高速钢的相关论文

1、沈 阳 大 学热处理原理与工艺课程设计 题目： W9Mo3Cr4V高速工具钢的热处理工艺 院（系）：机械工程学院专业班级：11材料学号：A1147129学生姓名：张宁指导教师：李丽起止时间：2013-12-28至2013-1-3课程设计任务及评语院（系）：机械工程学院 教研室：材料教研室学 号A1147129学生姓名张宁专业班级11材料课程设计题 目W9Mo3Cr4V高速工具钢的热处理工艺课程设计要求与任务1、 课设要求熟悉设计题目，查阅相关文献资料，概述W9Mo3Cr4V高速工具钢的热处理工艺，制定出热处理工艺路线，完成工艺设计；分析W9Mo3Cr4V钢的成分特性；阐述W9Mo3Cr4V钢退

2、火、淬火、回火热处理工艺理论基础；选择设备；阐述各热处理工序中材料的组织和性能；阐明高速工具钢热处理常见缺陷的预防及补救方法；给出所用参考文献。2、 课设任务1.选定相应的热处理方法；2.制定热处理工艺参数；3.画出热处理工艺曲线图；4分析各热处理工序中材料的组织和性能；5.选择热处理设备;三、设计说明书要求设计说明书包括三部分：1）概述；2）设计内容；3）参考文献。工作计划指导教师评语及成绩成绩： 学生签字： 指导教师签字： 年 月 日沈阳 大 学 课 程 设 计 说 明 书 目 录一、概述1. 课程设计的目的2. 课程设计的任务3. 课程设计的题目4. 课程设计的内容及步骤二、热处理工艺课

3、程设计的内容及要求1，钢的化学成分特点和性能要求。2，制定热处理工艺路线。3，制定热处理工序的工艺参数。4，分析各热处理工序中材料的组织和性能。5，选择热处理设备。三、收获和体会四、参考文献第一部分 概述1、课程设计的目的 热处理工艺课程设计是高等学校金属材料工程专业一次专业课设计练习，是热处理原理与工艺课程的最后一个教学环节。其目的是： （1）培养学生综合运用所学热处理课程的知识去解决工程问题的能力，并使其所学知识得到巩固和发展。 （2)学习热处理工艺设计的一般方法，热处理设备的选用等。 （3）进行热处理设计的基本技能训练，如计算、工艺图绘制和学习使用设计资料、手册、标准和规范。因此，本课程

4、设计要求我们综合运用所学知识来解决生产实践中的热处理工艺制定问题，包括工艺设计中的细节问题，如设备的选用，夹具的设计等。要求我们设计工艺流程，这需要查阅大量的文献典籍。如何灵活使用资料、手册，怎样高效查找所需信息，以及手册的查找规范和标准等，均不是一蹴而就的事情，需要我们在实践中体会并不断地总结，才能不断进步。2、课程设计的任务根据技术要求，选定相应的热处理方法，制定热处理工艺参数，画出热处理工艺曲线图，分析各热处理工序中材料的组织和性能，选择热处理设备。3、课程设计的题目W9Mo3Cr4V高速工具钢的热处理工艺第二部分 热处理工艺课程设计的内容及要求一，钢的化学成分特点和性能要求。 （1），

5、钢的化学成分碳 C ：0.770.87(答应偏差:±0.01) 硅 Si：0.200.40(答应偏差:±0.05)锰 Mn：0.200.40(答应偏差:0.04)硫 S ：0.030磷 P ：0.030铬 Cr：3.804.40(答应偏差:±0.05)镍 Ni：答应残余含量0.30铜 Cu：答应残余含量0.25钒 V ：1.301.70(答应偏差:±0.05)钼 Mo：2.703.30(答应偏差:尺寸6,±0.05;尺寸>6,±0.10)钨 W ：8.509.50(答应偏差:尺寸10,±0.10;尺寸>10,&#

6、177;0.20（2） ，钢的性能要求： W9Mo3Cr4V钢是以中等含量的钨为主，加入少量钼，适当控制碳和钒含量的方法来达到改善性能、提高质量、节约合金元素的目的的通用型钨钼系高速钢。W9Mo3Cr4V钢（以下简称W9）的冶金质量、工艺性能兼有W18Cr4V钢（简称W18）和W6Mo5Cr4V2钢（简称M12）的优点，并避免或明显减轻了二者的主要缺点。这是一种符合我国资源和生产条件，具有良好综合性能的通用型新钢种。 该钢易冶炼，具有良好的热、冷塑性，成材率高，碳化物分布特征优于W18，近似M2，脱碳敏感性低于M2，生产成本较W18和M2都低。由于该钢的热、冷塑性好，因而能满足机械制造厂采用多

7、次镦拔改锻、高频加热塑性成型工艺和冷冲变形工艺的要求。该钢切削性能良好、磨削性能和可焊性优于M2，热处理过热敏感性低于M2。钢的主要力学性能：硬度、红硬性水平相当于或略高于W18和M2；强度、韧性较W18高，与M2相当：制成的机用锯条、大小钻头、拉刀、滚刀、铣刀、丝锥等工具的使用寿命较W18的高，等于或较高于M2的使用寿命，插齿刀的使用寿命与M2的相当。用W9钢制造的滚压滚丝轮对高温合金进行滚丝时收到显著效果。在适当改变淬、回火工艺后，W9钢也很适于制造高负荷模具，尤其是冷挤压模具。高速钢淬火、回火后要求的硬度值：牌号交货硬度（HBS） 试样 热处 理制度 淬火回火后硬度（HBS）退火其他加工

8、方法预热温度淬火温度淬火 剂回火温度箱式炉盐溶炉W9Mo3Cr4V255269820-8701220-12401210-1230油540-56063箱式炉64盐溶炉二，制定热处理工艺路线。 最终热处理工艺的制定  W9Mo3Cr4V的热处理工艺过程中最重要的就是淬火和回火的处理，淬火是为了使其具有高的强度、硬度和耐磨等性能；回火主要是消除工件淬火时所产生的残余内应力，提高材料的塑性和韧性，获得良好的综合力学性能，稳定工件尺寸，使钢的组织在工件使用过程中不再发生变化。淬火与回火相结合，则可以使零件具有高的强度、耐磨性、足够的强度和韧性以及一定的冲击性的配合，这使得W9Mo3Cr4V具备

9、高的变形抗力、断裂抗力、耐磨损、抗疲劳和咬合等能力。  (1) 淬火。淬火一般是把钢加热到临界点Ac1或Ac3以上，保温并随之以大于临界冷却速度冷却，以得到介稳状态的马氏体或下贝氏体组织， W9Mo3Cr4V钢的Ac1为835，但由于其中含有大量钨、铝、铬、钒等难熔碳化物，铬的碳化物900才开始溶解，到1100几乎全部溶入奥氏体中；钒的碳化物在9001000时几乎不溶解，到10002000才溶解；钨的碳化物在9501150虽然开始溶解，但其量甚少，至1200以上M6C型碳化物才迅速溶解，但至1325还未全部溶解。因此这些合金碳化物只有在1200以上才能大量地熔入奥氏体中，它

10、们熔入奥氏体的数量愈多，冷却后马氏体的合金浓度愈高，从而可获得高的硬度、高的红硬性以及良好的耐磨性。为了使合金碳化物能充分溶入奥氏体中，以提高其硬度和红硬性，从理论上必须提高淬火加热温度至钢的溶化温度，但这种片面的追求碳化物溶解的方法时行不通的，会导致试样的过热以致过烧的不良后果。 为保证必要的组织转变和扩散，炉中的试样应在规定的加热温度范围内保持适当的时间。淬火加热时间选择与淬火加热温度密切相关，对于高速钢产品来说，淬火加热温度的选择是第一位的，通常淬火加热时间可按工件的有效直径或厚度进行计算，加热系数可按1.52min/mm计算,因此本试样加热时间为30min，保温时间应为20分钟。本次实

11、验由于要进行淬火温度的横向对比，所以取一致的淬火保温时间。根据试样大小计算，本次实验淬火时间定为50min。  冷却介质方面，由于高速钢的过冷奥氏体很稳定，淬火时即使采用空冷，也能得到马氏体，故高速钢又常被称为“空淬钢”。但在生产上很少采用空冷淬火，因为空冷时冷却速度较慢，会从奥氏体中析出二次碳化物，呈完全或不完全的网状分布于奥氏体晶界上，因为碳化物的析出，降低了奥氏体的合金化程度，从而影响了高速钢的红硬性，故高速钢的淬火冷一般都采用油冷或分级冷却，以防止碳化物的析出。W9Mo3Cr4V钢的马氏体点（Ms点）较低，淬火组织中保留的残留奥氏体组织高达2030%。 （2）回火。为了消除淬

12、火应力，稳定组织，减少残余奥氏体量，钢在淬火后必须进行回火。回火一般是指工件淬硬后加热到Ac1以下的某一温度，保温一定时间，然后冷却到室温的热处理工艺，同时还要根据钢种注意要避免各种钢的回火的脆性温度。 W9Mo3Cr4V的热硬性就是在回火过程中获得的，回火时W和V的合金碳化物从马氏体中析出，使V、W、C的碳化物以极细小的粒度弥散分布在马氏体基体上，使其硬度明显上升，同时淬火马氏体转变为回火马氏体，残余奥氏体在回火冷却时转变为马氏体，也使硬度提高，由此造成二次硬化，保证了钢的高硬度和红硬性，同时韧性也有所提高。据研究，W9Mo3Cr4V通常在二次硬化峰值温度或稍高一些的温度(550570)下回

13、火三次，能得到各项性能的最佳组合。（3） 氮化处理。氮化处理是指一种在一定温度下一定介质中使氮原子渗入工件表层的化学热处理工艺。经氮化处理的制品具有优异的耐磨性、耐疲劳性、耐蚀性及耐高温的特性。（4） 最终热处理工艺路线；淬火+回火+氮化处理三，工艺参数的确定。淬火要求高速工具钢的淬火温度很高，接近熔点，其目的是使合金碳化物更多的溶入基体中，使钢具有更好的二次硬化能力。高速工具钢淬火后硬度升高，此为第一次硬化，但淬火温度越高，则回火后的强度和韧性越低。淬火后在350以下低温回火硬度下降在350以上温度回火硬度逐渐提高，至520580范围内回火（化学成分不同，回火温度不同）出现第二次硬度高峰，并

14、超过淬火硬度，此为二次硬化。这是高速工具钢的重要特性。 淬火温度范围应足够宽，以减少过热的可能性。由于高速钢中合金元素含量和碳化物很高，钢的导热性差，为了减少工件由室温直接加热至高温所产生的内应力，减少高温开裂和脱碳的倾向，在淬火前先进行预热处理，把工件放入热处理加热炉中加热到850时保温30分钟，再将其中1、2号材料加热到1150，3、4号材料加热到1200，5、6号钢加热到1250，均保温20分钟后，再把工件迅速放入淬火用油中进行油冷。其工艺曲线如图。回火要求 淬火后，所有试样进行三次回火。均在热处理加热炉里回火。回火温度为560，第一次回火保温时间为1.5h，第二、三次回火保温时间为1h

15、。每次回火前工件应冷到室温，出炉空冷。对韧性和红硬性有不同要求时，可适当调整淬火温度。回火工艺曲线如图。氮化处理 氮化处理是指一种在一定温度下一定介质中使氮原子渗入工件表层的化学热处理工艺。经氮化处理的制品具有优异的耐磨性、耐疲劳性、耐蚀性及耐高温的特性。（1）渗氮前的零件表面清洗 大部分零件，可以使用气体去油法去油后立刻渗氮。部分零件也需要用汽油清洗比较好，但在渗氮前之最后加工方法若采用抛光、研磨、磨光等，即可能产生阻碍渗氮的表面层，致使渗氮后，氮化层不均匀或发生弯曲等缺陷。此时宜采用下列二种方法之一去除表面层。第一种方法在渗氮前首先以气体去油。然后使用氧化铝粉将表面作abrasive cl

16、eaning 。第二种方法即将表面加以磷酸皮膜处理（phosphate coating）。（2）渗氮炉的排除空气 将被处理零件置于渗氮炉中，并将炉盖密封后即可加热，但加热至150以前须作炉内排除空气工作。 排除炉内的主要功用是防止氨气分解时与空气接触而发生爆炸性气体，及防止被处理物及支架的表面氧化。其所使用的气体即有氨气及氮气二种。排除炉内空气的要领如下：被处理零件装妥后将炉盖封好，开始通无水氨气，其流量尽量可能多。将加热炉之自动温度控制设定在150并开始加热（注意炉温不能高于150）。炉中之空气排除至10%以下，或排出之气体含90%以上之NH3时，再将炉温升高至渗氮温度。（3）氨的分解率渗氮

17、是铺及其他合金元素与初生态的氮接触而进行，但初生态氮的产生，即因氨气与加热中的钢料接触时钢料本身成为触媒而促进氨之分解。虽然在各种分解率的氨气下，皆可渗氮，但一般皆采用1530%的分解率，并按渗氮所需厚度至少保持410小时，处理温度即保持在520左右。（4）冷却 大部份的工业用渗氮炉皆具有热交换机，以期在渗氮工作完成后加以急速冷却加热炉及被处理零件。即渗氮完成后，将加热电源关闭，使炉温降低约50，然后将氨的流量增加一倍后开始启开热交换机。此时须注意观察接在排气管上玻璃瓶中，是否有气泡溢出，以确认炉内之正压。等候导入炉中的氨气安定后，即可减少氨的流量至保持炉中正压为止。当炉温下降至150以下时，

18、即使用前面所述之排除炉内气体法，导入空气或氮气后方可启开炉盖。 模具或工件经氮化处理后，表面形成一层具有很高硬度和一定耐蚀性的硬化层组织。在525氮化处理，工件表面硬度约为1250HV，氮化时间对渗层影响如下所示：1、 在570软氮化处理，工件表层硬度为950HV。通常软氮化处理2小时，硬化层深度可达10-20um 。2、钢奥氏体化温度与残余奥氏体的关系（参考值）氮化时间（小时）203060渗氮层深度（mm）0.250.300.35奥氏体化温度925950980100010501100残余奥氏体量101419274867四，分析各热处理工序中材料的组织和性能 （1）高速钢的淬火高速钢的淬火是为

19、了获得高合金的奥氏体，淬火后获得高合金的马氏体，这种马氏体具有高的回火稳定性。淬火加热过程中，其组织变化包括：奥氏体的形成、碳化物的溶解和转化、以及晶粒的长大。当加热到AC1以上的温度时，随着奥氏体的形成，开始碳化物的溶解过程。随温度的增加，溶解碳化物的数量也增加，加热过程中碳化物的溶解情况，决定了奥氏体中碳化物和合金的含量，并影响钢的晶粒度，从而影响钢的性能。当加热到AC1以上的温度时，随着奥氏体的形成，开始碳化物的溶解过程。随温度的增加，溶解碳化物的数量也增加，加热过程中碳化物的溶解情况，决定了奥氏体中碳化物和合金的含量，并影响钢的晶粒度，从而影响钢的性能。对淬火后硬度的影响：加热温度越高

20、，碳化物溶解越多，增加奥氏体中固溶碳量及合金度，因此使硬度增加。与此同时，残余奥氏体也相应地增加，当碳化物溶解达到一定的数量后，硬度会下降。对红硬性的影响：通常把红硬性作为高速钢的重要性能判据，红硬性实质是反映高速钢的抗回火软化性，红硬性取决于奥氏体的合金度，因此，淬火温度越高，碳化物溶解越多，红硬性越高。对机械性能的影响：钢在淬火加热的过程中，随着淬火温度的升高，奥氏体晶粒逐渐长大，钢中未溶大量细小均匀的碳化物，在淬火加热过程中对晶粒的长大有阻碍的作用，碳化物溶解过多，奥氏体晶粒会迅速长大，从而使强度和韧性降低。（2）高速钢的回火回火的目的是减少或消除淬火应力，提高韧性和塑形，获得硬度、强度

21、、塑性和韧性的适当配合，并能稳定组织。高速钢淬火后在回火过程中发生马氏体的分解，特殊碳化物的析出和残余奥氏体的转变。随着回火温度升高，硬度略有下降，在450以上硬度又重新升高，550-570硬度达到最高值，在增高回火温度硬度就迅速下降。在150-250回火时，从马氏体中开始析出渗碳体型碳化物，马氏体中含碳量有所下降，硬度略有下降。同时，淬火应力部分消除，强度和塑性略有提高。在250-400回火时，马氏体中碳含量进一步降低，合金渗氮体继续从马氏体中析出，并沿晶界或滑移面开始聚集，钢的硬度继续下降，强度和塑性开始降低。在400-500回火时，固溶体中合金元素含量降低，碳化物中合金元素增加，渗碳体型

22、碳化物难以聚集，由于马氏体基体上开始析出细小分散的碳化物，硬度开始回升。在500-600回火时，钢的硬度、强度、塑性均有提高，在550-600回火时，硬度和强度达到最大值，产生二次硬化,也称“二次淬火”。通常结构钢或低合金刃具钢一次回火已足够，但由于高速钢的淬火组织中含有大量的残余奥氏体，其体积分数常常达到20%25%，甚至更高21。因此，一次回火难以全部消除，必须经过3次回火才能使钢中的残余奥氏体降至最低含量，使钢达到最高硬度：第一次回火时,只对淬火马氏体起到了回火作用,而在回火冷却过程中,由残余奥氏体转变而来的二次马氏体尚未得到回火,与其有关的内应力尚未得到消除,在第二次回火时,二次马氏体

23、才得到回火，钢的脆性也得到改善。第二次回火时仍会发生剩下的残余奥氏体向马氏体转变,为此,一般要进行第三次回火才能使残余奥氏体转变比较完全,达到最大的二次硬化效应。（3）可能产生的缺陷预测、分析其原因和防治方法高速钢淬火温度接近熔点，淬火后组织中仍有25%35%的残余奥氏体，致使高速钢刀具容易产生裂纹和腐蚀。1，高速钢原材料的冶金缺陷高速钢中所含大量碳化物硬而脆，为脆性相。一次共晶碳化物呈粗大骨骼状(或树枝状)分布于钢基体内。钢锭经开坯压延和轧制后，合金碳化物虽有一定程度的破碎和细化，但碳化物偏析依然存在，并沿轧制方向呈带状、全网状、半网状或堆积状分布。碳化物不均匀度随原材料直径或厚度的增加而增

24、加。共晶碳化物相当稳定，常规热处理很难消除，可导致应力集中而成为淬火裂纹源。钢中硫、磷等杂质偏析或超标也是导致淬裂的重要原因。高速钢的导热性和热塑性差、变形抗力大，热加工时易导致金属表层和内层形成微裂纹，最终在淬火时因裂纹扩展而导致材料报废。大型钢锭在冶炼、轧制或锻造等热加工过程中形成的宏观冶金缺陷如疏松、缩孔、气泡、偏析、白点、树枝状结晶、粗晶、夹杂、内裂、发纹、大颗粒碳化物及非金属夹渣等均易导致淬火时应力集中，当应力大于材料强度极限时便会产生淬火裂纹。预防措施为：选用小钢锭开坯轧制各种规格的工件原材料；选用二次精炼电渣重熔钢锭，它具有纯度高、杂质少、晶粒细、碳化物小、组织均匀、无宏观冶金缺

25、陷等优点；对不合格原材料进行改锻，击碎材料中的共晶碳化物，使共晶碳化物不均匀度3级；采取高温分级淬火、再高温回火的预处理工艺，通过精确控温等措施，可有效避免高速钢原材料冶金缺陷引起的淬火裂纹。2，高速钢过热、过烧组织高速钢过热、过烧组织的特点为晶粒显著粗化，合金碳化物出现粘连、角状、拖尾状及沿晶界呈全网状、半网状或连续网状分布；钢组织内部局部熔化出现黑色组织或共晶莱氏体，形成过烧组织，显著降低晶间结合力和钢的强韧性。引起高速钢过热、过烧组织的主要原因有：淬火加热温度过高，测温和控温仪表失准；盐浴炉淬火加热时，因盐浴表面烟雾导致辐射高温计测温出现误差；变压配电盘磁力开关失灵；刀具加热时离电极太近

26、或埋入炉底沉积物中；原材料存在大量角状碳化物或碳化物不均匀度等级太高等。高速钢过热、过烧组织极易导致淬火裂纹。预防措施为：严格控制原材料质量，共晶碳化物级别应33.5级；原材料入库和投产前应作金相检查，确保无宏观冶金缺陷；刀具淬火加热前用试片校验高温盐浴炉，检查晶粒等级与淬火加热温度的关系是否合理)；采用微机控温与测温，测温精度达到±1.53，萘状断口萘状断口是高速钢常见的组织缺陷，断口呈鱼鳞状，类似大理石，具有萘的光泽，断口极粗糙，晶粒粗大(可达?1mm)。由于材料脆性大，强韧性低，高温奥氏体化淬火时容易形成淬火裂纹。在热锻、轧制、压延等热加工时，经10501100高温奥氏体化，热

27、塑性变形在5%10%临界变形、精锻温度不当及重复淬火时未经中间退火(或退火不充分)等因素均易形成萘状断口，导致淬火裂纹。预防措施为：合理选择精锻温度，严格控制终锻温度(1000)，锻后缓冷；锻坯淬火前应充分退火；避免在5%10%临界变形；进行超晶粒细化处理等。采取以上措施可有效抑制高速钢萘状断口的形成，避免产生淬火裂纹。4，机械设计与冷加工不当引起应力集中工件厚薄不均、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淬火时应力集中，从而诱发淬火裂纹。如工件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

28、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：改进工件设计，使工件形状合理、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；将工件的棱角、直角、尖角倒圆，孔口处倒角；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；淬火前通过退火消除冷加工内应力；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。5，淬火内应力与淬火冷却介质高速钢的组织应力、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

29、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。工件表面和内部组织结构不均匀以及工件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，导致工件淬裂。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，中小工件空冷即可淬硬。但用硝盐进行等温淬火时，如硝盐含水过量，可能造成

30、淬火冷却速度过大，或当工件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，导致工件淬裂。预防措施为：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；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工件淬火畸变。6，冷处理裂纹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