淬回火工艺对马氏体不锈钢3Cr17Mo组织和力学性能的影响

试验研究了960～1140℃淬火、200～650℃回火工艺对成分（％）为0．39C，16．73Cr，1．07Mo，0．25V，0．09Cu的塑料模具用马氏体不锈钢3Cr17Mo组织和力学性能的影响。结果表明，3Cr17Mo钢的淬火组织为板条马氏体＋铁素体＋（Fe，Cr）23C6碳化物；经1000～1060℃淬火、260～300℃或550～600℃回火后。3Cr17Mo钢具有良好的综合力学性能。

合金工模具钢Fe-M-C淬火马氏体回火的二次硬化研究进展

含W、Mo、V等合金元素的工模具钢Fe M C淬火马氏体在 5 0 0～ 6 0 0℃回火因纳米级简单间隙相M2 C和MC碳化物脱溶析出 ,提高回火马氏体的硬度而出现淬火马氏体回火的二次硬化。当前对淬火马氏体回火二次硬化的研究趋向是利用现代研究方法进一步分析和研究合金马氏体的脱溶贯序 ,全面得出弥散沉淀物的组成和淬火合金马氏体二次硬化的主体机制 ,开发出充分利用二次硬化的新型高性能工模具钢。

钼元素对2Cr13型高氮耐蚀塑料模具钢组织与性能的影响

在2Cr13型高氮耐蚀塑料模具钢中添加质量分数0.5%的钼元素,研究了钼元素对淬火和回火后该钢显微组织、力学性能及耐腐蚀性能的影响。结果表明:钼的添加缩小了试验钢的奥氏体相区,淬火后的残余奥氏体体积分数为8.49%,低于不含钼试验钢(9.05%);钼的添加使得回火态试验钢的强度、硬度以及冲击吸收能量均得到提高,其中屈服强度提高了12%。盐雾腐蚀试验后回火态试验钢主要发生点蚀,含钼试验钢表面的点蚀坑数量较少,尺寸较小,其腐蚀速率为0.0721 g·m^(-2)·h^(-1),远小于不含钼试验钢(0.1612 g·m^(-2)·h^(-1));含钼试验钢的极化曲线中存在明显的钝化区,而不含钼试验钢不存在钝化区。含钼试验钢的耐腐蚀性能优于不含钼试验钢。

淬回火工艺对N-Mo合金化Cr13型耐蚀塑料模具钢组织与力学性能的影响

对N-Mo合金化Cr13型耐蚀塑料模具钢进行925~1150℃保温0.5 h的油淬处理,再分别进行150~300℃保温2 h或者350~600℃保温1 h的回火处理,研究了淬回火工艺对该钢组织与力学性能的影响。结果表明:试验钢淬火后的组织主要为淬火马氏体,随着淬火温度的升高,晶粒长大,第二相逐渐固溶进基体,试验钢的硬度先增大后降低,当淬火温度为1050℃时,硬度达到峰值,为57.7 HRC,此时第二相基本固溶进基体,残余奥氏体体积分数仅为8.49%。随着回火温度的升高,试验钢组织由回火马氏体向索氏体转变,第二相逐渐析出并长大;硬度呈先降低后升高再迅速降低的趋势,冲击吸收能量随回火温度的变化规律与回火硬度的变化规律相反,抗拉强度的变化规律与硬度的变化规律一致,屈服强度呈先增大后降低的趋势,并在回火温度为480℃时达到最大值,为1445 MPa;在200℃以上温度回火后试验钢的塑性均保持在一个较好的水平。试验钢获得优异综合性能的热处理工艺为1050℃×0.5 h淬火+200~300℃×2 h回火,此时组织为回火马氏体,硬度为48~53 HRC,抗拉强度为1752~2050 MPa,屈服强度为1171~1223 MPa,冲击吸收能量为41~51 J,断面收缩率为42%~51%,断后伸长率为17.1%~17.7%。

热处理工艺对新型刀具用马氏体不锈钢6Cr15Mo组织和性能的影响

研究了6Cr15Mo钢(%:0.59C、14.96Cr、0.52Mo、0.22V、0.004 6N)1 000～1100℃淬火的组织和硬度,以及1080℃淬火+100～700℃回火时,该钢的组织、硬度和冲击韧性。结果表明,1080℃淬火6Cr15Mo钢硬度值最高(平均HRC值61.6),在500℃回火出现二次硬化峰,冲击韧性较低(12 J/cm^2),采用1 080℃淬火+150～250℃回火,可获得最佳强韧性配合(平均HRC值55,冲击值17 J/cm^2)。

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。

喷射成形技术在高合金工具钢中的应用及研究进展

喷射成形是制备高性能高合金化工具钢的一种先进工艺技术,具备短流程、成本低、绿色化的技术优势。目前,喷射成形制备高合金工具钢在国内已逐步实现规模产业化。本文重点介绍了国内外喷射成形高合金工具钢的发展及研究进展;总结了喷射成形高速钢、模具钢的微观组织和力学性能特征;提出未来喷射成形高合金工具钢的发展应注重利用数字化、智能化等控制技术进一步提高产品的质量和性能稳定性,系统研究及建立合金成分-工艺参数-组织性能特征-服役应用的关系,并通过探索新工艺和新方法,发挥喷射成形的工艺优势及应用前景。

V含量对高氮马氏体不锈钢组织及性能的影响

采用光学显微镜、SEM、硬度试验、冲击试验、盐雾腐蚀试验对两种不同V含量(0.32%和0.80%)的高氮马氏体不锈钢(根据V含量分别命名为0.3V钢和0.8V钢)的组织和力学性能进行研究。结果表明,两种不同V含量试验钢的退火组织中均出现碳化物条带,0.8V钢中碳化物条带更加明显,其退火硬度为257.0 HBS,相较于0.3V钢提高7%;V含量的提高能降低淬火后奥氏体晶粒的尺寸和残留奥氏体含量;经相同热处理(1050℃淬火30 min+(-73℃)冷处理2 h+250℃回火2 h)后,0.3V钢硬度为58.4 HRC,冲击吸收能量为9.4 J,0.8V钢的硬度为54.4 HRC,冲击吸收能量为12.7 J,V含量的增加,降低了马氏体不锈钢的硬度,提高了其韧性;经120 h的盐雾腐蚀后,0.3V钢表面无明显腐蚀坑,腐蚀速率为0.0235 g·m^(-2)·h^(-1),0.8V钢表面有明显的腐蚀坑,腐蚀速率为0.0258 g·m^(-2)·h^(-1),0.3V钢的耐腐蚀性能略优于0.8V钢,即随着V含量增加,耐蚀性略有下降。

我国模具钢的发展机遇与挑战

近十几年,由于模具制造业的迅速发展,拉动了模具钢的消费,使得国产模具钢市场始终处于供需两旺的状态。但是,中国每年又要花费巨额外汇从国外工业发达国家进口大量的模具钢和模具。作者从战略的角度,对中国模具钢发展机遇和方向进行了论述:包括中国模具钢的市场前景,重视发展塑料模具钢,适应家电行业发展需要,提高模具钢质量的途径,产品品种规格发展的方向,模具钢的质量与标准的关系,加速开发高性能模具钢新品种和创造高档模具钢民族品牌等方面进行较系统的分析。本文对中国冶金企业和模具制造行业在制定模具钢发展规划方面有一定的参考价值。

国内模具钢的市场前景及生产现状

本文简要介绍了我国模具工业及模具钢的市场概况 ,分析了我国近几年的模具钢的生产现状及市场前景 。

塑料模具钢1.2311扁钢预硬化的硬度与组织

研究了1.2311塑模钢扁钢尺寸、终轧温度、回火温度等主要工艺参数对其轧后硬度、回火硬度及组织均匀性的影响。研究表明,将其终轧温度控制在850～920℃、风冷后硬度为HRC42～52时可满足淬硬性要求;回火温度为620℃时可满足以预硬化状态交货的技术要求。

国内外模具钢的现状及发展趋势

本文分塑料模具钢、冷作模具钢和热作模具钢，系统地介绍了国内外模具钢的现状及发展趋势，并指出国内外模具钢近些年来新材料的发展和模具钢质量性能高级化的措施。

经深冷处理的4Cr5MoSiV1钢的回火组织和力学性能

研究了4Cr5MoSiV1钢经淬火+深冷处理+回火后的组织和力学性能。结果表明,试验钢在470℃左右回火时硬度达到峰值,二次硬化峰较普通处理的4Cr5MoSiV1钢有所左移。400-470℃回火后试验钢的抗拉强度为2 000-2 100 MPa,冲击功约为35-20 J,回火温度高于560℃时,强度与硬度均有所下降,冲击功增加。 M2C、MC型碳化物的弥散析出可能是引起上述组织与力学性能变化的重要原因。

H13钢压铸模具的失效分析

利用光学显微镜、扫描电镜、硬度仪、冲击试验机等对铝合金成形用H13钢压铸模具的早期失效原因进行了分析。结果表明:该模具的失效形式为整体脆断,其主要原因是模具钢中存在较为严重的带状偏析、非金属夹杂物、液析碳化物等组织缺陷,同时热处理工艺也不合理;非金属夹杂物和液析碳化物周围在热应力及机械力作用下形成了裂纹,而带状偏析和不合理的热处理工艺降低了模具的冲击韧性,使得裂纹迅速扩展,最终导致了模具的早期失效。

电渣重熔连续定向凝固M2高速钢铸态组织的研究

研究了传统电渣重熔工艺(ESR)和电渣重熔连续定向凝固技术(ESR-CDS)所得到的M2高速钢铸态显微组织。结果表明:采用ESR工艺得到铸态组织边部为树枝晶且部分出现了三次枝晶,心部为粗大的等轴晶,晶粒之间有网状碳化物,铸锭的偏析较为严重,经深腐蚀凝固组织基体与碳化物过渡区较为疏松、粗糙,部分基体内部出现了细小的裂纹。而采用ESR-CDS工艺得到铸态组织边部和心部都以较为细小的树枝晶为主,组织中存在比较多的"不连续的复合规则型"的碳化物,组织较为均匀,经深腐蚀,碳化物与基体过渡区圆滑。

V、N微合金化对高碳钢82B性能的影响

研究了V和V、N微合金化高碳钢82B固溶加热连续冷却和高温热变形连续冷却后的强韧性。结果表明,固溶加热连续冷却后,82B钢随钒含量的增加,强度增加、塑性降低,塑性主要受索氏体片层间距的影响。经高温热变形连续冷却后,与未热变形的相比,试验钢的强度和塑性均显著提高,索氏体团显著细化,钒氮同时加的82B钢强韧性最高,热变形连续冷却后性能提高的原因主要是索氏体团的细化和V(CN)的形变诱导析出。

高温扩散-超细化H13模具钢的组织和性能

测试和分析结果表明:非高温扩散-超细化的H13(4Cr5MoSiV1)钢材存在大块状的共晶碳化物,带状偏析严重,钢的横向冲击韧性较差;而经过合理的高温扩散和超细化处理的H13钢材,共晶碳化物基本消失,带状偏析和组织均匀性明显改善,显著提高钢的横向冲击韧性。

热处理对高速钢W6Mo5Cr4V3Co8组织和性能的影响

采用OM,SEM,EDS,TEM以及力学性能试验,研究了热处理工艺对不同尺寸规格的粉末冶金高速钢W6Mo5Cr4V3Co8微观组织和力学性能的影响。结果表明,区别于普通高速钢,粉末冶金高速钢微观组织中没有大颗粒尺寸共晶碳化物,退火组织中碳化物均匀、细小,颗粒尺寸小于3μm。因此,不同尺寸规格钢材以及不同截面方向的组织都保持着高度的一致性;试验钢在1080～1180℃较宽的温度范围内淬火都能够获得67 HRC以上的硬度。淬火后的组织为马氏体+残留奥氏体+未溶碳化物,淬火奥氏体晶粒尺寸非常细小;经过高温回火后,试验钢存在明显的二次硬化效应,二次硬化峰出现在520℃。二次硬化现象是由残留奥氏体转变和合金碳化物析出共同作用的结果,TEM分析显示,试验钢经高温回火析出的二次硬化碳化物包含VC;冲击韧性试验结果表明,不同截面尺寸粉末高速钢的冲击韧性基本相当,同一钢材其横向和纵向的冲击韧性相差不大。

固溶时效温度对10Ni3MnCuAl钢组织和性能的影响

研究了不同固溶时效温度对10Ni3MnCuAl钢组织和力学性能的影响。结果表明：10Ni3MnCuAl钢在830～890℃固溶后可以获得优良的综合力学性能；在400～500℃时效时，随温度的升高，强度逐渐升高，塑韧性逐渐降低；500℃时效时硬化达到最大效果，强度达到峰值，塑韧性降到低谷；超过500℃后，随温度的升高，强度逐渐降低，塑韧性逐渐升高；与固溶态的钢相比，时效后钢的冲击韧度大幅下降，但与原始态的试验钢相比，同等硬度时，特别是过时效状态下，冲击韧度有了大幅提高。

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。