脉冲激光熔覆高速钢粉末涂层的微结构与裂纹抑制

采用Nd∶YAG脉冲激光器对预置了高速钢粉末的球墨铸铁基体进行激光熔覆处理.单道实验得到优化后的高速钢激光熔覆工艺参数为:电流240A、扫描速度3.0 mm/s、离焦量13 mm、预置涂层厚度0.5mm、激光脉冲频率15Hz、脉宽3.0ms.多道搭接实验结果表明,制备的熔覆层组织致密,与基体形成了冶金结合,主要强化相为WC1-x和V4C3,有裂纹存在.熔覆层平均显微硬度为600HV,最高达到682HV,约为基体(300HV)的2.3倍.添加50%Ni60自熔性合金,有效控制了熔覆层裂纹数量,显微硬度略有降低,最高为637HV,约为基体的2.1倍.

M42高速钢粉末球磨工艺优化及其SPS烧结

利用高能球磨法制备了不同粒度的M42高速钢粉末,并对其进行了放电等离子烧结(SPS)。测试了粉末粒度分布,观察了粉末及其烧结试样的形貌,探讨了高能球磨M42高速钢粉体的球磨行为特征及烧结试样的显微组织与性能。结果表明:在球料比7∶1下,随球磨时间增加,粉末细化速率先快后慢,48h后趋于平缓,且粉末的团聚不断加剧;球磨48h的粉末经在温度970℃、压力70MPa下保持10min SPS烧结的M42粉末高速钢相对密度为98.99%,热处理硬度为67.4HRC;随粉末粒度的减小,其碳化物更加细小、均匀,由于粉末的团聚化,其相对密度不断降低,而粒度对硬度的影响不大。

球墨铸铁表面连续激光沉积高速钢粉末涂层的工艺与组织性能

采用大功率连续CO2激光器对预置了高速钢粉末的球墨铸铁基体进行激光辅助金属沉积处理.得到了激光沉积的优化工艺参数,用该参数制备的沉积层组织致密、无气孔、无裂纹等缺陷,沉积层与基体为冶金结合.XRD分析表明,Ni60+T15+T15沉积层中V4C3,WC1-x,CoCx等硬质相起到弥散强化的作用,Ni60+T15+T15沉积层平均硬度值为716HV,是基体的2.2倍.Ni60+YT12+YT12沉积层中起强化作用的Cr7C3相主要分布在晶界间,Ni60+YT12+YT12沉积层平均硬度值为739HV,约为基体的2.3倍.

M42高速钢粉末级配规律和注射成形工艺参数优化

研究了M42高速钢粉末的粒度级配对粉末振实密度的影响规律，并采用正交试验法研究了注射温度、注射压力、注射流量、保压压力及其交互作用对注射坯质量的影响．试验结果表明，粗细粉末进行级配能够有效提高粉体的堆积密度．与-400目粉末相比，＋140目与-400目的原料粉末通过级配，振实密度可提高44．3％～56．4％．注射工艺参数正交试验发现注射温度、保压压力及其交互作用对注射坯质量的影响最为显著．试验确定的标准长方体弯曲试样最佳注射工艺参数为：注射温度160℃、注射压力82MPa、注射流量42％及保压压力31MPa．

高速钢粉末低压热压的研究

采用电脑测控法研究了高速钢粉末低压热压过程中的致密化现象,随热压温度由1215℃升高至1238℃时,有效屈服应力由3～4MPa降至2～3MPa以下。在1220～1230℃和4 5MPa压力下制备了Mo系高速钢剃齿刀,相对密度达到99 85%,碳化物的粒度为3～7μm。与普通高速钢刀具相比,低压热压法制备的M4粉末高速钢剃齿刀寿命明显提高,减少残余孔隙度对改善刀具的疲劳寿命是很重要的。充用利用材料在高温下,特别是在接近固相线温度时的屈服现象,可以实现在低压下的粉末材料致密化,其压力比热等静压低一个数量级,这可能是一条较为经济的技术途径。

高速钢粉末真空高温处理时组织结构之变化

研究了水雾化M 2和M 4高速钢粉末在 7× 10 -2 Pa真空下加热后组织结构的变化。当粉末加热至固相线以下 15～ 2 0℃ ,即 12 2 0～ 12 2 5℃时 ,M6C及MC型碳化物都由 1～ 2 μm长大到 3～ 4 μm ;当粉末加热至固相线以上时 ,碳化物尤其是M6C型碳化物颗粒快速长大 ,并且有不均匀长大现象 ;当温度升至 12 5 0℃后 ,贫碳型的M4C3 转变为MC型碳化物 ,其中大部分Fe被V所取代 ;当进一步加热至 12 6 0℃以上时 ,M6C型碳化物将转变为M2 C碳化物。经真空脱氧后高速钢粉末的氧含量降低至 10 0× 10 -6以下。

高速钢粉末低压热压的研究

采用计算机测控法研究了高速钢粉末低压热压过程中的致密化现象,随着热压温度由1 215℃升高至1 238℃时,有效屈服应力由3～4 MPa降至2～3 MPa以下.在1 220～1 230℃和4.5 MPa压力下制备了Mo系高速钢剃齿刀,相对密度达到99.85%,碳化物的粒度为3～7 μm.与普通高速钢刀具相比,低压热压法制备的M4粉末高速钢剃齿刀寿命明显提高,减少残余孔隙度对改善刀具的疲劳寿命是很重要的.充分利用材料在高温下,特别是在接近固相线温度时屈服现象,可以实现在低压下的粉末材料致密化,其压力比热等静压低一个数量级,这可能是一条较为经济的技术途径.

淬火温度对S590粉末冶金高速钢组织和性能的影响

采用等离子旋转电极雾化和热等静压法制备S590粉末冶金高速钢,分别在1050、1100、1150和1180℃进行淬火热处理,并经过一次550℃回火(1 h),一次−196℃深冷处理(4 h)和两次550℃回火(1 h),研究不同淬火温度对S590粉末冶金高速钢微观组织和力学性能的影响。结果表明:热处理后S590高速钢微观组织主要包括马氏体、M6C型碳化物和MC型碳化物。随淬火温度升高,碳化物逐渐溶入基体中,数量减少,基体晶粒尺寸变大。高速钢硬度和抗压强度随淬火温度升高呈上升趋势,1180℃淬火试样经后续热处理后,硬度可达HRC 67.8,抗压强度为3827 MPa;抗弯强度随淬火温度的升高先上升后下降,冲击韧性随淬火温度升高而下降,1100℃淬火试样抗弯强度达到最高,为5473 MPa;1050℃淬火试样冲击韧性最高,为76.9 J·cm^(−2)。综合考虑显微组织和力学性能,S590粉末冶金高速钢的最优淬火温度为1100℃。

Co8W6Mo5Cr4V3粉末高速钢的热变形行为

采用熔炼、电渣重熔和气雾化法制备Co8W6Mo5Cr4V3粉末,再通过热等静压制备Co8W6Mo5Cr4V3粉末高速钢。在不同变形条件下进行热压缩实验,研究粉末高速钢的热变形行为,根据获得的应力-应变曲线,建立热变形本构方程,绘制热加工图。结果表明:Co8W6Mo5Cr4V3粉末高速钢的流变应力随变形温度升高或应变速率减小而减小;通过本构方程预测的流变应力和实验得到的流变应力间的相关系数为0.995,可用此方程对粉末高速钢在不同变形条件下的应力进行预测;根据热加工图,粉末高速钢最优的变形温度为1 100~1 150℃,应变速率为0.1~1.0 s^(-1)。

含钴粉末高速钢轧制过程中的组织演变及其对性能的影响

文章探讨了含钴粉末高速钢在轧制过程中的组织演变及其对材料性能的影响。通过实验方法详细分析了材料的化学成分、制备过程以及轧制的参数设置。研究重点在于通过显微结构的观察,碳化物的分布与形态分析,以及组织演变的定量化评估,来探索这些微观结构变化对硬度提升和耐磨性增强的贡献。结果表明,轧制过程显著细化了晶粒结构,优化了碳化物分布,并增加了马氏体相的比例,这些变化共同作用提升了材料的硬度和耐磨性。研究结果为高性能高速钢的制造提供了重要的科学依据和技术指导。

激光熔覆用新型W10CrMoMn高速钢粉末制备研究

高速钢由于含有高碳(C)与高钨(W)等合金元素,因此具有较高的硬度及耐磨性,在激光熔覆高耐磨零件表面强化层领域具有重要应用前景。文章利用真空感应熔炼气雾化方法(VIGA)制备W10CrMoMn高速钢合金粉末,研究了合金粉末性能指标及其熔覆组织与硬度。结果表明,合金粉末球形度达到98%,粒径分布为1~180μm,粉末中的组织主要为x-Fe、γ-Fe和M23(C,B)6型硼碳化物。激光熔覆W 10CrMoMn合金层与基体形成了良好冶金结合,合金层组织主要为板条马氏体(TM)、栾晶马氏体(LM)、奥氏体(A)、M7C3和M23(C,B)6型碳化物等组成;熔覆层表面硬度达800~1100HV。该研究为VIGA制备W10CrMoMn合金粉末及零件表面激光熔覆高硬度强化层提供了有益参考。

ASP2060粉末高速钢五金模具失效原因分析

用粉末钢ASP2060制造的模具出现崩角现象,体式显微镜分析显示断裂源位于磨削表面,金相分析表明模具材料组织正常,冲击韧性结果显示材料韧性合格;对该模具的断裂韧性进行了讨论。

K390粉末冶金高速钢的热变形行为

在变形温度为1100~1200℃、应变速率为0.05~5 s^(-1)、最大变形量为70%的条件下,采用Gleeble-3800热模拟机对K390粉末冶金高速钢进行了等温压缩变形,并分析了不同变形温度和变形速率下实验钢的显微组织变化。结果表明:K390粉末冶金高速钢在变形初期表现出明显的加工硬化,流变应力急剧增大并迅速达到峰值;峰值应力随变形温度的降低和应变速率的增大而增大。随着变形温度的升高,晶粒尺寸增加。随着应变速率的增加,晶粒尺寸减小,碳化物分布趋于均匀。在变形温度为1150℃时,实验钢中出现了大量等轴晶,碳化物分布均匀。利用动态材料模型,建立了K390粉末冶金高速钢热变形失稳区热加工图。实验钢最佳的热加工参数为:变形温度1175℃、应变速率0.05 s^(-1)。

粉末高速钢干切滚刀热处理断裂机理分析

干切滚刀在热处理过程中发生开裂,通过宏观断口分析、化学成分分析、金相组织检验、硬度检测等方法,对干切滚刀热处理过程中异常开裂的原因进行了分析。结果表明:滚刀中心孔内壁存在较深加工毛刺,在热处理时造成该处应力集中,同时中心孔内壁存在沿晶腐蚀,弱化了晶界结合力,在二者的共同作用下致使干切滚刀发生断裂。

粉末高速钢及其发展历程

粉末高速钢的出现,有效解决了熔铸高速钢不可避免的微观组织及性能上存在的问题。本文简述了粉末高速钢的特点,国外粉末高速钢三代产品在制备工艺上的发展历程,以及国内粉末高速钢的起步背景及发展历程。指出制约粉末高速钢发展的因素,展望了未来粉末高速钢的发展方向。

粉末冶金高速钢的组织和性能研究

采用"气雾化制粉+热等静压+精锻"工艺,制备了AHPT15粉末冶金高速钢。观察了碳化物、夹杂物的分布形态,研究了热处理工艺对粉末冶金高速钢力学性能的影响。结果表明,雾化粉末的碳化物呈颗粒状均匀分布,精锻处理后的碳化物颗粒平均尺寸为1.5μm;夹杂物有三种类型,其含量达到A0.5B0.5级;横向抗弯强度和回火硬度随淬火温度升高而提高,在1 240℃淬火、540℃回火时横向断裂强度达到3 250 MPa,回火硬度达到67.5HRC。

粉末冶金高速钢的发展

粉末冶金高速钢具有优良的性能,发展粉末冶金高速钢是高速钢发展的必然趋势。概述了粉末冶金高速钢的发展,包括高合金化引发新钢种、生产工艺、致密化工艺以及我国粉末冶金高速钢的应用现状。

粉末冶金高速钢T15工业制备技术

按照母合金精炼+氮气雾化制粉+热等静压+精锻的工艺路线,以T15为研究对象,探索研究了粉末冶金高速钢的工业制备过程。通过工艺控制,获得氧含量小于150×10-6,晶粒度大于11级,碳化物尺寸2—4μm,硬度67HRC,抗弯强度4400MPa的性能。

SPS烧结M42粉末高速钢的烧结工艺研究

采用放电等离子烧结技术制备M42粉末高速钢,研究不同烧结工艺对M42粉末高速钢性能的影响。结果表明：M42粉末高速钢经970℃×10 min×70 MPa SPS烧结后,其显微组织细小均匀、无碳化物偏析,致密度达到96.53%;经1 180℃×5 min＋550℃×1 h热处理后的硬度达到67.36HRC,与普通M42高速钢相比提高1-2HRC。

喷射成形取代粉末冶金生产超高合金高速钢的可行性研究

利用喷射成形工艺和粉末冶金工艺比较相近的特点,通过锻造+退火+淬火回火处理,对喷射成形超高合金高速钢(BSF-HSS)与成分相同的粉末高速钢(DEX40)的使用性能进行了对比,前者性能达到甚至超过了后者性能,表明喷射成形工艺取代粉末冶金工艺制备超高合金高速钢具有可行性。