预处理工艺对W6Mo5Cr4V2高速钢组织与性能的影响

研究了预处理工艺对W6Mo5Cr4V2高速钢组织与性能的影响。试验结果表明，与退火预处理相比，调质预处理的奥氏体晶粒细小，未溶碳化物少，残留奥氏体是多，屈服强度高，仍应力区疲劳寿命长，但抗弯强度、塑性、冲击韧度、断裂韧性都较低，高应力区疲劳寿命也短。

高温处理对W6Mo5Cr4V2高速钢中莱氏体碳化物的影响

采用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)和X射线衍射(XRD)等方法研究了高温处理对电渣重熔工艺制得W6Mo5Cr4V2高速钢中共晶碳化物的影响。研究结果表明,在1150℃进行2h高温处理,组织中大块层片状一次碳化物分解转变为离异棒状、粒状,碳化物中位径由未处理时的9.98μm减小至3.80μm,M2C碳化物全部转化为MC与M6C碳化物,且以M6C居多,另含有少量MC碳化物。

激光冲击强化对W6Mo5Cr4V2高速钢材料表面性能的影响

目的研究激光冲击强化处理对W6Mo5Cr4V2(M2)高速钢材料表面性能的影响机理,探讨激光冲击强化处理可否作为提高M2高速钢刀具使用寿命的一种手段。方法以铝箔作为表面吸收层、流水作为约束层,采用高功率钕玻璃激光冲击系统对M2高速钢试样进行激光冲击强化处理,然后用砂纸对试样表面打磨,用研磨膏抛光表面,用硝酸酒精溶液浸蚀金相试样。分别用金相显微镜和扫描电镜对被冲击试样强化层的微观组织进行观察及分析,用显微硬度计测量激光冲击前后试样表层材料的显微硬度,用X射线应力测定仪测量激光冲击后试样表面的残余应力。结果当采用的激光波长为1064 nm、激光能量为9 J、光斑直径为3 mm、脉宽<12 ns、激光功率密度为12.7 GW/cm^2时,M2高速钢材料强化层中的奥氏体晶粒显著细化,形成位错马氏体与孪晶马氏体的混合组织,M2试样表面硬度较激光冲击处理前提高约6.67%左右。试样表面获得了约1.0 mm深的残余压应力层,最大残余压应力在表层,约为-155 MPa。结论激光冲击强化处理在一定程度上改善了M2高速钢材料的表面性能,有利于提高M2高速钢刀具的切削性能与使用寿命。

立式连铸高速钢W6Mo5Cr4V2 φ100mm坯的工艺试验

采用150 kg中频感应炉-150 kg过渡钢包在设计的中100 mm立式连铸机以结晶器振动频率1.2 Hz和振幅±3 mm,拉速0.4 m/min,二冷水压力0.2 MPa进行高速钢W6Mo5Cr4V2连铸试验,并测定了在不同工艺条件下高速钢莱氏体网的厚度和冷却速率。结果表明,与15 kg锭普通模铸高速钢W6Mo5Cr4V2相比,Φ100 mm立式连续铸造得到的高速钢铸坯低倍组织致密无缺陷,莱氏体网明显变薄,铸坯心部莱氏体网平均厚度≤16μm,晶粒明显细化;M2C和MC型碳化物的析出量增多,M_6C型碳化物的析出量减少,碳化物更加细小、均匀和弥散;铸坯边部的冷却速率为3.33×10^4K/s,r/2处为9.4×10^3K/s,心部为8.1×10^2K/s,冶金质量明显优于普通模铸。

高速钢W6Mo5Cr4V2渗氮研究

采用三种不同工艺对W6Mo5Cr4V2高速钢进行渗氮处理。分析了不同工艺条件下渗氮层的组织、硬度、厚度和耐磨性。结果表明:氧氮共渗的效果最好。

交流磁化处理对W6Mo5Cr4V2高速钢耐磨性能的影响

研究了不同交流磁化参数下W6Mo5Cr4V2高速钢的耐磨性能,并利用扫描电镜观察试样磨损后的表面形貌。结果表明:与未磁化试样相比,经磁化处理的W6Mo5Cr4V2高速钢试样的磨损量及摩擦系数均有一定程度的降低,但不同磁化参数对W6Mo5Cr4V2高速钢试样有较大影响,在磁化参数为2 Hz、45 s时试样的耐磨性能最好。磁化处理能够减轻高速钢的粘着磨损,磁场对磨屑的吸附是其减摩的重要原因。

W6Mo5Cr4V2高速钢复合轧辊包覆层组织特征研究

采用电渣重熔水冷结晶器快速冷却W6Mo5Cr4V2高速钢熔体与电磁感应预热35CrMo锻钢芯棒相结合的方法制备复合轧辊包覆层,并研究了包覆层一侧的显微组织特征。运用光学显微镜、扫描电镜、电子探针和X射线衍射仪观察和分析了靠近结晶器、包覆层中间区域和靠近复合界面三个典型不同位置处包覆层显微组织特征。结果表明:初始态下包覆层显微组织主要由珠光体以及呈连续、粗大和网状分布的晶界碳化物体组成。包覆层内各个区域的冷却速度不同使得组织形貌出现了明显的差异:外层靠近结晶器组织晶粒细小,晶界碳化物网的连续性和完整性较差;中间区域网状碳化物的连续性和完整性最强,且晶界碳化物增多、增大,晶粒粗大;靠近复合界面内层组织与外层相似,但其组织形貌介于外层和中间区域之间。

W6Mo5Cr4V2高速钢刀具真空渗碳的组织与性能研究

本文对表面碳量为１．１７－１．５８％的渗层组织与性能进行了探讨。试验结果表 明：真空渗碳的 Ｍ２＊＊高速钢，获得最佳二次硬化效应所对应的碳量是个区间，渗层 中淬火碳化物的类型及成份变化与冶炼的高碳高速钢不尽相同，渗层淬火碳化物的分 布和形态得以明显的改善，渗层淬火基体的 Ｗ．Ｍｏ，Ｖ合金含量比心部增高，最高回 火硬度可达ＨＲＣ６８－６９，６００℃红硬性为ＨＲＣ６５－６６，冲击值与Ｍ２高速钢常 规处理的相当。真空渗碳指形铣刀实际铣削考核，使用寿命比常规处理的Ｍ２铣刀有 成倍提高。

W6Mo5Cr4V2高速钢轧辊复合界面组织特征研究

采用水冷结晶器快速冷却凝固W6Mo5Cr4V2高速钢熔体与电磁感应加热35Cr Mo低合金锻钢芯棒相结合的方法制备了复合轧辊,研究了复合轧辊经过退火处理后的复合界面的组织特征和硬度变化。运用光学显微镜和扫描电镜分析了复合界面的组织形貌,并检测了界面两侧的硬度变化。结果表明：复合界面组织由W6Mo5Cr4V2高速钢层、扩散层和35Cr Mo低合金钢辊芯层三层组成。高速钢层由珠光体＋粗大的网状碳化物和粒状晶内碳化物组成;扩散层由细珠光体和晶界碳化物组成。从高速钢层一侧向辊芯层一侧的扩散层组织中网状碳化物逐渐断网、变细和减少;辊芯层组织由珠光体＋铁素体组成;复合界面的宽度约为0.8-1 mm,界面两侧合金元素扩散迹象明显;硬度在界面两侧落差大,但在扩散层内变化较为缓和。复合界面的组织特征和硬度变化结果表明：复合轧辊的形成是辊芯表面熔化与随后合金元素扩散综合作用的结果。

深冷处理对W6Mo5Cr4V2高速钢耐磨性的影响

按正交试验方案系统地研究了热处理、深冷处理对W6Mo5Cr4V2（简称W6）高速钢耐磨性的影响,从磨损体积和碳化物的分布两方面对耐磨性进行了分析。结果表明：深冷处理后的W6高速钢磨损体积明显减少;深冷处理对碳化物的析出影响很大,深冷处理可以细化组织,改善耐磨性。

高速钢W6Mo5Cr4V2径锻一火成材工艺技术的开发

高速钢的碳和合金元素含量高，碳化物偏析严重，塑性差，锻造温度范围比较狭窄，采用汽锤锻造，由钢锭轧成材需要4～6火次。宝钢股份特殊钢分公司利用德国引进的液压式13MN径锻机试验W6Mo5Cr4V2钢的径锻工艺，结果表明采用合理的工艺参数，可以做到一火成材，不仅大大提高工效、节约能耗，而且锻材的表面质量、内部质量皆优良。

W6Mo5Cr4V2高速钢深冷处理研究

研究了深冷处理对W6Mo5Cr4V2高速钢显微组织、力学性能及耐磨性的影响。试验结果表明,深冷处理能减少W6Mo5Cr4V2高速钢中的残留奥氏体,析出超细碳化物,提高硬度和耐磨性;深冷处理对冲击吸收功影响不大。W6Mo5Cr4V2高速钢合适的深冷处理工艺为:温度-130^-150℃,保温时间以钢件冷透为准,处理次数一般为1次。

W6Mo5Cr4V2高速钢圆刀片的热处理

研究了W6Mo5Cr4V2高速钢圆刀片热处理后的组织、性能,与Cr12MoV刀片进行比较,寿命617～1000t/一次修磨,比日本进口刀片寿命略有提高。

高速钢W6Mo5Cr4V2的锻造

高速钢W6Mo5Cr4V2是典型的莱氏体钢，其特点是红硬性和耐磨性高，而且具有一定的韧性，因而常用来制作各种刃具和冷作模具。在使用中，导致刃具和冷作模具过早损坏的因素很多，但主要因素还是锻造工艺和热处理工艺的不合理。本文通过对W6Mo5CrV2钢的性能分析，进一步完善了锻造工艺，提出了操作要点及热处理方法，从而改善了W6Mo5Cr4V2钢的综合力学性能，提高了刃具及模具的使用寿命。

W6Mo5Cr4V2高速钢插齿刀毛坯的胎模锻造

目前,国内齿轮切削刀具大多采用W6Mo5Cr4V2高速钢材料制成,材料锻造主要以改善刀具毛坯碳化偏析程度为主。高速钢具有很高的耐热性能,在高温下强度高、变形抗力大,增加了锻造成形的难度。本文通过试验研究,提出了在保证W6Mo5Cr4V2高速钢合格碳化物等级的前提下对刀具毛坯进行胎模锻造成形的方法。

意大利W6Mo5Cr4V2高速钢热处理工艺试验

我厂首次引进意大利W6Mo5Cr4V2(以下简称意6542)高速工具钢时,国内资料很少,特别是有关热处理工艺及性能等方面未见报导,为适应大批量生产需要,对材料的成份、热处理工艺、金相组织、淬火硬度、红硬性等进行了测试。试验结果表明:意6542材料的成份控制较好,如平衡碳的误差值△C在0.23～0.28％之间,合金元素及碳含量均在钢材标准YB(T)2-80规定范围之内。以φ7.2轧制直柄麻花钻的材料来看,热处理后实际晶粒度为10～10.5级,经三次回火其室温硬度达HRC65.7,经600℃60分的4次高温回火后硬度值为HRC62.5,说明该材料具有良好的红硬性。意6542高速钢钻头晶粒细,碳化物颗粒小,淬火温度及加热时间比日本钢及大连钢需适当增加。

W6Mo5Cr4V2钢氮离子注入表面改性层的摩擦学性能

对 W6 Mo5 Cr4V2钢进行氮离子注入 ,用销 -盘式摩擦磨损试验机考察了钢表面注入改性层的摩擦磨损性能 ;用扫描电子显微镜、俄歇电子能谱仪及微区 X射线衍射仪等考察了改性层的相组成、氮元素沿注入层深度方向的浓度分布及磨损机理 .结果表明 ,离子注入处理后钢表面显微硬度提高、残余压应力增大、表面粗糙度降、注入层中形成了大量细小弥散分布的硬质析出相ε- Fe2 - 3 N、Cr N及β- Cr2 N等 ,从而改善了材料的摩擦学性能 ,并导致磨损机理发生变化 .正交试验结果表明 ,氮离子注入对 W6 Mo5 Cr4V2钢摩擦学性能的改善程度与注入能量和注入剂量不成正比 ,注入参数存在最佳值 ,最佳注入能量为 10 0 ke V,注入剂量为 4× 10 1

包渗温度对W6Mo5Cr4V2钢渗硼层组织和性能的影响

采用浆料包渗法,以B4C为供硼剂,NH4Cl+KBF4为复合活化剂,SiC为填充剂,蛋白质(鸡蛋清)为粘结剂,在W6Mo5Cr4V2高速钢表面制备渗硼层。研究了渗硼温度对渗硼层组织和性能的影响。结果表明:包渗温度650℃时,渗硼层组织以Fe2B相为主,在750℃、850℃时,形成了V2B3相,在950℃时渗硼层组织中出现了Fe2Si0.4B0.6相;渗硼层的显微硬度随温度的升高先增后降低,其最小显微硬度值为810 HV,为基体的(235 HV)3.5倍;渗硼层最小摩擦系数为0.12,为基体的1/3。磨损机制在750℃时发生转变,由粘着磨损为主转变为磨料磨损为主。

W6Mo5Cr4V2钢轴承环冷轧芯辊的疲劳断裂与寿命分析

检测W6Mo5Cr4V2钢冷轧芯辊断口的宏观与微观形貌以及芯辊的表面质量与显微组织,并对芯辊的疲劳寿命进行理论分析。结果表明,低寿命冷轧芯辊的疲劳断裂源主要是表面缺陷,高寿命冷轧芯辊的疲劳断裂源主要是亚表层缺陷。冷轧芯辊的表面缺陷减少了疲劳裂纹萌生阶段的寿命,是导致芯辊过早疲劳断裂的主要原因,其对芯辊疲劳寿命的影响程度超过显微组织的影响程度,延长冷轧芯辊疲劳裂纹的萌生寿命是增加芯辊总寿命的主要方向。冷轧芯辊疲劳寿命的分布集中在两个不同的区域。

硫化物对W6Mo5Cr4V2冷轧芯辊疲劳裂纹萌生的影响

硫化物夹杂对疲劳裂纹源萌生的影响有正负二重性。分析了硫化物形状、尺寸、分布和力学性能对高速钢W6Mo5Cr4V2冷轧芯辊疲劳断裂的作用。认为质软硫化物能够对脆性夹杂物起到包裹、缓冲过渡作用,减缓硬脆非金属夹杂物对基体产生的嵌镶应力,阻止疲劳裂纹的萌生。但其对基体的割裂作用依然存在。