喷丸对4Cr5Mo2V钢高温摩擦磨损性能的影响

对4Cr5Mo2V钢试样进行3道次复合喷丸,通过与未喷丸试样对比,研究了喷丸对试验钢表面形貌、显微组织、硬度、残余应力以及高温(100,300,500℃)摩擦磨损性能和机制的影响。结果表明:喷丸处理显著提高了试验钢表面粗糙度,使试验钢表面形成了明显的塑性变形层、硬化层与残余压应力层;在100,300,500℃下,与喷丸前相比,喷丸后试验钢的磨损率分别降低了41.8%,17.1%,63.3%,耐磨性能的提高与喷丸产生的硬化层和残余压应力层有关。在100,300℃下,喷丸前后试验钢的磨损机制均主要为黏着磨损和磨粒磨损,而当温度升高至500℃时,磨损机制为氧化磨损,喷丸试验钢仍能保持较高的硬度与残余压应力,同时表面氧化层更致密稳定,仅发生轻微氧化磨损。

4Cr5Mo2V钢与4Cr5MoSiV1钢组织和性能的对比

采用金相检验、冲击试验、扫描电镜及能谱分析等方法对4Cr5Mo2V钢和4Cr5MoSiV1钢的组织、性能进行对比分析,并用软件模拟计算相图。结果表明:4Cr5Mo2V钢较4Cr5MoSiV1钢的V元素含量降低、Mo元素含量升高,改变了钢中MC相的稳定性;4Cr5Mo2V钢中高熔点MC相液析碳化物的溶解温度和含量较4Cr5MoSiV1钢降低,使4Cr5Mo2V钢的冲击韧性增大。

氮含量对4Cr5Mo2V压铸模具钢热稳定性能的影响

采用扫描电镜(SEM)、能谱仪(EDS)、光学显微镜结合硬度仪和Jmatpro软件对比研究了氮含量对4Cr5Mo2V压铸模具钢热稳定性能的影响。结果表明:同等淬回火硬度条件下,3种氮含量的4Cr5Mo2V钢在600℃和650℃保温时分别表现出不同的软化行为,且随着氮含量的增加,硬度下降更快,碳化物粗化更明显,热稳定性能越差。因此,减少氮含量有利于提高4Cr5Mo2V压铸模具钢的热稳定性能,大大延长压铸模具使用寿命。

4Cr5Mo2V钢贝氏体等温相变动力学

借助热膨胀相变仪测定压铸模具用钢4Cr5Mo2V在不同等温淬火温度下的贝氏体转变膨胀曲线,获得4Cr5Mo2V钢的贝氏体等温转变曲线。运用Johnson-Mehl-Avrami（J-M-A）和Arrhenius方程确定了等温相变动力学参数。结果表明：贝氏体相变激活能为160.35 kJ/mol,指前因子约为-12.59524,Avrami指数n的平均值为1.74758,通过这些相变参数确定的J-M-A动力学模型能够较为准确地预测贝氏体等温相变过程。

时间和粗糙度对4Cr5Mo2V钢离子氮化层高温磨损性能的影响

目的提高4Cr5Mo2V钢离子氮化层的高温磨损性能。方法以表面粗糙度(Ra)与氮化时间为变量,通过正交和单变量试验对4Cr5Mo2V钢进行离子氮化。使用显微硬度仪、光学显微镜、X射线衍射仪(XRD)、高温摩擦磨损试验机分别表征4Cr5Mo2V钢离子氮化层的表面硬度、显微硬度梯度、有效厚度、疏松度、物相及高温磨损性能,利用扫描电子显微镜(SEM)和光学轮廓仪对渗层微观组织及高温摩擦磨损试样的磨损体积、磨痕形貌、截面形貌进行分析。结果氮化6 h时,渗层表面硬度及有效厚度均随粗糙度增加而增大,但疏松度均在3—4级,渗层质量差且高温磨损性能不佳;氮化10 h时,离子氮化效果与氮化6 h时相反,且Ra为1.05μm的试样氮化层逐渐减薄至200μm,渗层疏松度进一步增加至5级;当氮化时间达到14 h时,Ra为0.15μm的试样获得质量最优的氮化层,其渗层有效厚度为300μm,显微硬度梯度为5级,渗层疏松度为1级,该试样在高温摩擦磨损试验下,磨损率比Ra为1.05μm的氮化试样低64%,高温磨损性能显著提高。结论随着氮化时间的增加,表面粗糙度的增大会造成4Cr5Mo2V钢离子氮化层的减薄及疏松度的增加,使其高温磨损性能变差。表面粗糙度为0.15μm的4Cr5Mo2V钢经14 h氮化后,离子氮化层质量最佳,渗层的高温磨损性能有效提高。

钴和镍对4Cr5Mo2V压铸模具钢抗热损伤性能的影响

4Cr5Mo2V是常用的压铸模具钢。在压铸铝合金的过程中,由于铝液的冲刷和粘附,模具会受到热损伤,如热疲劳和热熔损,导致其硬度降低甚至过早失效。为了研究镍或钴能否改善铝合金压铸模的抗热损伤性能,制备了4Cr5Mo2V钢和含1%Ni、含1%Co(质量分数)的4Cr5Mo2V钢试块,经淬火、回火后镶嵌于压铸模的定模中,随后压铸温度为800℃的ADC12铝合金200~1000次,检验了试块的宏观形貌和表面硬度。结果表明:压铸铝合金1000次后,4Cr5Mo2V钢试块粘铝最严重,并产生极少量网状裂纹;含Ni钢试块轻微粘铝,含Co钢试块粘铝最少,说明含1%Co的4Cr5Mo2V钢抗压铸铝合金的热损伤性能最好。此外,与压铸铝合金前的硬度相比,1000次压铸后,4Cr5Mo2V钢、含镍和含钴的4Cr5Mo2V钢试块的表面硬度相应下降了2.8、1.8和1.4 HRC,即多次压铸铝合金对含镍、含钴的4Cr5Mo2V钢表面硬度的不良影响小于4Cr5Mo2V钢,这与Co、Ni的固溶强化作用有关,有利于提高模具的耐铝液冲刷性能,使模具不易受到热损伤。

对加入镍或钴元素的4Cr5Mo2V钢热疲劳性能的研究

以4Cr5Mo2V钢及分别含1%Ni、Co的4Cr5Mo2V钢为研究对象,在自制的热疲劳试验装置中进行热疲劳试验。研究分别加入1%Co或Ni对4Cr5Mo2V钢的热疲劳性能的影响,探索熔损+热疲劳的综合作用,利用超景深显微镜、扫描电镜、EDS能谱分析等对试样表面的形貌、组织和成分进行了分析。结果表明:加入钴和镍有利于减轻熔损;熔损早期没有产生,裂纹早期出现于15~45μm的表面氧化层中;含1%Co的4Cr5Mo2V钢基体表面裂纹密度较小,凹陷状区域较均匀,硬度稳定性较好,其热疲劳性能最好。

淬火温度和回火工艺对4Cr5Mo2V钢高温耐磨性能的影响

将4Cr5Mo2V钢在1000~1090℃下淬火,并通过不同温度2次回火处理将相同淬火温度下试验钢的回火硬度分别调整至55,52 HRC,研究了淬火温度和回火工艺对显微组织、冲击韧性和高温(350℃)耐磨性能的影响。结果表明:回火硬度相同时,淬火温度过高或过低均会降低试验钢的韧性而加剧磨损表面材料剥落,从而降低耐磨性能;相同回火硬度下,1030℃淬火条件下试验钢的韧性和高温耐磨性能最好,1090℃淬火条件下最差;淬火温度相同时,较低温度回火试验钢因具有较高回火硬度,能够起到支撑表面氧化层的作用,其耐磨性能比较高温度回火时好;4Cr5Mo2V钢的推荐热处理工艺为1030℃×30 min油淬+560℃×2 h×2次回火。

添加Co和Ni对4Cr5Mo2V压铸模具钢抗粘模和冲刷性能的影响

使用500 t卧式冷室压铸机对4Cr5Mo2V钢及分别含1%(质量分数)Ni、Co的4Cr5Mo2V钢进行铝合金压铸试验。使用金相显微镜、体视显微镜和超景深显微镜观察压铸不同模次后试样的表面形貌,采用肖氏硬度计测量试样表面硬度,对比分析Co、Ni的添加对4Cr5Mo2V钢抗粘模和冲刷性能的影响。结果表明:在压铸过程中,4Cr5Mo2V钢的表面粘模现象最严重,铝液冲刷最剧烈,表面硬度迅速下降。Co和Ni的添加能有效提高4Cr5Mo2V钢的抗粘模和冲刷性能以及硬度,且Co的作用要大于Ni。

4Cr5Mo2V热作模具钢TTT曲线测定及球化退火工艺探索

采用热膨胀法测定4Cr5Mo2V热作模具钢奥氏体化后在不同等温温度下的相变膨胀曲线,结合组织观察和相转变后材料硬度的测定,绘制了4Cr5Mo2V钢奥氏体等温转变曲线(TTT曲线),并对曲线进行了分析和讨论,为制订合理的球化退火工艺建立了依据。结果表明,4Cr5Mo2V钢的相变临界点Ac1为835℃、Accm为938℃、Ms为321℃,其最佳固溶温度为1 060~1 080℃,最佳保温时间为1 h,最佳球化退火工艺为870℃×2 h+750℃×8 h。

焊接电流对4Cr5Mo2V钢TIG焊接头组织与性能的影响

在不同电流(70,130,190A)下对4Cr5Mo2V钢进行钨极氩弧(TIG)焊试验,研究了焊接电流对焊接接头组织与性能的影响。结果表明:焊接接头由焊缝区、熔合区、完全淬火区、不完全淬火区和母材组成;随着焊接电流的增大,完全淬火区中回火马氏体增多,马氏体板条变粗,不完全淬火区中回火马氏体和珠光体变粗,这2个区域的硬度降低;随着焊接电流的增大,焊接热影响区的范围减小,焊缝区的晶粒尺寸增加,焊缝区的平均硬度降低;焊接电流为70A时,焊接接头的组织细小,整体硬度最高,焊接电流为190A时,焊接接头的组织粗大,整体硬度最低,但是组织均匀性较好,焊接电流为130A时,焊接接头组织均匀性较好,熔合区和热影响区范围均较小。

钒含量对4Cr5Mo2V钢显微组织与力学性能的影响

以4Cr5Mo2V钢的化学成分为基础,制备了钒质量分数分别为0.15%,0.55%,1.25%的试验钢,并进行了1 040℃真空淬火和不同温度(540,620℃)回火处理,研究了钒含量对试验钢显微组织、硬度和冲击韧性的影响。结果表明:随着钒含量增加,回火处理后试验钢组织中的晶粒均发生细化,析出的VC型碳化物数量增加,晶粒细化和析出强化作用增强,导致硬度提高;650℃回火时的析出碳化物数量较多,导致基体发生软化,硬度相比于540℃回火有所下降。540℃回火后,钒含量为0.15%,0.55%试验钢发生韧性断裂,后者的冲击韧性更好,冲击吸收功达到265 J;当钒含量增至1.25%时试验钢发生脆性断裂,冲击吸收功仅为26 J。620℃回火后,3种试验钢均发生韧性断裂,冲击吸收功均在200 J以上。

淬回火工艺对压铸模具钢4Cr5Mo2V强韧性及组织影响

采用硬度仪、光学显微镜、冲击试验机、扫描电镜及XRD研究分析了淬回火工艺对压铸模具用4Cr5Mo2V钢强韧性及组织的影响。结果表明:1,030℃和1,060℃淬火并经560℃回火后试样的韧性达到峰值416.8J和406.1J,高于经1,000℃淬火560℃回火后试样的冲击韧性值339.5J,1,000℃淬火580℃回火冲击韧性值达到峰值366.6J。XRD分析表明,回火温度为480℃时,碳化物主要为V6C5、V8C7,经500℃回火后,开始出现VC。520℃回火出现二次硬化现象,在保温时间到达到2h时,硬度最高为54.7HRC,后随保温时间延长,硬度下降。VC的析出导致了二次硬化现象。在480℃~580℃回火,随着回火温度的提高,冲击韧性随之上升,当温度超过580℃后,冲击韧性开始下降。

奥氏体化温度对4Cr5Mo2V热作模具钢耐磨性的影响

为研究奥氏体化温度对4Cr5Mo2V热作模具钢耐磨性的影响,利用控制变量的方法对4Cr5Mo2V热作模具钢分别进行960、980、1000、1020、1040、1060℃淬火处理,并在600℃回火,还利用JmatPro软件计算了析出相质量分数随奥氏体化温度的变化,并测量了试验钢的洛氏硬度、摩擦系数及磨损量。结果表明,4Cr5Mo2V热作模具钢的摩擦磨损类型为黏着磨损和剥层磨损,且在1060℃淬火时耐磨性最好;其完全奥氏体化温度为1050℃;奥氏体化温度影响了VC的固溶/析出比率,液相析出难溶VC的存在影响了其耐磨性;淬火温度升高,使4Cr5Mo2V热作模具钢硬度升高,耐磨性增加。

汽车压铸用4Cr5Mo2V大型模具钢640mm×1100mm锻坯的研制

大冶特钢采用20t电弧炉+LF精炼+VD脱气、20t氩气保护电渣炉重熔、1250-1280℃高温均质化处理、60MN油压快锻机多向锻造及1000-1050℃高温固溶组合技术,生产的640mm×1100mm4Cr5Mo2V大型模具钢的非金属夹杂物(≤0.5级)、显微组织、横向冲击功(KV225-31J),均高于北美压铸协会NADCA#2072018标准高级钢质量水平,等向性达到0.95。

4Cr5Mo2V热作模具钢的CCT曲线及碳化物沿晶析出温度测定

通过热膨胀仪、电阻仪和硬度计,结合扫描电镜和能谱仪,对不同冷速下4Cr5Mo2V钢的组织和硬度进行表征,绘制CCT曲线,并对钢中碳化物沿晶析出温度进行了测定。结果表明,随着冷却速度的降低,硬度降低,组织依次转变为马氏体、贝氏体和珠光体,珠光体和贝氏体转变临界冷却速度分别为0.015℃/s和0.25℃/s;冷却速度不大于0.25℃/s时,钢中有碳化物沿晶析出,且随冷却速度降低,碳化物沿晶析出温度升高,0.01℃/s冷却速度下,析出温度最高为1022℃。

氮含量对热作模具钢4Cr5Mo2V热疲劳性能的影响

采用自约束热疲劳试验方法,结合变倍体视显微镜、高分辨扫描电镜及热疲劳损伤因子计算机辅助分析软件对比研究了氮含量对4Cr5Mo2V热作模具钢热疲劳裂纹萌生与扩展、材料抗回火软化能力及热疲劳损伤程度的影响。结果表明:随着热疲劳循环次数的增加,与氮质量分数为0.0044%和0.0080%的4Cr5Mo2V钢试样相比,氮质量分数为0.0105%的试样的热疲劳裂纹更早萌生;3000次循环后,该试样的表面硬度下降幅度最大,抗回火软化能力最弱;且热疲劳损伤因子最大,热疲劳性能最差。因此,减少氮含量有利于提高4Cr5Mo2V热作模具钢的热疲劳性能,大大延长热作模具使用寿命。

压铸模具钢4Cr5Mo2V的组织和碳化物的高温行为

通过测定4Cr5Mo2V钢在不同冷却速度下的相变膨胀曲线,得到其过冷奥氏体连续冷却转变曲线(CCT曲线)及Ac1、Ac3和Ms点温度。结合各相变点和Thermal-Calc分析结果,利用原位观察研究了4Cr5Mo2V钢在升温、保温和降温过程中的组织和及升温过程中碳化物的变化规律。结果表明,4Cr5Mo2V钢的相变点温度分别是:Ac1为820℃,Ac3为855℃,Ms为275℃;升温过程中,Cr23C6先于VC溶解,并在表面产生浮凸和空洞;保温过程中,晶粒长大机制为旧晶界迁移,并使得晶粒发生吞并和长大;连续冷却过程中,4Cr5Mo2V钢马氏体形的生成是以先形成的板条为基准逐步形成彼此平行的板条而构成板条束,或者是先形成的板条可以触发产生另一方向(60°或120°)的板条马氏体,构成多边形等具有几何形状的组织特征。

压铸用模具钢4Cr5Mo2V的过冷奥氏体连续冷却转变

通过测定不同冷却速度下的相变膨胀曲线、显微组织和硬度,得到了4Cr5Mo2V钢的过冷奥氏体连续冷却转变（CCT）曲线;结合CCT曲线,研究了不同冷却速度下组织形貌演变及硬度变化的规律;比较分析了4Cr5Mo2V钢与H13钢过冷奥氏体连续冷却转变的异同。结果表明：经过不同冷却速度冷却后,4Cr5Mo2V钢的相变产物主要为贝氏体（B）和马氏体（M）;冷速小于0.06℃/s时,相变产物主要是贝氏体组织;冷却速度在0.06～0.14℃/s之间,相变产物中出现了贝氏体和马氏体的混合组织;当冷速大于0.14℃/s时,相变产物为马氏体组织。4Cr5Mo2V钢与H13钢的CCT曲线相比,位置向右整体偏移,无铁素体＋珠光体转变区,且贝氏体生成区变小,相同冷速下硬度明显提高。

4Cr5Mo2V扁钢中AS14类退火组织成因分析

采用不同温度奥氏体化+贝氏体转变温度范围等温+球化退火工艺,模拟了4Cr5Mo2V扁钢中AS14类退火组织形成过程。利用Leica光学显微镜观察显微组织,采用438VP/KEVEX扫描电镜/能谱仪对试样微区化学成分进行分析,并对不同组织状态扁钢的冲击性能进行了测试。结果表明,终锻温度偏高,锻后在贝氏体转变温度范围停留或缓慢冷却导致钢中形成粗大的竹叶状贝氏体组织;退火时碳化物沿粗大贝氏体组织界面形核长大,而竹叶之间析出碳化物较少,从而形成了AS14类退火组织;AS14类退火组织具有较强的组织遗传性,能够显著降低扁钢的横向冲击性能;较低的终锻温度和冷却过程避免在贝氏体转变温度区间停留或缓慢冷却,可以防止4Cr5Mo2V扁钢形成AS14类退火组织。