高速工具钢冲头断裂失效分析与改进措施

针对高速工具钢拉拔过程中发生断裂问题,以M42高速工具钢冲头为例,分析了硬度、晶粒度、回火度、过热度、碳化物不均匀度和颗粒度等指标,并实施了改善措施。认为断裂韧性差是造成M42高速工具钢冲头断裂失效的主要原因。通过降低淬火温度,控制热处理后硬度≦66.5 HRC等措施,M42高速工具钢冲头断裂情况大大改善。     

SPS烧结M42粉末冶金高速钢的显微组织与性能

采用放电等离子烧结技术(SPS)制备了M42粉末冶金高速钢,研究了SPS烧结M42粉末冶金高速钢及其热处理后的显微组织与性能。结果表明:与普通粉末冶金高速钢相比,SPS烧结制备的M42粉末冶金高速钢显微组织均匀、晶粒细小、无碳化物偏析。经过在1180℃×5min×550℃×1h的热处理后,硬度比普通粉末冶金高速钢提高1～2HRC。     

汽车刹车系统连接件用钢球化退火工艺研究

研究了汽车刹车片连接件用45钢球化退火工艺,根据汽车刹车系统连接件用45钢的化学成分,用Thermal-Calc软件计算了该钢钟的相变临界点温度Ac1和Ac3,得到Ac1为719℃,Ac3为769℃。根据计算的相变临界点温度,重点研究加热温度和时间的影响,设计了两相区+亚温区球化退火工艺。对于原始组织不均匀且规格较大的45钢球化退火工艺,两相区应适当降低加热温度并延长加热时间。试验结果表明,740℃加热3 h后,在710℃时保温12 h,组织碳化物数量较多且分布弥散球化率可达80%以上,平均洛氏硬度为69.4,获得了较好的球化效果。     

热处理对超硬高速钢M42冷拔材组织和塑性的影响

采用中间退火、炉冷退火及相变退火等工艺处理W2Mo9Cr4VCo8(AISI M42)超硬高速钢冷拔钢丝(Φ5.2 mm、Φ4.96 mm),研究分析了不同组织因素对M42材料形变硬化和塑性的影响规律。结果表明,位错密度、铁素体晶粒度及亚微米级碳化物,在不同程度上影响M42高速钢形变硬化和塑性失稳行为。800℃中间退火和860炉冷退火能够显著降低铁素体位错密度,在一定程度上恢复加工硬化能力、改善M42高速钢加工塑性。860℃加热+750℃等温相变退火能够获得低位错密度、细小晶粒内部弥散分布亚微米碳化物颗粒的均匀复相组织,有利于提高材料加工硬化能力,使M42钢延伸率提升至20%。     

预备热处理对AMS 6308钢组织及性能的影响

 采用SEM、TEM和力学性能测试等手段,研究了预备热处理对AMS 6308钢组织及性能的影响。结果表明,980 ℃以下正火,随着温度的提高,M6C碳化物逐渐溶解,晶粒细小,淬火后马氏体板条均匀细小,碳化物呈球状或椭球状弥散分布在板条界和晶界上,碳化物体积分数和位错密度较高,强度和冲击值逐渐增加。980 ℃以上正火,M6C碳化物溶解增多,晶粒开始长大,淬火后马氏体板条束尺寸也长大,碳化物体积分数和位错密度下降,强度和冲击值降低。推荐的预备热处理制度：正火温度为980～1 010 ℃,回火温度为680～700 ℃,经性能热处理后,AMS 6308钢体现出良好的强韧性匹配。     

M42高速钢电渣重熔及锻造退火后碳化物的析出

 通过X射线衍射分析、光学显微镜和透射式电子显微镜观察以及相关热力学计算,对比研究了M42高速钢电渣锭及锻后退火两种状态所析出碳化物的类型、尺寸、分布及析出条件。得出M42高速钢电渣锭中的碳化物主要为Mo2C亚稳态碳化物和少量Cr7C3碳化物,Mo2C碳化物尺寸较大,主要呈层片状、纤维状和棒状沿晶界析出。锻造退火后的M42高速钢中碳化物类型主要为Cr7C3,VC和Fe2Mo4C,平均尺寸小于10 μm且分布均匀,形态以方形、不规则球形和小颗粒为主。M42高速钢电渣锭中的Mo2C在锻造过程中可以分解为Fe2Mo4C和VC。根据冶金热力学计算得出,Mo2C和VC在固液两相区析出,析出温度分别为1 229 和1 222 ℃;Cr7C3在固相中析出,析出温度为842 ℃。     

热处理对钢结硬质合金TLMW50中复式碳化物形态与分布的影响

利用SEM对烧结态和热处理态钢结硬质合金TWLM50微观组织中复式碳化物形态与分布进行研究。结果表明：烧结态钢结硬质合金TLMW50微观组织中主要复式碳化物Fe3W3C、Fe2W2C相形状基本呈现长条状,宽约10—20μm之间,颗粒长度可达10～60μm之间,且复式碳化物的晶粒上还有细小的三角状二次碳化物析出。经过1050℃淬火,250℃回火复式碳化物颗粒的棱角有所钝化,条形颗粒明显减少。二次碳化物析出数量明显减少,大部分二次碳化物溶于或与初生复式碳化物发生反应,形成复式碳化物,且随机分布在初生复式碳化物上。热处理导致钢结硬质合金TWLM50硬度提高到65HRC,耐磨性显著提高。     

热处理对四代核电用镍基合金薄壁管组织与性能的影响

利用热力学计算软件JMatPro分析了钍基熔盐堆用Ni-Cr-Mo系高温合金GH3535相析出的热力学及动力学特征,研究了不同热处理制度对冷轧态GH3535合金无缝管的晶粒尺寸及其均匀性、碳化物析出特征、硬度、拉伸性能等的影响规律,观察了不同热处理制度下合金拉伸断口的微观形貌,分析了GH3535合金的拉伸断裂机制. 结果表明:在900~1500℃之间,GH3535合金的平衡析出相为富Mo的M₆C型碳化物,M₆C相在固液两相区时便已经开始形成,M₆C相析出所对应的鼻尖温度为1200℃;固溶温度低于1200℃时,合金晶粒尺寸缓慢长大,当固溶温度提高到1230℃,晶粒出现快速长大,平均晶粒尺寸达到160 μm;1180℃保温10 min,合金晶粒尺寸的均匀性较好. 随着固溶温度升高,合金强度降低、延伸率增加,GH3535合金的拉伸断裂机制为微孔聚集型.     

淬火温度对M4粉末高速钢组织和性能的影响

为了研究淬火温度对M4粉末高速钢组织和性能的影响, 利用光学显微镜观察高速钢试样的金相组织, 对淬火组织的晶粒度进行评级, 并对回火组织中碳化物的组成和分布进行统计; 采用洛氏硬度计和材料万能试验机测试试样的硬度和抗弯强度。结果表明: 随淬火温度的升高, M4粉末高速钢淬火后硬度先上升后下降, 在1200 ℃时出现最大值HRC62.9;淬火态试样的晶粒度随淬火温度的升高而降低。经三次回火后M4粉末高速钢硬度值较淬火态均有提高, 且随淬火温度的升高, 先增高后下降, 在淬火温度为1190 ℃时达到最大值HRC66.4。随淬火温度的升高, 回火态试样的抗弯强度逐渐下降, 碳化物聚集长大倾向明显, 尺寸均匀性下降。M4粉末高速钢的最优淬火温度区间为1180~1190 ℃。     

M23C6析出相对节镍型奥氏体不锈钢冷轧表面裂纹的影响

为找出生产的节镍型奥氏体不锈钢冷卷表面裂纹形成原因,通过光学显微镜、扫描电镜对表面裂纹进行检测分析并结合热处理试验及热力学软件JMatPro进行分析计算研究。检测分析发现裂纹处晶界存在大量的析出相,据此推测析出相是导致钢材冷轧形成表面裂纹的主要原因。模拟连续退火工艺开展热处理试验,结果表明正常退火工艺无法完全消除热轧工序钢卷晶界处聚集的大量析出相。计算研究该成分体系下奥氏体不锈钢的平衡相图,结合能谱及透射电镜衍射斑点分析,结果表明M₂₃C₆碳化物的沉淀温度范围为500～925 ℃,钢卷从高温缓慢冷却下来会析出M₂₃C₆碳化物,析出鼻温区为850～900 ℃。以此结合实际工艺流程对减少钢卷中M₂₃C₆碳化物析出提出了可能的措施。     

退火温度对ATI425钛合金棒材组织与性能的影响

对ATI425钛合金棒材在650～800℃范围内进行不同温度退火处理,退火处理后的试样通过金相显微镜、万能试验机和显微硬度计对其显微组织、室温拉伸性能和维氏硬度进行测试。实验结果显示,相对于热加工态ATI425钛合金,经650℃退火处理的合金屈服强度和抗拉强度均下降约30MPa,延伸率提高2%,维氏硬度下降约20HV₁。热处理温度由650℃提升到800℃,合金中次生α相被等轴球化,初生α相长大、β相数量减少;合金强度和维氏硬度略有降低,延伸率、断面收缩率提高。控制退火温度在700～750℃之间,ATI425合金强度、塑性、维氏硬度、显微组织匹配性相对较好,为后续生产和推广应用提供了参考依据。     

粉末热等静压9.75％钒成分冷作模具钢组织与力学性能的研究

通过气雾化制粉-热等静压工艺成功制备了含钒9.75％冷作模具钢.借助X射线衍射仪、扫描电镜、电子能谱分析仪、透射电镜等研究了该成分钢种不同热处理状态的相组成、组织形貌.研究表明:退火态相组成为铁素体和MC型碳化物及少量M7C3型碳化物,碳化物呈近球形颗粒状、粒径大多在2μm以下,分布均匀;1 120℃真空淬火条件下,随...     

1.25C-1.5Cr-5Al轴承钢中合金元素扩散对κ碳化物不均匀形核的影响

采用组织观察、成分检测、热力学计算及结构分析等方法研究了1.25C-1.5Cr-5Al轴承钢离异共析相变过程中Al对κ碳化物不均匀形核的影响,并验证了混合碳化物组成的粒状珠光体对该钢最终硬化热处理组织及性能的影响。结果表明：退火温度由850℃降低至800℃过程中部分未溶解渗碳体溶解入奥氏体基体,未溶解渗碳体含量(体积分数)由(3.1±0.5)vol.%降低至(2.8±0.6)vol.%。高退火温度下的高扩散速度使Al能够在奥氏体中均匀分布,θ/γ界面附近不存在Al偏聚。铁素体中的高Al含量为κ碳化物形核提供成分需求。铁素体中高浓度Al有助于κ碳化物在渗碳体表面成核。     

H13热作模具钢的热处理工艺研究

H13钢是我国应用最为广泛的热作模具钢。本文通过采用金相显微镜、扫描电镜、硬度和拉伸试验机对H13钢经过不同热处理工艺后的组织和力学性能进行了研究。研究结果指出,随着淬火温度的不断升高,H13钢的强度和硬度呈现出先上升后下降的趋势,断后延伸率变化趋势相反,最佳淬火温度为1030℃。随着回火温度的升高,H13钢的强度和硬度呈现下降的趋势,断后延伸率不断升高。碳化物均匀弥散的分布在基体上,最佳回火温度为570℃。     

热处理对工模具钢5Cr8MoVSi组织及硬度的影响

工模具钢5Cr8MoVSi(0．55C，8．13Cr，1．38Mo，0．45V，0．72Si)经840℃退火硬度为HB218，钢中碳化物以M23C6为主，并有少量的MC和M7C3。该钢合适的淬火温度为980—1050℃，最高硬度为HRC60—61。随淬火温度升高，淬火马氏体由板条状和针状马氏体组织过渡到板条状马氏体组织，剩余碳化物主要为MC和M7C3，为减少残余奥氏体量，该钢应进行二次或三次回火。     

高温不锈轴承钢Cr14Mo4的热处理、组织和性能

试验研究了电渣重熔Cr14M950～1 200 ℃淬火、450～550 ℃回火后钢的组织和性能.结果表明,(890±20)℃退火后钢的HB硬度值207～255;1 100～1 120 ℃淬火500～525 ℃四次回火后钢的组织由细针状回火马氏体、残余奥氏体和碳化物组成,HRC硬度值61,断裂韧性KIC为31.5～32.1 MPa·m1/2;Cr14Mo4钢200 ℃高温接触疲劳寿命L10为1.1×105,并且Cr14Mo4钢具有较好的耐磨性能.     

M2高速钢大尺寸碳化物的形貌特征及析出机理

主要研究成品及锻造后M2高速钢碳化物种类和析出机理,为大尺寸碳化物控制提供理论依据。采用扫描电镜和能谱仪观测成品及锻造后M2高速钢中碳化物形貌、成分和分布;采用Thermo-Calc热力学软件计算M2高速钢的平衡析出相和Scheil凝固过程。结果表明,成品M2高速钢棒材中大尺寸碳化物网状分布包括MC、M6C、M2C碳化物及其复合碳化物;锻造后高速钢中出现带状碳化物和粗大碳化物堆积现象。平衡条件下,MC和M6C碳化物的析出温度分别为1 294和1 288℃,高于1 220℃奥氏体化温度;Scheil凝固时,MC、M6C和M2C碳化物依次析出。采用热处理及锻造难以消除M2高速钢中大尺寸碳化物,控制钢液凝固过程中碳化物的析出有重要意义。     

包套热挤压M32粉末冶金高速钢的组织性能研究

提出了一种解决粉末冶金高速钢制备工艺繁琐、性价比低等问题的包套热挤压工艺,采用该工艺制备了M32粉末冶金高速钢,研究了不同挤压温度和热处理对M32粉末高速钢的显微组织与性能的影响。结果表明:未热处理时,随挤压温度的升高,试样相对密度及硬度变化趋势一致,均是先升高后降低,在挤压温度为1 240℃时达到峰值,分别为98.04%和45.6HRC;在淬火温度1 180℃以及回火温度560℃热处理后,M32高速钢的晶粒及碳化物颗粒尺寸较小且分布均匀,力学性能最佳,其抗弯强度及硬度分别为3 721.8 MPa和66.7HRC。     

热处理对等离子喷涂Ni基非晶/晶态涂层性能的影响

应用扫描电子显微镜（SEM）、X射线衍射仪（XRD）和差示扫描量热仪（DSC）研究了等离子喷涂NiCrBSi非晶／晶态复合涂层的微观组织及晶化行为，并探讨了热处理对涂层结合强度和显微硬度统计分布的影响。结果表明：喷涂态涂层为典型的层状结构，含有两类不同的层片。涂层中非晶相的晶化过程分两步进行，析晶温度范围分别为497～560℃和590～660℃。在200～400℃热处理1h，涂层与基底结合强度提高，400℃时达最大值47．3±4．7MPa；500～700℃热处理1h，结合强度变差，随温度升高而下降。喷涂态和200～400℃热处理涂层的显微硬度Weibull分布为双模态分布，揭示了层片的双态性；由于非晶相析晶，涂层500～700℃热处理后变为单模态分布。综合分析热处理对结合强度和显微硬度的影响程度表明，500℃热处理1h，涂层的综合性能较优。     

电冶金铁基碳化钨复合材料热处理对组织和耐磨性的影响

所试验的电冶金铁基碳化钨颗粒复合耐磨材料(％：40WC，0．60C，1．80Cr，0．70Mo)的碳化物相为WC，(Fe3W3)C和Cr23C6，铸态材料经900℃退火后的硬度为HRC45，经1150℃淬火，1．50℃回火后复合材料中碳化物分布均匀，其韧性和耐磨性均高于1050℃淬火，1．50℃回火的材料性能。