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     

高速钢切断刀的制造经验

高速钢切断刀(截面4×18毫米和长度125毫米)目前所采用的制造工艺包括:锻造、等温退火、粗磨、淬火和回火。精磨和刃磨。在所有工序中等温退火是最长的一道工序。为此,对P18、P12、P12φ3、P12φ4K5、P8M3、10P8M3、     

低合金高速钢的新发展

<正> 目前高速钢发展的特点之一就是研制和推广使用适合于不同使用条件下的钢种,代替通用的W18Cr4V 型高速钢,这里有:①用于切削加工高强度、高韧性钢和合金的高合金类(如美国的M40系列,瑞典的WKE4,WKE44,45,48;苏联的P9M4K8,P9M3K6C 等)含钴的高速钢;②加工普通结构钢和低合金钢的高速钢(如W6MoSCr4V2,M7,W8M3V2,W12V2等);③工作于较轻切削条件下的低     

采用高效能的高速钢制造装配式齿轮滚刀的齿条

<正> 由于切削速度的提高,为了节约钨的消耗近年已开始采用含钨量较低(低于P18钢)且具有更高红硬性的钢材制造金属切削工具。本文研究采用P9K10、P9M4K8(FOCT19265—73)和P3M3φ4K5(Ty—14—1—2496—78)等高速钢(表1)制造装配式齿轮滚刀齿条的可能性。为了匝用这些钢,进行了选择热处理最佳工艺的研究。由于钼钴钢在热处理过程中有脱碳倾向,装配式齿轮滚刀的齿条淬火加热通常     

M2高速钢盘条退火工艺的优化

采用不同等温退火工艺对M2高速钢盘条进行了退火处理,研究了加热温度、保温时间和等温转变时间等工艺参数对其显微组织和力学性能的影响,在此基础上优化了其等温退火工艺。结果表明:加热温度过高和保温时间过长会使一次碳化物颗粒长大粗化,降低盘条的塑性;而等温转变时间过短不利于珠光体的形成,同样使盘条塑性不高;M2高速钢盘条比较合理的退火工艺为880℃加热2 h,炉冷至760℃等温5 h,可得到退火索氏体中弥散分布着细小球状一次碳化物颗粒的组织,使高速钢盘条具有良好的塑性。     

在脉冲电场中W6Mo5Cr4V2钢球化退火工艺

研究高速钢 (W 6Mo5Cr4V2 )在脉冲电场作用下球化退火的新工艺。试验结果表明 ,在保证得到良好球状珠光体组织和均匀球状碳化物的同时 ,可以降低加热及等温温度 ,又可缩短高速钢球化退火的保温时间     

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。     

冶金因素对高速工具钢晶粒度的影响

<正> 为研究热处理参数对高速钢淬回火后奥氏体晶粒度的影响,进行了一系列的实验。实验所用钢种是T1,TA,M2,M42,其化学成份、临界点和热处理后情况见表1、表2。四种钢的倾向相同,本文只详细讨论T1钢的结果。采用两种热处理方法进行实验。一种是回火退火处理(见图1);另一种是相变退火处理(见图2)。回火退火处理是在A_3点(865℃)以上的较低温度(900—1000℃)预奥氏体化一小时,油淬后在低子A_1(825℃)以下温度(712°—798℃)等温12小时,然后空冷;相变退火处理是在A_3点以上的较低温度(865°—890℃)预奥氏体化一小时,炉冷到A_1点以下     

新型高速钢

最近,莫斯科机床工具研究所研制成功一种钨高速钢——11M5φ。这种钢的成分为:C1.03～1.10％,Mo5.2～5.7％;Cr3.8～4.2％;V1.3～1.7％;Si0.3～0.6％;Ce(铈)0.3％。据报道,该钢的各种性能都优于P6M5型高速钢。例如,该钢碳化物溶解温度较低(约1160℃),淬火温度范围(1140～1180℃)比P6M5的宽2倍。在淬火温度范围内,奥氏体晶粒度保持在10～12级。此外,该钢还具有     

如何降低大模数齿轮切削加工成本

<正> 大模数齿轮进行热处理强化,是提高齿轮传动工作寿命和降低重量的有效方法。但随着硬度的提高,材料的加工性变坏,使加工用量降低和刀具磨损加剧,从而导致加工成本的提高(见图1)。采用新刀具材料(如P9M4K8和P6M5K5高速钢)虽可维持原加工用量和刀     

高速钢节能快速软化退火法

高速钢传统退火软化能耗大、周期长、成本高,已成为生产中难题。下面介绍几种高速钢快速软化退火法,有明显的技术经济效益。 一、低温快速急冷退火 高速钢传统等温软化退火一般是将钢加热到下临界温度A_(cl)～A_(cm)之间,保温4～6h,然后以30～40℃/h的冷却速度随炉冷至低于A_(rl)以下20～30℃,保温5～6h,完成球状珠光体或索氏体转变,再随炉冷至≤500～550℃,出炉空冷,周期长达几昼夜。低温快速急冷退火(图1)是将高速钢加热至A_(cl),下临界温度以下20～30℃,电炉加热保温3～5h,盐浴炉加热保温1.5～2.5h,完成球状珠光体或索氏体组织转变,然后快冷(水冷、油冷、空冷均可),获得33～38HRC低硬度,便于切削加工。     

M2高速钢刃具焊接毛坯退火加热时间研究

我公司锻焊厂有退火炉23台,单桶炉45kW,双桶炉60kW。M2高速钢刃具焊接毛坯退火温度840～860~C,保温时间8～9h。锻焊厂月生产焊接件50余万件,属公司耗能大户之一。目前公司产能增长迅速,锻焊厂退火能力已明显不足。另外,由于柄部45钢与刃部M2高速钢化学成分差异很大,其焊后退火过程中,在焊缝处发生了碳的定向迁移,退火加热保温时间对焊缝金相组织、硬度和淬回火后焊缝强度的影响并不清楚。     

涂层对小模数滚刀耐用度的影响

<正> 苏联乌里扬诺夫斯克工学院研究了涂层对小模数滚刀耐用度的影响。他们在530型机床上用20X13耐热钢进行了滚切试验,所用P6M5、P9K5、P9K10高速钢和BK8、BK6M硬质合金滚刀的直径为28—32毫米,模数为0.5毫米;滚刀上氮化钛(TiN)涂层是用离子轰击沉积法和气相沉积法获得的。滚切小模数齿轮时,切除层厚度仅0.5—10微米。在加工高强度塑性钢时,这决定着刀具的磨损规律。车削时,坯件表面所产生的硬化层对小模数滚刀的耐用度影响极大。当切去层厚度很小时,一些刀齿只沿被加工表面滑动,不参加切削,因此使金属发生弹性和塑性变     

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]。     

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。     

液氮中冷速对P6M5钢残余奥氏体转变动力学的影响

<正> 1937年提出高速钢工具冷处理的建议,并推荐及在理论上提出冷至-80℃的根据[1.2]。近几年国外对高速钢工具开始采用在-196℃液氮中进行冷处理。关于应用深冷合理性的文献和按推荐所进行的工艺相矛盾[3、4];按资料1和文献[3、5]的结果,工具应浸入液态冷盐介质中快冷[《冲击冷却》];但根据资料2和文献[6]的结果应慢冷。在冲击冷却时,发生稳定化奥氏体的失稳化[3、5];但在文献[7]中确定;20℃长期保温或预先100—400℃回火1小时可使P6M5和P6M5K5     

高速鋼刃具 快速退火法

高速钢刃具返修时,我们采用盐浴炉快速退火来代替电炉等温退火,退火时间由原来12小时缩短到3小时,提高工作效率4倍左右。快速退火的工艺是:将急于返修并要退火的刃具用鉄丝捆扎或用盘装,放在880～900℃中型电极盐浴炉(C—45型,盐浴成分是氯化银78％ 氯化钠22 ％)中加热,保温0.5～1小时后取出,把工件降温到720～750℃等温1～1.5小时,再降温到600℃左右出炉空气冷却。这种方法只适用于返修的高速钢刃具;盐浴炉可以采用高速钢刀具第二次予热炉。退火结果,硬度在布氏205～255,金相     

热处理工应知考题

这里选编了四级以下热处理工应知是非判断题.供大家参考。回答时认为正确的则画“O”,错的画x”, 1.渗碳钢都是含碳量为。.12~。.25%的低碳钢或低碳合金钢。 2.亚共析钢完全退火加热温度在七;以上3。~5少C。 3.碳素钢比合金钢导热性好。 4.20号机油的冷却能力比o号柴油的冷却能力大。 5.常用钢材(包括合金钢)的下临界点A:部是723’C。 6.通常碳钢的淬火加热温度都是在Ac3以上30~ 50C。 7.硬度值的大小在一定程度上可反映出材料的强度和耐磨性,所以,她论是零件还是工具,其硬度都是一个重要的机械性能指标。 8.为减少工件的淬火变形和开裂…     

高速钢(二)

5淬火时的转变: 标准成份Pф1钢之临界点(开始产生奥氏体)约在800°C左右。当加热到900°C时,组织中仍保留有α-相,在900～950°C以上组织由奥氏质与炭化物组成,提高温度促使炭化物溶解(图6)及奥氏质颗粒的生长(图7)。 在 1320～1350℃产生熔融,淬火后,呈现来氏体的共晶(图8)。 当温度更高时,呈现δ-相(类似普通钢之屈氏体的均匀散　的α-固溶体舆炭化物之混合物。析出炭化物之存在说明,肖高温(1350℃)及低温(室温)时碳在铁中不同的溶解度(图9)。 提高淬火温度使奥氏体中合金元素增加(最显著的是钨,图10),剩余炭化物之成份保持不变(图11…