带存在头部、尾部与中部组织和性能不均匀的效果。结果表明，采用常规层流冷却工艺时，热轧基板卷取后钢带头部、尾部与中部因温降速度不同而使组织中铁素体晶粒尺寸和碳化物形态产生差异，而后又遗传到冷轧退火后的组织，造成最终产品性能的不均匀。采用U型层流冷却工艺时，由于钢带头部和尾部的卷取温度较中部升高而使组织的差异减小，进而使冷轧退火后钢带头部、尾部与中部的组织与性能均匀性得到了明显的改善。     

高速钢过回火合金碳化物演变行为

采用TEM、EDS、碳萃取复型等手段,研究了高速钢回火组织与性能演变规律,重点分析了过回火阶段合金碳化物演变与元素分配行为。结果表明,550℃回火后,高速钢组织中析出大量与基体共格的纳米级合金碳化物MC和M2C,硬度达到峰值。过回火阶段,M2C碳化物尺寸粗化倾向明显,并且发生结构转变,形成M23C6和M6C,而MC碳化物则表现出较高的尺寸和结构稳定性,对高速钢保持高温性能稳定发挥主要作用。随回火温度升高,碳化物中Fe含量明显下降、强碳化物形成元素含量上升,对碳化物析出和粗化行为产生重要影响。