高速钢材料介绍.docx(w14cr4vmnre高速钢)

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当切削温度高达600℃以上时,硬度仍无明显下降,用其制造的切削速度可达每分钟60米以上,而得其名。　　高速钢按化学成分可分为普通高速钢及高性能高速钢,按制造工艺可分为熔炼高速钢及粉末冶金高速钢。　　普通高速钢高速钢是制造形状复杂、磨削困难的的主要材料。　　常见的普通高速钢有两种,钨系高速钢和钨钼系高速钢。　　钨系高速钢典型牌号为w18Cr4V,热处理硬度可达63-66HRC,抗弯强度可达3500MPa,可磨性好。　　钨钼系高速钢典型牌号为W6Mo5Cr4V2,目前正在取代钨系高速钢,具有碳化物细小分布均匀,耐磨性高,成本低等一系列优点。　　热处理硬度同上,抗弯强度达4700MPa,韧性及热塑性比w18Cr4V提高50%。　　常用于制造各种工具,例如钻头、丝锥、铣刀、铰刀、拉刀、齿轮等,可以满足加工一般工程材料的要求。　　另一牌号的普通高速钢为W9Mo3Cr4V,这是中国近几年发展起来的新品种。　　强度及热塑性略高于W6Mo5Cr4V2,硬度为HRC63-64,与韧性相配合,容易轧制、锻造,热处理工艺范围宽,脱碳敏感性小,成本更低。　　这三个牌号的普通高速钢在中国市场的比例分别为:W18Cr4V,%;W6Mo5Cr4V2,69%;W9Mo3Cr4V,11%。　　高性能高速钢高性能高速钢具有更好的硬度和热硬性,这是通过改变高速钢的化学成分,提高性能而发展起来的新品种。　　它具有更高的硬度、热硬性,切削温度达摄氏650度时,硬度仍可保持在60HRC以上。　　耐用性为普通高速钢的倍,适用于制造加工高温合金、不锈钢、钛合金、高强度钢等难加工材料的。　　主要品种有4种,分别为高碳系高速钢、高钒系高速钢、含钴系高速钢和铝高速钢。　　高碳系高速钢牌号为9w18Cr4V,因含碳量高(%),故硬度、耐磨性及热硬性都比较好。　　用其制造的在切削不锈钢、耐热合金等难加工材料时,寿命显著提高,但其抗弯强度为3000MPa,冲击韧性较低,热处理工艺要求严格。　　高钒系高速钢牌号有W12Cr4V4Mo及W6Mo5Cr4V3(美国牌号M3),含钒量达3-4%,使耐磨性大大提高,但随之带来的是可磨性变差。　　高钒系高速钢的使用及发展还需要依赖于磨削工艺及砂轮技术的发展。　　钴高速钢牌号有W2Mo9Cr4VCo8(美国牌号M42)。　　其特点为:含钒量不高(1%),含钴量高(8%),钴能促使碳化物在淬火加热时更多地溶解在基体内,利用高的基体硬度来提高耐磨性。　　这种高速钢硬度、热硬性、耐磨性及可磨性都很好。　　热处理硬度可达67-70HRC,但也有采取特殊热处理方法,得到67-68HRC硬度,使其切削性能(特别是间断切削)得到改善,提(转载于:写论文网:高速钢材料介绍)高冲击韧性。　　钴高速钢可制成各种,用于切削难加工材料效果很好,又因其磨削性能好,可制成复杂,国际上用得很普遍。　　但中国钴资源缺乏,钴高速钢价格昂贵,约为普通高速钢的5-8倍。　　铝高速钢牌号为W6Mo5Cr4V2Al、W6Mo5Cr4V5SiNbAl等,主要加入铝(Al)和硅(Si)、铌(Nb)元素,来提高热硬性、耐磨性。　　热处理硬度可达到68HRC,热硬性也不错。　　但是这种钢易氧化及脱碳,可塑性、可磨性稍差,仍需改进。　　国际市场上高性能高速钢使用量已经超过普通高速钢25-30%。　　近几年来高速钢的最大变革就是发展了粉末冶金高速钢,它的能优于熔炼高速钢。　　用高压氩气或氮气雾化熔融高速钢水,得到细小高速钢粉末,筛选后为以下的颗粒;在真空()状态下,密闭烧结达到密度65%;再在1100℃高温、300MPa高压下制成密度100%的钢坯,然后锻轧成钢材,这样有效地解决了熔炼高速钢在铸锭时要产生粗大碳化物偏析的问题,而它无论截面多大,其碳化物级别均为一级。　　碳化物晶粒极细,小于,而熔炼高速钢碳化物晶粒为。　　牌号为APMT15的粉末冶金高速钢,它的强度、韧性分别是同化学成分的熔炼高速钢的2倍及倍。　　尽管含钒量达5%,但由于碳化物晶粒细,可磨性依然很好。　　又由于其物理机械性能高度各向同性,淬火变形小。　　碳化物颗粒均匀分布的表面较大,不易从的切削刃上剥落,小尺寸耐磨性提高倍,大尺寸提高20-30%。　　粉末冶金高速钢具有良好的力学性能,适合制造:间断切削条件下易崩刃的、强度高而切削刃又必须锋利的,如插齿刀、滚刀、铣刀,高压动载荷下使用的。　　它的碳化物偏析小,晶粒细,可磨性好,适合制造:大尺寸、精密、复杂。　　这类材料的高温热硬度高,又适合制造难加工材料所用的,确实是面面俱到。w14cr4vmnre高速钢　　20CrNiMo合结钢65mn、70#、82B#弹簧钢SKD11、S136、718H模具钢Y15Pb易切削钢GCr15轴承钢17Cr2Ni2Mo齿轮钢50号优质碳素钢T10A工具钢40CrNiMoA合金钢9Cr18Mo、440C不锈钢5A05铝合金、铝棒、铝排25Cr2Mo1V合结钢45CrNiMoVA20Cr2Ni4ADC53、Cr12MoV模具钢19CN518Cr2Ni4W12CrNi3AGCr15SiMn2A12铝板。高速钢刀具淬火裂纹的原因分析及预防措施总结　　刀具厚薄不均、因棱角、锐边、尖角、沟槽、孔、凸台等形状突变而产生缺口效应以及冷加工表面粗糙、刀纹较深、存在碰伤及打标记等均可导致高速钢刀具淬火时应力集中，从而诱发淬火裂纹。　　如刀具淬火前存在较大冷加工内应力(尤其是磨削内应力)未予消除，在淬火加热和冷却时将形成多种应力叠加，当叠加应力超过材料强度极限时，将产生淬火裂纹和畸变。　　预防措施为：①改进刀具设计，使刀具形状合理、厚薄均匀。　　厚处可开工艺孔，薄处可增加肋条，变形悬殊处可制成斜坡；②将刀具的棱角、直角、尖角倒圆，孔口处倒角；③冷加工表面光洁度应达到设计要求，防止产生粗大刀纹，用万能笔书写标记；④淬火前通过退火消除冷加工内应力；⑤采用热浴分级淬火、等温淬火等工艺减少组织应力和热应力，避免应力集中。　　高速钢的组织应力、热应力和附加应力均为淬火内应力。　　对高速钢进行高温奥氏体化淬火时，过冷奥氏体转变为淬火马氏体，由于前者比容小，后者比容大，钢从收缩状态逆转为膨胀状态，金属内外层相变引起的比容变化不同时性产生的内应力为组织应力。　　大型刀具的表面和中心以及厚薄不同处因加热和冷却速度不一致形成温度差，导致体积膨胀与收缩不同而产生的内应力为热应力。　　刀具表面和内部组织结构不均匀以及工具内部弹性变形不一致形成的内应力为附加应力。　　当以上三种应力之和大于材料的破断抗力时，则形成淬火裂纹。　　当淬火冷却介质冷速过大，超过该钢种的临界淬火冷速时，则易形成较大的淬火内应力，导致刀具淬裂。　　当淬火冷却介质冷速过小，小于该钢种临界淬火冷速时，则得不到所需组织性能。　　获得淬火马氏体转变的最小冷却速度为临界淬火冷却速度。　　高速钢淬透性极佳，中小型刀具空冷即可淬硬。　　但用硝盐进行等温淬火时，如硝盐含水过量，可能造成淬火冷却速度过大，或当刀具淬火未冷至室温即转入水中清洗，可使大量过冷残余奥氏体在水中高冷速下转变为淬火马氏体，从而产生大的淬火内应力，导致刀具淬裂。　　预防措施为：①选用在钢的C曲线拐点处(鼻部)快冷、在鼻部Ms点以下缓冷的淬火介质(如氯化钙饱和水溶液、C-1有机淬火剂、聚乙烯醇水溶液、高锰酸钾淬火液等)作为理想淬火冷却介质；②采用热浴(硝盐浴、碱浴等)分级淬火、等温淬火以及淬火前预处理等措施，细化组织，消除冷、热加工应力，可有效预防和避免淬裂和刀具淬火畸变。　　高速钢刀具酸洗、电镀时侵入钢中的初生态氢(H)原子转变为氢分子(H2)时将发生膨胀，产生巨大压力，导致在钢的晶界上发生龟裂，称为氢脆。　　酸洗是金属氧化物与酸的化学反应，它使金属氧化物变为可溶性盐而脱离金属表层。　　通常用硫酸或盐酸酸洗刀具时，其化学反应方程式为。　　预防措施为：①酸洗时，如产生过量初生态氢原子(H)，则需严格控制酸液浓度、温度和酸洗时间；②刀具酸洗和电镀后及时用净水冲洗和中和残酸，并在4小时内进行190～200℃×2～4h的低温时效，使氢气释放，可有效消除氢脆龟裂。　　高速钢刀具经高温奥氏体化，保温后在大于或等于该钢种的临界冷却速度下淬火得到淬火马氏体组织，但尚有部分过冷奥氏体未转变，成为残余奥氏体(AR)(约占25%～35%)。　　若再进行-60℃～-160℃的液氮冷处理，则可使残余奥氏体转变为马氏体(M)。　　由于残余奥氏体比容小，马氏体比容大，钢件发生膨胀，将产生较大的二次淬火相变组织应力，并与一次淬火应力叠加，当叠加应力大于该钢种的破断抗力，则会产生冷处理二次淬裂。　　预防措施为：①冷处理前将淬火刀具用100℃沸水煮30～40分钟，或低温回火1小时。　　试验表明，此方法可消除20%～30%的淬火内应力。　　由于残余奥氏体稍趋稳定，经冷处理后仍可保留2%～5%。　　残余奥氏体既脆又韧，可吸收马氏体的急剧膨胀能量，松驰及缓和相变应力；②冷处理后将刀具放入室温水(或热水)中升温，可消除50%～60%的冷处理二次淬火应力；③采用多次高温回火等措施，促使残余奥氏体转变为马氏体，可有效预防冷处理裂纹。　　高速钢磨削裂纹常发生在磨削加工过程中，裂纹细而浅(深度不到1mm)，呈辐射网状分布于表面，大多与磨削方向垂直，类似淬火网状裂纹，但形成原因不同。　　当磨削速度较高、进给量较大、冷却不良时，可使钢件表层金属温度急剧升高至淬火加热温度，随后冷却即形成金属表层二次淬火，产生二次淬火应力；当材料存在严重的碳化物偏析未予消除，或淬火刀具中存在较多残余奥氏体未被转变，在磨削加工时则易发生应力诱发相变，促使残余奥氏体转变为马氏体，使组织应力增大，并与磨削加工二次淬火应力相叠加，形成二次淬火表层磨削裂纹。　　预防措施为：①降低磨削速度和进给量，选用缓和磨削冷却液；②严格原材料入库和投产前检查，控制材料共晶碳化物级别(≤3级)，超过3级者应进行改锻；③避免过高奥氏体化淬火加热温度，采用计算机控温，采用热浴分级淬火、等温淬火、多次高温回火等措施降低组织应力、热应力和残余奥氏体数量等，可有效避免磨削裂纹。　　火花放电加工时，被熔化的金属有一部分残留在放电点的电蚀坑周围。　　由于电火花加工在油或水中进行，因此脉冲放电结束后熔化金属迅速冷却凝固，因收缩而产生较大拉应力，使原应力场重新分布，形成厚度0.02～0.10mm的熔化变质层。　　该变质层为树枝状结晶铸态组织，冷却后形成二次高温淬火硬化层，生成大量极稳定的残余奥氏体。　　变质层收缩产生的拉应力与变质层二次高温淬火应力相叠加，在变质层上形成显微裂纹，且随着电火花加工电气参数的加大而加深扩大。　　预防措施为：①在电火花线切割加工前应充分消除刀具内应力；②严格控制线切割电气参数；③留足磨削及抛光的加工余量，通过后续加工去除变质层；④通过150～200℃×2～4h油浴消除应力回火，防止电火花加工时产生显微裂纹。那么以上的内容就是关于高速钢材料介绍.docx的介绍了，w14cr4vmnre高速钢是小编整理汇总而成，希望能给大家带来帮助。本文由 钽板   http://www.wxyztg.cn/  铟板 提供