高速钢循环深冷处理后的显微组织和力学性能
高速钢循环深冷处理后的显微组织和力学性能
段春争,王敏杰
(大连理工大学机械工程学院精密与特种加工教育部重点实验室,辽宁大连 116023)
摘要:采用X 射线衍射、透射电镜以及力学性能试验等分析方法,研究了多次循环深冷处理对W 6Mo5Cr4V2高速钢的显微组织和力学性能的影响。结果表明,与一次长时间深冷处理相比,多次短时循环深冷处理后W 6Mo5Cr4V2钢中马氏体的c /a 和含碳量明显减小,残留奥氏体数量进一步降低,有大量新的超细弥散碳化物颗粒沿马氏体孪晶带和位错线析出,碳化物的平均粒度显著降低。经多次短时间循环深冷处理后高速钢力学性能更好,因此在实际生产中应适当增加深冷处理次数。
关键词:循环深冷处理;W 6Mo5Cr4V2高速钢;显微组织;力学性能中图分类号:TG156.91 文献标识码:A 文章编号:025426051(2008)0320090204
M i crostructure and m echan i ca l properti es of h i gh speed steel after
cycli c cryogen i c trea t m en t
DUAN Chun 2zheng,WANG M in 2jie
(Dalian University of Technol ogy,School ofMechanical Engineering,Key Laborat ory ofM inistry of Educati on
f or Precisi on and Non 2traditi onalMachining,Dalian L iaonin
g 116023,China )Abstract:The influence of cyclic cryogenic treat m ent on the m icr ostructure and mechanical p r operties of W 6Mo5Cr4V2hig
h s peed steel was studied by XRD,TE M and mechanical p r operties test .The results show that,compared with single l ong t
i m e cryogenic treat m ent,the short ti m e cyclic cryogenic treat m ent gain much l ower c /a rati o and carbon content of martensite,and less residual austenite .After cyclic short ti m e cryogenic treat m ent,a l ot of ne w ultra 2fine dis persed car 2bide particles p reci p itate on the t w in bands and disl ocati on lines of martensite and the average carbide size decreases,and the mechanical p r operties i m p r ove significantly .Therefore,it is beneficial t o increase the cryogenic treat m ent ti m es in p ractical app licati on .
Key words:cyclic cryogenic treat m ent;W 6Mo5Cr4V2high s peed steel;m icr ostructure;mechanical p r operties
作者简介:段春争(1970—),男,黑龙江鹤岗人,博士,讲师,主要研究方向金属材料的深冷处理工艺及机理,金属切削理论。联系电话:0411283015033 E 2mail:dbf71@https://www.wendangku.net/doc/3d7762248.html, 收稿日期:2007210228 深冷处理作为一种改善金属材料综合力学性能的手段,因具有成本低、设备简单、耗能少且无污染等优点,而越来越受到人们的重视。大量研究表明
[123]
,通过合理制定深冷处理工艺可以明显提高合
金工具钢和碳素工具钢等钢材的力学性能,硬度可
提高1～3HRC,使用寿命提高1～10倍。对于深冷处理机理方面,普遍认为残留奥氏体转化为马氏体以及析出弥散碳化物是深冷处理后钢铁材料综合力学性能明显改善的主要原因
[426]
。高速钢常用于制
作切削刀具和精密冷作模具,高速钢刀具经深冷处理后其红硬性和刀具寿命大幅度提高
[7]
。但是,与1
次长时间深冷处理相比,循环深冷处理对微观组织和力学性能的影响还缺乏深入研究,多次循环深冷处理效果是否更好尚不能确定。本研究采用X 射线
参考文献:
[1] 钱建刚,李 荻,郭宝兰.镁合金的化学转化膜[J ].材
料保护,2002,35(3):526.
[2] Thomas J R,Darryl L A.H igh ductility magnesium all oys in
aut omotive app licati ons [J ].Advanced M aterial &Pr oces 2ses,1994,145(6):28232.
[3] 房灿峰,张兴国,于延浩,等.镁合金的性能、成形技术
及其应用研究[J ].金属热处理,2006,31(3):12216.
[4] Song G,A trens A.Recent insights int o the mechanis m of
magnesium corr osi on and research suggesti ons [J ].Ad 2vanced Engineering M aterials,2007,9(3):1772183.
[5] 张永君,严川伟,王福会,等.镁的应用及其腐蚀与防护
[J ].材料保护,2002,35(4):426.
[6] 周婉秋,单大勇,曾荣昌,等.镁合金的腐蚀行为与表面
防护方法[J ].材料保护,2002,35(7):123.
[7] 王 洁,丁毅.镁合金化学转化处理[J ].材料保护,
2006,39(7):38241.
[8] 李金桂,吴再思.防腐蚀表面工程技术[M ].北京:化学
工业出版社,2003.
[9] 郑 臻,余新泉,孙扬善.前处理对镁合金化学镀镍结
合力的影响[J ].中国腐蚀与防护学报,2006,26(4):
2212226.
衍射仪、透射电子显微镜(TE M)等方法观察并分析
了W6Mo5C r4V2高速钢循环深冷处理后各种物相和微细组织的变化,确定了循环深冷处理的微观机理,通过力学性能试验,研究了深冷时间和深冷次数对力学性能的影响,为进一步优化高速钢深冷处理工艺提供了依据。
1 试验材料及方法
111 试验材料和深冷处理
试验材料为W6Mo5Cr4V2高速钢,其主要化学成分(质量分数,%)为0187C、5156W、4160Mo、3186Cr、1178V、0118Si、0137Mn、01028P、01028S,余量Fe。
材料毛坯尺寸为<70mm,热处理工艺采用1260℃加热4m in后油冷,不进行回火处理,避免析出回火碳化物,干扰组织观察。淬火后采用直浸式深冷处理,介质为液氮,深冷处理工艺分为1次长时间深冷和多次短时间循环深冷两类,分别为1次3h、1次12h、2次1h和3次1h深冷处理,每次深冷后试样放在空气中升至室温。
112 显微观察和力学性能试验
使用D/MAX22400型X射线衍射仪,选用Cu2KαX射线进行物相分析。使用H2800型透射电子显微镜观察深冷处理前后的微观组织。
将淬火处理后的毛坯用线切割机加工成10mm×10mm×55mm无缺口试样,表面磨光。试样深冷处理后在JB800型冲击试验机上测量冲击韧度α
K
。将淬火处理后的毛坯用线切割机和车床加工成<8mm ×80mm试样,表面磨光。在WC2300液压万能材料
实验机上测量深冷处理后试样的抗弯强度σ
bb
,用TYPE23036X2Y RECORDER型应变仪测量挠度f。将深冷处理后的冲击试样放入HR2150型洛氏硬度计测量硬度值。上述试验取3次平均值。
2 试验结果与分析
211 X射线衍射分析
通过将衍射数据同标准特征谱线或P DF卡片对照,经循环深冷处理的W6Mo5Cr4V2高速钢试样衍射
线主要由马氏体、奥氏体、M
6
C和少量VC等组成,不同深冷处理工艺各个衍射线条的变化也不同,下面对每种物相衍射线条的变化进行分析。
21111 深冷前后马氏体衍射峰及马氏体轴比和含碳量
为了便于计算马氏体的c/a,选用马氏体的(112)和(121)晶面衍射峰来研究。W6Mo5Cr4V2钢经深冷处理后马氏体衍射峰的变化如图1所示。从图1可以看出,随着深冷时间和深冷次数的增加,马氏体衍射峰强度增加,说明深冷处理后残留奥氏体继续转变成马氏体,致使马氏体含量增加。此外,马氏体衍射峰逐渐向大角度偏移,并且逐渐变窄,说明马氏体内的含碳量发生了变化,有含碳量较高的碳化物从马氏体中析出,并且碳化物析出数量随深冷次数的增加而增加,3次深冷处理后马氏体衍射峰变化最大,说明重复深冷对碳化物析出有利。观察图1还发现,由于深冷处理后碳化物析出,马氏体正方度下降,(112)和(121)晶面间距减小,(112)和(121)晶面衍射峰互相靠拢,并且随深冷次数增加,这一现象更加明显。从表1中的计算数据中可以看出,深冷后马氏体c/a和含碳量减小,循环深冷后下降尤为显著,说明随着深冷次数增加,碳化物析出量增加
。
图1 深冷处理前后马氏体(112)和(121)晶面衍射峰
Fig.1 XRD peaks of the(112)and(121)crystal face of martensite before and after cryogenic treat m ent
表1 W6M o5Cr4V2钢深冷处理前后马氏体轴比和含碳量
Table1 The c/a ra ti o and carbon con ten t of marten site before and after cryogen i c trea t m en t for W6M o5Cr4V2steel
深冷工艺马氏体c/a
马氏体含碳量
(质量分数,%)淬火,未深冷 1.069 1.50
淬火+深冷3h 1.068 1.48
淬火+深冷12h 1.059 1.28
淬火+2次1h深冷 1.052 1.13
淬火+3次1h深冷 1.0420.91
21112 深冷前后奥氏体衍射峰及奥氏体含量
由于奥氏体(111)晶面衍射峰与马氏体的(110)晶面的衍射峰重叠,以奥氏体(200)晶面的衍射峰来分析,见图2。从图2中发现,W6Mo5Cr4V2钢深冷处理后奥氏体峰变化明显,衍射强度下降,表明经深冷处理后残留奥氏体继续转变为马氏体,奥氏体含量下降。从表2中的数据看到,深冷处理后奥氏体含量减少。对于1次长时间深冷处理,延长深冷时间对奥氏体含量影响不大。而对于循环深冷处理,增加深冷次数,奥氏体含量明显减少。
图2 W 6Mo5Cr4V2钢深冷处理前后奥氏体(200)晶面衍射峰
Fig .2 XRD peaks of the (200)crystal face of austenite bef ore and after cryogenic treat m ent f orW 6Mo5Cr4V2steel 表2 W 6M o5Cr4V2钢深冷处理前后奥氏体含量Table 2 Austen ite con ten t before and after cryogen i c
trea t m en t for W 6M o5Cr4V2steel
深冷工艺奥氏体量(质量分数,%)
淬火,未深冷
27.6淬火+深冷3h 25.8淬火+深冷12h 24.7淬火+2次1h 深冷21.4淬火+3次1h 深冷
19.4
21113 深冷前后碳化物衍射峰和碳化物平均粒度
W 6Mo5Cr4V2高速钢深冷处理前后M 6C 型碳化物(440)晶面衍射峰的变化如图3所示。观察发现,深冷后碳化物的线形展宽,
半高宽增加,强度略有增加,向大角度移动,这些现象都说明深冷后有新的碳化物析出,而且深冷析出碳化物的尺寸小于原有淬火未溶碳化物,这将导致碳化物平均粒度减小。选取M 6C 的(440)晶面衍射数据,利用谢乐公式计算M 6C 碳化物衍射峰的半高宽和平均粒度,数据列于表3中。由表中数据可知,深冷后M 6C 碳化物平均粒度下降近10%～20%,增加深冷次数平均粒度明显下降,说明循环多次深冷后,析出碳化物的数量增加,尺寸减小。
图3 深冷处理前后M 6C 型碳化物(440)晶面衍射峰Fig .3 XRD peaks of the (440)crystal face of M 6C
carbide before and after cryogenic treat m ent
表3 深冷处理前后M 6C 型碳化物衍射峰半高宽和平均粒度
Table 3 Ha lf w i dth of d i ffracti on peak and average si ze of M 6C carb i de before and after cryogen i c trea t m en t 深冷工艺半高宽(弧度)
平均粒度/nm
淬火,未深冷
0.32950.8淬火+深冷3h 0.37644.5淬火+深冷12h 0.40041.9淬火+2次1h 深冷0.42439.5淬火+3次1h 深冷
0.438
38.2
212 TE M 观察
用TE M 观察深冷前后W 6Mo5Cr4V2高速钢试样的微观组织,结果见图4。图4a 所示为未深冷处理的马氏体孪晶的暗场照片,孪晶宽度200～300n m ,孪晶带连续,没有弥散析出物。图4b 显示深冷处理12h 后,马氏体孪晶尺寸约为50～100nm ,说明经深冷后马氏体孪晶亚结构明显细化。此外,沿孪晶带已有弥散碳化物析出,呈粒状和短棒状,尺寸约10～20n m ,间距较大,分布也不均匀,可见W 6Mo5Cr4V2高速钢长时间深冷处理后有弥散碳化物析出,延长深冷时间对析出碳化物的数量影响不大。图4c 和图4d 分别显示了2次和3次循环深冷处理后沿马氏体位错网析出了大量超细弥散分布的碳化物颗粒,与图4b 中的1次长时间深冷相比,随着深冷次数的增加,多次循环深冷处理后析出的碳化物数量更多,尺寸和间距更小,这与X 射线衍射研究结果是一致的。 关于高速钢深冷析出的碳化物类型,目前还没有
确切的研究报道,有研究表明[829]
,这种超细碳化物并不是一种新型碳化物,而很可能是与高温回火过程中析出碳化物类似的碳化物。213 深冷处理前后的力学性能
从表4中的数据可以看出,深冷处理后,W 6Mo5Cr4V2高速钢的力学性能普遍提高,与1次长时间深冷处理相比,多次短时间循环深冷处理的效果更为明显,深冷次数较之深冷时间对深冷效果的影响更大。使用效果最好的3次1h 深冷处理工艺后,抗弯强度σbb 提高15%左右,冲击韧度提高超过100%,硬度提高3%,挠度提高15%。
表4 深冷处理前后W 6M o5Cr4V2钢的力学性能
Table 4 M echan i ca l properti es of the W 6M o5Cr4V2steel
before and after cryogen i c trea t m en t
深冷处理工艺抗弯强度σbb /MPa
冲击韧度αK /MJ ?m
-2
硬度
(HRC )挠度/mm
未深冷19360.10861.2 1.31次3h 深冷20340.11662.1 1.41次12h 深冷20480.18562.2 1.42次1h 深冷21730.20562.8 1.53次1h 深冷
2287
0.220
63.2
1.5
图4 W6Mo5Cr4V2高速钢深冷处理前后显微组织的TE M照片(暗场相)
(a)未深冷 (b)1次12h深冷 (c)2次1h深冷 (d)3次1h深冷
Fig.4 TE M m icr ographs of the W6Mo5Cr4V2steel bef ore and after cryogenic treat m ent(DF i m age)
(a)before cryogenic treat m ent (b)12h×1cryogenic treat m ent (c)1h×2cryogenic treat m ent (d)1h×3cryogenic treat m ent
通过试验观察和分析表明,经多次循环深冷处理后高速钢中残留奥氏体继续转变为马氏体,显微组织明显细化,析出碳化物数量增多,力学性能明显提高,多次深冷处理效果好于1次长时间深冷。因此实际生产中为优化深冷处理工艺,应该适当增加深冷处理次数。
3 结论
(1)W6Mo5Cr4V2高速钢采用循环深冷处理工艺后,马氏体轴比和含碳量明显减小,经循环多次深冷处理后,奥氏体含量进一步减少。延长深冷时间对奥氏体含量影响不大。
(2)W6Mo5Cr4V2高速钢循环多次深冷处理后,碳化物的平均粒度显著降低,有大量新的超细弥散碳化物颗粒沿马氏体孪晶带和位错线析出。随着深冷次数的增加,析出的碳化物数量增多,尺寸和间距变小。
(3)W6Mo5Cr4V2高速钢多次循环深冷处理效果好于1次长时间深冷,与1次长时间深冷处理相比,多次短时间循环深冷处理后力学性能更高。实际生产中为优化深冷处理工艺,应适当增加深冷处理次数。
参考文献:
[1] 陈 鹰,陈再枝,董 瀚,等.经深冷处理的4Cr5MoSi V1
钢的回火组织和力学性能[J].钢铁研究学报,2006,18
(5):29232.
[2] 李士燕,陈长风,李 雄,等.深冷处理对高碳钢抗磨粒磨损
性能影响的研究[J].摩擦学学报,2000,20(4):2762279. [3] 丁 剑,张 狄,阎 铤,等.深冷处理工艺参数对Gr15
钢相对耐磨性的影响[J].热加工工艺,2002(6):327. [4] 林晓娉,董 允,王亚红.高速钢深冷处理及其机理研究
[J].金属热处理学报,1998,19(2):21225.
[5] M E NG Fanju,T AG ASH I RA Kohsuke,AZ UMA Ryo,et al.
Role of eta2carbide p reci p itati ons in the wear resistance i m2 p r ove ments of Fe212Cr2Mo2V21.4C t ool steel by cryogenic
treat m ent[J].I SI J I nternati onal,1994,34(2):2052210. [6] YE N Pen2L i,K AMODY Dennis J.For mati on of fine Eta car2
bides in s pecial cryogenic and te mpering p r ocess key t o i m2 p r oved p r operties of all oy steels[J].I ndustrial Heating,1997
(1):40244.
[7] 曾志新,李 勇,周志斌,等.深冷处理对W9Mo3Cr4V刀
具耐磨性能影响的研究[J].中国机械工程,2003,14
(9):7942796.
[8] 李 雄,李士燕,张鸿冰,等.6W25Mo24Cr22V高速钢深冷
处理微观组织结构分析[J].上海交通大学学报,2002,36
(7):9052908
[9] 顾 彪,丛吉远.深冷处理引起高速钢的性能改善与微结
构变化[J].大连理工大学学报,1997,37(3):2852289. [10] 冯 端,等.金属物理学(第二卷)[M].北京:科学出版
社,1990:50252.
常用金属材料的显微组织观察
工程材料学实验（常用金属材料的显微组织观察） 何艳玲编写 机电工程学院材料系
常用金属材料的显微组织观察 一、实验目的 1．观察各种常用合金钢，有色金属和铸铁的显微组织。 2．分析这些金属材料的组织和性能的关系及应用。 二、概述 1．几种常用合金钢的显微组织 合金钢依合金元素含量的不同，可分为三种：合金元素总量小于5％的称为低合金钢；合金元素为5～10％的称为中合金钢；合金元素大于10％的称为高合金钢。 1）一般合金结构钢、合金工具钢都是低合金钢。由于加入合金元素，铁碳相图发生一些变动，但其平衡状态的显微组织与碳钢的显微组织并没有本质的区别。低合金钢热处理后的显微组织与碳钢的显微组织也没有根本的不同，差别只是在于合金元素都使C曲线右移(除Co外)，即以较低的冷却速度可获得马氏体组织。例如16Mn淬火后为马氏体组织，40Cr钢经调质处理后的显微组织是回火索氏体，如图1、2所示。GCrl5钢(轴承钢)840℃油淬低温回火试样的显微组织，与T12钢780℃水淬低温回火试样的显微组织也是一样的，都得到回火马氏体＋碳化物十残余奥氏体组织，如图3所示。 图1 16Mn淬火组织图2 40Cr钢调质后的组织 图3 GCr15钢淬火低温回火后组织图4 W18Cr4V淬火三次回火后的组织
2)高速钢是一种常用的高合金工具钢，例如W18Cr4V。因为它含有大量合金元素，使铁碳相图中的E点大大向左移，以致它虽然只含有0.7～0.8％的碳，但也已经含有莱氏体组织，所以称为莱氏体钢。 高速钢的铸造状态下与亚共晶白口铸铁的组织相似。其中莱氏体由合金碳化物和马氏体或屈氏体组成。莱氏体沿晶界呈宽网状分布，莱氏体中的碳化物粗大，有骨架状，不能靠热处理消除，必须进行锻造打碎。锻造退火后高速钢的显微组织是由索氏体和碳化物所组成的。 高速钢优良的热硬性及高的耐磨性，只有经淬火及回火后才能获得。它的淬火温度较高，为1270～1280℃，以使奥氏体充分合金化，保证最终有高的热硬性。淬火时可在油中或空气中冷却。淬火组织为马氏体、碳化物和残余奥氏休。由于淬火组织中存在有较大量(25～30％)的残余奥氏体，一般都进行三次约560℃的回火。经淬火和三次回火后，高速钢的组织为回火马氏体、碳化物和少量残余奥氏体(2～3％)(图4)。 3)不锈钢是在大气、海水及其它浸蚀性介质条件下能稳定工作的钢种，大都属于高合金钢，例如应用很广的1Crl8Ni9即18-8钢。它的碳含量较低，因为碳不利于防锈；高的铬含量是保证耐蚀性的主要因素；镍除了进一步提高耐蚀能力以外，主要是为了获得奥氏体组织。这种钢在室温下的平衡组织是奥氏体十铁素体+(Cr，Fe)23C6。为了提高耐蚀性以及其它性能，必须进行固溶处理。为此加热到1050～1150℃，使碳化物等全部溶解，然后水冷，即可在室温下获得单一的奥氏体组织，如图5所示。 但是1Crl8Ni9在室温下的单相奥氏体状态是过饱和的，不稳定的，当钢使用时温度到达400～800℃的范围或者从较高温度，例如固溶处理温度下冷却较慢时，(Cr，Fe)23C6会从奥氏体晶界上析出，造成晶间腐蚀，使钢的强度大大降低。目前，防止这种晶间腐蚀的途经有两条：一是尽量降低碳含量，但有限度；二是加入与碳的亲和力很强的元素Ti，Nb等。因此出现了1Crl8Ni9Ti、0Crl8Ni9Ti 等及更复杂的牌号的奥氏体镍铬不锈钢。 200× 500× 图5 1Crl8Ni9钢固溶处理后的组织 2．几种常用有色金属的显微组织 1）铝合金应用十分广泛的铝合金主要分变形铝合金和铸造铝合金两类。依照热处理效果又可分为能热处理强化的铝合金及不能热处理强化的铝合金。
金相检测国家标准汇总
金相检测国家标准汇总公司标准化编码 [QQX96QT-XQQB89Q8-NQQJ6Q8-MQM9N]
检验类别 1、金属平均晶粒度【001】金属平均晶粒度测定… GB 6394-2002 【010】铸造铝铜合金晶粒度测定…GB 10852-89 【019】珠光体平均晶粒度测定…GB 6394-2002 【062】金属的平均晶粒度评级…ASTM E112 【074】黑白相面积及晶粒度评级…BW 2003-01 【149】彩色试样图像平均晶粒度测定…GB 6394-2002 【304】钨、钼及其合金的烧结坯条、棒材晶粒度测试方法（面积法） 【305】钨、钼及其合金的烧结坯条、棒材晶粒度测试方法（切割线法） 【322】铜及铜合金_平均晶粒度测定方法…YS/T 347-2004 【328】彩色试样图像平均晶粒度测定方法２ 2、非金属夹杂物显微评定【002】非金属夹杂物显微评定…GB 10561-89 【252】钢中非金属夹杂物含量的测定标准评级图显微检验法…GB/T 10561-2005/ISO 4967:1998 3、贵金属氧化亚铜金相检验【003】贵金属氧化亚铜金相检验…GB 3490-83 4、脱碳层深度测定【004】钢的脱碳层深度测定法…GB/T 224-2008 【130】脱、渗碳层深度测定…GB 224-87 5、铁素体晶粒延伸度测定【005】铁素体晶粒延伸度测定…GB 4335-84 6、工具钢大块碳化物评级【006】工具钢大块碳化物评级…GB 4462-84 7、不锈钢相面积含量测定【007】不锈钢相面积含量测定…GB 6401-86 ８、灰铸铁金相【008】铸铁共晶团数量测定…GB 7216-87 【056】贝氏体含量测定…GB 7216-87 【058】石墨分布形状…GB 7216-87 【059】石墨长度…GB 7216-87 【065】珠光体片间距…GB 7216_87 【066】珠光体数量…GB 7216_87 【067】灰铸铁过冷石墨含量…SS 2002-01 【185】碳化物分布形状…GB 7216-87 【186】碳化物数量…GB 7216-87 【187】磷共晶类型…GB 7216-87 【188】磷共晶分布形状…GB 7216-87 【189】磷共晶数量…GB 7216-87 【190】基本组织特征…GB 7216-87 【235】石墨长度（自动分析）…GB 7216-87 【251】灰铸铁多图多模块评级：石墨分布＆石墨长度＆基体组织＆共晶团【255】灰铸铁金相＿基本组织特征（灰度法） 【256】石墨分布＆石墨长度＆基体组织＆共晶团（灰度法）…GB 7216-87 【316】灰铁金相等级图_石墨类型…SS 2007-6 【317】灰铁金相等级图_石墨尺寸…SS 2007-7 【318】灰铁金相等级图_铁素体的大约百分含量…SS 2007-8 【319】灰铁金相等级图_珠光体的大概间隔…SS 2007-9
常用金属材料的显微组织观察
常用金属材料的显微组织观察 一、实验目的 观察几种常用合金钢、铸铁和有色金属的显微组织； 了解这些金属材料的成分、组织和性能的特点。 二、仪器与材料 仪器： XJP-2A( 单目 ) 金相显微镜； XJP-3C( 双目 ) 金相显微镜； 材料： 10 种常用金属材料 三、实验原理及教学内容 1 合金钢 在合金钢中，由于合金元素对相图及相变过程的影响，其显微组织比碳钢复杂得多，组成相除了合金铁素体、合金奥氏体、合金渗碳体外，还可能出现金属间化合物，其组织形态随钢种的不同而呈现出不同的特征。根据其用途可分为：合金结构钢、合金工具钢、特殊性能钢。 ? 40Cr 调质钢（合金结构钢） 合金调质钢是指调质处理后的合金结构钢，调质处理后具有高强度与良好的塑性及韧性。40表示含碳量0.4%，Cr是加入的合金元素，起着增加淬透性，使调质后的回火索氏体组织得到强化。回火索氏体以前我们学过，是由等轴状F和粒状渗碳体构成。
40Cr调质处理（淬火后高温回火） W18Cr4V退火 ? W18Cr4V 高速钢（合金工具钢） 高速钢是一种高合金工具钢，具有高硬度、高耐磨性和高热硬性，还具有一定的强度、韧性和塑性。加入合金元素W提高热硬性；Cr可以提高钢的淬透性；加入合金元素V可显著提高钢的耐磨性和热硬性。 a. 铸态组织显微组织分为三个部分：晶界附近为骨骼状莱氏体共晶碳化物Fe4W2C及WC，严重地分割了基体，使钢受载时极易脆裂；晶粒外层为奥氏体分解产物—马氏体及残余奥氏体，因为它不易被浸蚀而呈亮色，常称为“白色组织”；晶粒的心部是δ共析体，为极细的共析组织，易受浸蚀而呈黑色，通常称为“黑色组织”。 b. 锻造和退火后的组织为了改善碳化物的不均匀性，生产上采用反复锻造的方法将共晶碳化物击碎使其分布均匀。为了去除锻造内应力，清除不平衡组织，降低了硬度，改善切削加工性能，为淬火提供良好的原始组织，必须对高速钢进行退火处理。经过860～880℃退火后，高速钢 W18Cr4V 的退火组织为较粗大的共晶碳化物颗粒及稍细的二次碳化物,分布在索氏体基体上。 c. 淬火及回火后的组织为保证高速钢的热硬性及高耐磨性，高速钢必须进行1280 ℃淬火及560 ℃ 2～3 次回火处理。淬火后的组织由淬火马氏体、残余奥氏体及粒状碳化物组成。由于淬火后的马氏体和残余奥氏体中合金元素含量较高，组织抗腐蚀能力很高，经4% 硝酸酒精溶液浸蚀后，马氏体和残余奥氏体呈白色，仅能显示原奥氏体的晶界和粒状合金碳化物。 为减少残余奥氏体量，消除应力，稳定组织，提高力学性能指标，淬火后W18Cr4V一般需在560℃进行三次回火，回火后的显微组织为暗黑色针状回火马氏体的基体上，分布着亮白色块状碳化物。 W18Cr4V1280℃淬火 W18Cr4V淬火+三次回火 ? 1Cr18Ni9Ti 不锈钢（特殊性能钢） 在腐蚀介质中有抗腐蚀性能的钢是不锈钢。1Cr18Ni9Ti 是奥氏体型不锈钢。这类钢为了防锈，碳的质量分数较低，高含铬量是保证耐蚀性的主要因素，镍除了进一步提高耐蚀能力外，还扩大了奥氏体区域，从而在室温下能获得奥氏体组织。这种钢的平衡组织是奥氏体与合金碳化物，碳化物对材料耐蚀性有很大的损伤。为获得单一组织以提高耐蚀性，必须进行固溶处理：把钢加热到 1050～1150 ℃，使碳化物全部溶解，然后水淬，避免碳化物析出，在室温下得到单相奥氏体组织。奥氏体型不锈钢在450～850℃的加热和焊接时，晶界处会析出Cr23C6化合物，使晶界处贫铬，产生晶间腐蚀。加入Ti元素可形成稳定而弥散TiC 化合物，抑制铬碳化合物的产生和晶间腐蚀。1Cr18Ni9Ti由于耐腐蚀性高，所以要观察其组织就要用腐蚀性极强的浸蚀剂：王水溶液，其显微组织是单一的奥氏体，晶粒内有明显的孪晶。
什么是高速钢
高速钢种类详解 简介：高速钢又名风钢或锋钢，意思是淬火时即使在空气中冷却也能硬化，并且很锋利。它是一种成分复杂的合金钢，含有钨、钼、铬、钒等碳化物形成元素。合金元素总量达10～25%左右。它在高速切削产生高热情况下(约500℃)仍能保持高的硬度，HRC能在60以上。这就是高速钢最主要的特性——红硬性。而碳素工具钢经淬火和低温回火后，在室温下虽有很高的硬度，但当温度高于200℃时，硬度便急剧下降，在500℃硬度已降到与退火状态相似的程度，完全丧失了切削金属的能力，这就限制了碳素工具钢制作切削工具用。而高速钢由于红硬性好，弥补了碳素工具钢的致命缺点，可以用来制造切削工具。 高速钢的热处理工：艺较为复杂，必须经过退火、淬火、回火等一系列过程。退火的目的是消除应力，降低硬度，使显微组织均匀，便于淬火。退火温度一般为860～880℃。淬火时由于它的导热性差一般分两阶段进行。先在800～850℃预热(以免引起大的热应力)，然后迅速加热到淬火温度1220～1250℃，后油冷。工厂均采用盐炉加热。淬火后因内部组织还保留一部分(约30%)残余奥氏体没有转变成马氏体，影响了高速钢的性能。为使残余奥氏体转变，进一步提高硬度和耐磨性，一般要进行2～3次回火，回火温度560℃，每次保温1小时。 高速钢种类： 有钨系高速钢和钼系高速钢两大类。钨系高速钢有W18Cr4V,钼系高速钢有W6Mo5Cr4V等。规格主要有圆钢和方钢。钢材的表面要加工良好，不得有肉眼可见的裂纹、折叠、结疤和发纹。冷拔钢材表面应洁净、光滑、无夹杂和氧化皮等。 高速钢是一种含多量碳(C)、钨(W)、钼(Mo)、铬(Cr)、钒(V)等元素的高合金钢，热处理后具有高热硬性。当切削温度高达600℃以上时，硬度仍无明显下降，用其制造的刀具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 图一：高速钢是制造形状复杂、磨削困难的刀具的主要材料。
钢材的力学性能
B 钢材的力学性能 含碳2%以下的铁碳合金称为钢。炼钢的主要任务是按所炼钢种的质量要求，调整钢中碳和合金元素含量到规定范围之内，并使P 、S 、H 、O 、N 等杂质的含量降至允许限量之下。炼钢过程实质上是一个氧化过程，炉料中过剩的碳被氧化，燃烧生成CO 气体逸出，其它Si 、P 、Mn 等氧化后进入炉渣中。S 部分进入炼渣中，部分则生成SO 2排出。当钢水成份和温度达到工艺要求后，即可出钢。为了除去钢中过剩的氧及调整化学成份，可以添加脱氧剂和铁合金或合金元素。 1、拉力试验 按标准制备的拉力试样，安装在拉力试验机的夹头内，对试样缓慢施加单轴向拉伸应力，直至试样被拉断为止的试验称作拉力试验。 （1）强度 金属材料在外力作用下，抵抗变形和断 裂的能力叫强度。强度指标包括：比例极限、弹性极限、屈服强度、抗拉强度等。 （2）比例极限 对金属施加拉力，金属存在着力与 变形成直线比例的阶段，而这个阶段的最大极限负荷Pp 除以试样的原横截面积即为比例极限，用σP 表示。 （3）弹性极限 金属受外力作用发生了变形，外力 去掉后，能完全恢复原来的形状，这种变形称为弹性变形。金属能保持弹性变形的最大应力称为弹性极限，用σe 表示。 （4）抗拉强度 试样拉伸时，在拉断前所承受的最大 负荷除以原横截面积所得的应力，称作抗拉强度，用σb 表示。当材料所受的外应力大于其抗拉强度时，将会发生断裂。因此σb 越高，则表示它能承受愈大的外应力而不致于断裂。 国外标准的结构钢常按抗拉强度来分类，如SS400，其中400即表示σb 的最小值为400MPa ，超高强度钢是指σb ≥1373MPa 的钢。 （5）屈强比 屈强比即屈服强度与抗拉强度之比值 （σS /σb ）。屈服比值越高，则该材料的强度愈高，屈强比值愈低则塑性愈佳，冲压成形性愈好。如深冲钢板的屈强比值为≤0.65。弹簧钢一般均在弹性极限范围内服役，受载荷时不允许产生塑性变形，因此要求弹簧钢经淬火、回火后具有尽可能高的弹性极限和屈强比值（σS /σb ≥0.90）。此外，疲劳寿命与抗拉强度及表面质 量往往有很大关联。 （6）塑性 金属材料在受力破坏前可以经受永久变 形的性能称为塑性。塑性指标通常用伸长率和断面收缩率表示。伸长率与断面收缩率越高，则塑性越好。 2、冲击韧性 用一定尺寸和形状的金属试样，在规定类型的冲击试验上受冲击负荷折断时，试样刻槽处单位横截面上所消耗的冲击功，称为冲击韧性以αk 表示。 目前常用的10mm ×10mm ×55mm 、带2mm 深的V 形缺口夏氏冲击试样，标准上直接采用冲击功AK ，而不是采用αk 值。因为单位面积上的冲击功并无实际意义。 冲击功对于检查金属材料在不同温度下的脆性转化最为敏感，而实际服役条件下的灾难性破断事故，往往与材料的冲击功及服役温度有关。因此在有关标准中常常规定某一温度时的冲击功值为多少、还规定FATT （断口面积转化温度）要低于某一温度的技术条件。所谓FATT ，即一组在不同温度下的冲击试样冲断后，对冲击断口进行评定，当脆性断裂占总面积的50%时所对应的温度。由于钢板厚度的影响，对厚度≤10mm 的钢板，可取得3/4小尺寸冲击试样（7.5mm ×10mm ×55mm ）或1/2小尺寸冲击试样（5mm ×10mm ×55mm ）。但是一定要注意，同规格及同温度下的冲击功值才可相互比较。只有在标准规定的条件下，才可按标准的换算方法，折算成标准冲击试样的冲击功，再相互比较。 3、硬度试验 金属材料抵抗压头（淬硬的钢球或具有1200圆锥或角锥的金刚石压头）压陷表面的能力称为硬度。根据试验方法和适用范围的不同，硬度可分为布氏硬度、洛氏硬度、维氏硬度、肖氏硬度以及显微硬度、高温硬度等。冶金产品常用的是布氏硬度和洛氏硬度。 4、宝钢企业标准（Q/BQB ） 宝钢企标中的钢号大致可分为3个来源：即从日本JIS 标准、德国DIN 标准移植及自行开发研制的钢号。从日本JIS 标准中移植来的钢号，一般首位常为S （Steel ）；从DIN 标准移植来的钢号，一般常以ST 开头（Stahl 德文中的“钢”）；宝钢自行开发研制的钢号，一般首位常以宝钢的拼音首位B 开头。（作者单位：辽阳县产品质量监督检验所） □谷迎春王立伟 质量论谈 4
钢管力学性能
钢管力学性能 力学性能 钢材力学性能是保证钢材最终使用性能（机械性能）的重要指标，它取决于钢的化学成分和热处理制度。在钢管标准中，根据不同的使用要求，规定了拉伸性能（抗拉强度、屈服强度或屈服点、伸长率）以及硬度、韧性指标，还有用户要求的高、低温性能等。 ①抗拉强度（σb） 试样在拉伸过程中，在拉断时所承受的最大力（Fb），出以试样原横截面积（So）所得的应力（σ），称为抗拉强度（σb），单位为N/mm2（MPa）。它表示金属材料在拉力作用下抵抗破坏的最大能力。计算公式为： 式中：Fb--试样拉断时所承受的最大力，N（牛顿）； So--试样原始横截面积，mm2。 ②屈服点（σs） 具有屈服现象的金属材料，试样在拉伸过程中力不增加（保持恒定）仍能继续伸长时的应力，称屈服点。若力发生下降时，则应区分上、下屈服点。屈服点的单位为N/mm2（MPa）。 上屈服点（σsu）：试样发生屈服而力首次下降前的最大应力；下屈服点（σsl）：当不计初始瞬时效应时，屈服阶段中的最小应力。 屈服点的计算公式为： 式中：Fs--试样拉伸过程中屈服力（恒定），N（牛顿）So--试样原始横截面积，mm2。 ③断后伸长率（σ） 在拉伸试验中，试样拉断后其标距所增加的长度与原标距长度的百分比，称为伸长率。以σ表示，单位为%。计算公式为： 式中：L1--试样拉断后的标距长度，mm； L0--试样原始标距长度，mm。 ④断面收缩率（ψ） 在拉伸试验中，试样拉断后其缩径处横截面积的最大缩减量与原始横截面积的百分比，称为断面收缩率。以ψ表示，单位为%。计算公式如下： 式中：S0--试样原始横截面积，mm2； S1--试样拉断后缩径处的最少横截面积，mm2。 ⑤硬度指标 金属材料抵抗硬的物体压陷表面的能力，称为硬度。根据试验方法和适用范围不同，硬度又可分为布氏硬度、洛氏硬度、维氏硬度、肖氏硬度、显微硬度和高温硬度等。对于管材一般常用的有布氏、洛氏、维氏硬度三种。 A、布氏硬度（HB） 用一定直径的钢球或硬质合金球，以规定的试验力（F）压入式样表面，经规定保持时间后卸除试验力，测量试样表面的压痕直径（L）。布氏硬度值是以试验力除以压痕球形表面积所得的商。以HBS（钢球）表示，单位为N/mm2(MPa)。 其计算公式为： 式中：F--压入金属试样表面的试验力，N； D--试验用钢球直径，mm； d--压痕平均直径，mm。 测定布氏硬度较准确可靠，但一般HBS只适用于450N/mm2（MPa）以下的金属材料，对于较硬的钢或较薄的板材不适用。在钢管标准中，布氏硬度用途最广，往往以压痕直径d来表示该材料的硬度，既直观，又方便。 举例：120HBS10/1000130：表示用直径10mm钢球在1000Kgf（9.807KN）试验力作用下，保持3 0s（秒）测得的布氏硬度值为120N/ mm2（MPa）。
各元素在高速钢中的作用
高速工具钢主要用于制造高效率的切削刀具。由于其具有红硬性高、耐磨性好、强度高等特性，也用于制造性能要求高的模具、轧辊、高温轴承和高温弹簧等。高速工具钢经热处理后的使用硬度可达HRC63以上，在600℃左右的工作温度下仍能保持高的硬度，而且其韧性、耐磨性和耐热性均较好。退火状态的高速工具钢的主要合金元素有多、钼、铬、钒，还有一些高速工具钢中加入了钴、铝等元素。这类钢属于高碳高合金莱氏体钢，其主要的组织特征之一是含有大量的碳化物。铸态高速工具钢中的碳化物是共晶碳化物，经热压力加工后破碎成颗粒状分布在钢中，称为一次碳化物；从奥氏体和马氏体基体中析出的碳化物称为二次碳化物。这些碳化物对高速工具钢的性能影响很大，特别是二次碳化物，其对钢的奥氏本晶粒度和二次硬化等性能有很大影响。碳化物的数量、类型与钢的化学成分有关，而碳化物的颗粒度和分布则与钢的变形量有关。钨、钼是高速工具钢的主要合金元素，对钢的二次硬化和其他性能起重要作用。铬对钢的淬透性、抗氧化性和耐磨性起重要作用，对二次硬化也有一定的作用。钒对钢的二次硬化和耐磨性起重要作用，但降低可磨削性能。 高速工个钢的淬火温度很高，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520~580℃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，并超过淬火硬度，此为二次硬化。这是高速工具钢的重要特性。 高速工个钢除了具有高的硬度、耐磨性、红硬性等使用性能外，还具有一定的热塑性、可磨削性等工艺性能。 多系高速工具钢主要合金元素是钨，不含钼或含少量钼。其主要特性是过热敏感性小，脱碳敏感性小、热处理和热加工温度范围较宽，但碳化物颗粒粗大，分布均匀性差，影响钢的韧性和塑性。 钨钼系高速工具钢的主要合金元素是钨和钼。其主要特性是碳化物的颗粒度和分布均优于钨系高速工具钢，脱碳敏感性和过热敏感性低于钼系高速工具钢，使用性能和工艺性能均较好。钼系高速工具钢的主要合金元素是钼，不含钨或含少量钨。其主要特性是碳化物颗粒细，分布均匀、韧性好，但脱碳敏感性和过热敏感性大、热加工和热处理范围窄。 含钻高速工具钢是在通用高速工具钢的基础上加入一定量的钴，可显著提高钢的硬度、耐磨性和韧性。 粉末高速工具钢是用粉末冶金方法产生的。首先用雾化法制取低氧高速工具钢预合金粉末，然后用冷、热静压机将粉末压实成全致密的钢坯，再经锻、轧成材。粉末高速工具钢的碳化物细小、分布均匀，韧性、可磨削性和尺寸稳定性等均很好，可生产用铸锭法个可能产生更高合金元素含量的超硬高速工具钢。粉末高速工具钢可分为3类，第一类是含钴高速工具钢，其特点是具有接近硬质合金的硬度，而且还具有良好的可锻性、可加工性、可磨性和强韧性。第二类是无钴高钨、钼、钒超硬高速工具钢。第三类是超级耐磨高速工具钢。其硬度不太高，但耐磨性极好，主要用于要求高耐磨并承受冲击负荷的工作条件。 Mn 1、在低含量范围内，对钢具有很大的强化作用，提高强度、硬度和耐磨性 2、降低钢的临界冷却速度，提高钢的淬透性 3、稍稍改善钢的低温韧性 4、在高含量范围内，作为主要的奥氏体化元素 Si 1、强化铁素体，提高钢的强度和硬度 2、降低钢的临界冷却速度，提高钢的淬透性 3、提高钢的氧化性腐蚀介质中的耐蚀性，提高钢的耐热性
GCr15模具钢材料的力学性能及工艺性能
GCr15模具钢材料的力学性能及工艺性能： （1）力学性能 ○1淬火温度的影响。GCr15钢的正常淬火加热温度为830-860℃，多用油冷，最佳淬火加热温度为840℃，淬火后的硬度达到63-65HRC。在实际生产条件下，根据模具有效截面尺寸和淬火介质的不同，所用的淬火温度可稍有差别。如尺寸较大或用硝盐分级淬火的模具，宜选用较高淬火温度（840-860℃），以便提高淬透性，获得足够的淬硬层深度和较高的硬度；尺寸较小或用油冷的模具一般选用较低的淬火温度（830-850℃）。相同规格的模具，在箱式炉中加热应比盐浴炉加热温度稍高。 ○2回火温度的影响。随着回火温度升高，回火后的硬度下降。回火温度超过200℃后，将进入第一类回火脆性区。所以，GCr15钢的回火温度一般为160-180℃。 （2）工艺性能 ○1锻造。GCr15钢的锻造性能较好，锻造温度范围宽。锻造工艺规程一般为：1050-1100℃，始锻温度1020-1080℃，终锻温度850℃，锻后空冷。锻后的组织应为细片状球光体，这样的组织可以不经正火就可以进行球化退火。 ○2正火。GCr15钢正火加热温度一般为900-920℃，冷却速度不能小于40-50℃/min.小型模胚可以在静止空气中冷却；较大模胚可采用鼓风或喷无冷却；直径在200mm以上的大型模胚可在热油中冷却，至表面温度约为200℃时取出空冷。后一种冷却方式形成的内应力较大，容易开裂，应立即进行球化退火或补加一道去应力退火工序。 ○3球化退火。GCr15钢的球化退火工艺规范一般为：加热温度7700-790℃，保温2-4h，等温温度690-720℃，等温时间4-6h。退火后组织为细小均匀的球状珠光体，硬度为217-255HBS,具有良好的切削加工性能。 GCr15模具钢淬透性较好（油淬临界淬透直径为25mm）,油淬情况下获得的淬硬层深度与碳素工具钢水淬的相近。
高速钢循环深冷处理后的显微组织和力学性能
高速钢循环深冷处理后的显微组织和力学性能 段春争,王敏杰 (大连理工大学机械工程学院精密与特种加工教育部重点实验室,辽宁大连 116023) 摘要:采用X 射线衍射、透射电镜以及力学性能试验等分析方法,研究了多次循环深冷处理对W 6Mo5Cr4V2高速钢的显微组织和力学性能的影响。结果表明,与一次长时间深冷处理相比,多次短时循环深冷处理后W 6Mo5Cr4V2钢中马氏体的c /a 和含碳量明显减小,残留奥氏体数量进一步降低,有大量新的超细弥散碳化物颗粒沿马氏体孪晶带和位错线析出,碳化物的平均粒度显著降低。经多次短时间循环深冷处理后高速钢力学性能更好,因此在实际生产中应适当增加深冷处理次数。 关键词:循环深冷处理;W 6Mo5Cr4V2高速钢;显微组织;力学性能中图分类号:TG156.91 文献标识码:A 文章编号:025426051(2008)0320090204 M i crostructure and m echan i ca l properti es of h i gh speed steel after cycli c cryogen i c trea t m en t DUAN Chun 2zheng,WANG M in 2jie (Dalian University of Technol ogy,School ofMechanical Engineering,Key Laborat ory ofM inistry of Educati on f or Precisi on and Non 2traditi onalMachining,Dalian L iaonin g 116023,China )Abstract:The influence of cyclic cryogenic treat m ent on the m icr ostructure and mechanical p r operties of W 6Mo5Cr4V2hig h s peed steel was studied by XRD,TE M and mechanical p r operties test .The results show that,compared with single l ong t i m e cryogenic treat m ent,the short ti m e cyclic cryogenic treat m ent gain much l ower c /a rati o and carbon content of martensite,and less residual austenite .After cyclic short ti m e cryogenic treat m ent,a l ot of ne w ultra 2fine dis persed car 2bide particles p reci p itate on the t w in bands and disl ocati on lines of martensite and the average carbide size decreases,and the mechanical p r operties i m p r ove significantly .Therefore,it is beneficial t o increase the cryogenic treat m ent ti m es in p ractical app licati on . Key words:cyclic cryogenic treat m ent;W 6Mo5Cr4V2high s peed steel;m icr ostructure;mechanical p r operties 作者简介:段春争(1970—),男,黑龙江鹤岗人,博士,讲师,主要研究方向金属材料的深冷处理工艺及机理,金属切削理论。联系电话:0411283015033 E 2mail:dbf71@https://www.wendangku.net/doc/3d7762248.html, 收稿日期:2007210228 深冷处理作为一种改善金属材料综合力学性能的手段,因具有成本低、设备简单、耗能少且无污染等优点,而越来越受到人们的重视。大量研究表明 [123] ,通过合理制定深冷处理工艺可以明显提高合 金工具钢和碳素工具钢等钢材的力学性能,硬度可 提高1～3HRC,使用寿命提高1～10倍。对于深冷处理机理方面,普遍认为残留奥氏体转化为马氏体以及析出弥散碳化物是深冷处理后钢铁材料综合力学性能明显改善的主要原因 [426] 。高速钢常用于制 作切削刀具和精密冷作模具,高速钢刀具经深冷处理后其红硬性和刀具寿命大幅度提高 [7] 。但是,与1 次长时间深冷处理相比,循环深冷处理对微观组织和力学性能的影响还缺乏深入研究,多次循环深冷处理效果是否更好尚不能确定。本研究采用X 射线 参考文献: [1] 钱建刚,李 荻,郭宝兰.镁合金的化学转化膜[J ].材 料保护,2002,35(3):526. [2] Thomas J R,Darryl L A.H igh ductility magnesium all oys in aut omotive app licati ons [J ].Advanced M aterial &Pr oces 2ses,1994,145(6):28232. [3] 房灿峰,张兴国,于延浩,等.镁合金的性能、成形技术 及其应用研究[J ].金属热处理,2006,31(3):12216. [4] Song G,A trens A.Recent insights int o the mechanis m of magnesium corr osi on and research suggesti ons [J ].Ad 2vanced Engineering M aterials,2007,9(3):1772183. [5] 张永君,严川伟,王福会,等.镁的应用及其腐蚀与防护 [J ].材料保护,2002,35(4):426. [6] 周婉秋,单大勇,曾荣昌,等.镁合金的腐蚀行为与表面 防护方法[J ].材料保护,2002,35(7):123. [7] 王 洁,丁毅.镁合金化学转化处理[J ].材料保护, 2006,39(7):38241. [8] 李金桂,吴再思.防腐蚀表面工程技术[M ].北京:化学 工业出版社,2003. [9] 郑 臻,余新泉,孙扬善.前处理对镁合金化学镀镍结 合力的影响[J ].中国腐蚀与防护学报,2006,26(4): 2212226.
材料力学性能
第一章 1.退火低碳钢在拉伸作用下的变形过程可分为弹性变形，不均匀屈服塑性变形，均匀塑性变形，不均匀集中塑性变形和断裂 2.弹性表征材料发生弹性变形的能力 3.应力应变硬化指数表征金属材料应变硬化行为的性能指标，反应金属抵抗均匀苏醒变形的能力 4.金属材料在拉伸试验时产生的屈服现象是其开始产生宏观塑性变形的一种标志 5. σs 呈现屈服现象的金属材料拉伸时试样在外力不断增加（保持恒定）仍能继续伸长时的应力称为屈服点，记作σs 6. σ0.2 屈服强度 7.断裂类型：韧性断裂和脆性断裂；穿晶断裂和沿晶断裂；解理断裂、纯剪切断裂和微孔聚集型断裂 8.塑性是指金属材料断裂前发生塑性变形的能力 9.韧性断裂和脆性断裂的断口形貌：①韧性断裂断口呈纤维状，灰暗色；中低碳钢断口形貌呈杯锥状，有纤维区，放射区和剪切唇三个区域②脆性断裂断口平齐而光亮，呈放射状或结晶状，有人字纹花样 10.沿晶断裂断口形貌：沿晶断裂冰糖状 11.常见力学行为：弹性变形，塑性变形和断裂 第二章 1.应力状态软性系数Tmax与σmax的比值 2.相对关系压缩试验α=2，扭转试验α=0.8 3（1）渗碳层的硬度分布---- HK或-显微HV （2）淬火钢-----HRC （3）灰铸铁-----HB （4）鉴别钢中的隐晶马氏体和残余奥氏体-----显微HV或者HK （5）仪表小黄铜齿轮-----HV （6）龙门刨床导轨-----HS（肖氏硬度）或HL(里氏硬度) （7）渗氮层-----HV （8）高速钢刀具-----HRC （9）退火态低碳钢-----HB （10）硬质合金----- HRA 第三章 1.冲击韧性指材料在冲击载荷作用下吸收塑性变形功和断裂功的能力，用Ak表示 2.冲击吸收功摆锤冲击试样前后的势能差 3.低温脆性实验温度低于某一温度tk时，会由韧性状态转变为脆性状态，冲击吸收功明显下降。原因：材料屈服强度随温度降低急剧增加的结果 4. 韧脆转变温度转变温度tk称为韧脆转变温度 第四章 1.断裂韧度（K IC ）在平面应变条件下材料抵抗裂纹失稳扩展的能力（与组织有关） 2.应力场强度因子（K I）受外界条件影响的反映裂纹尖端应力场强弱程度的力学度量（与本身有关） 3.断裂韧度（G IC）表示材料阻止裂纹失稳扩展是单位面积所消耗的能量 4.K IC的测量标准三点弯曲试样，紧凑拉伸试样，F形拉伸试样和圆形紧凑拉伸试样
模具的力学性能要求
1.1模具的力学性能要求 1.1.1.1编辑: 上传时间:2006-6-29 10:45:13 模具的力学性能要求--常规力学性能 模具材料的性能是由模具材料的成分和热处理后的组织所决定的。模具钢的基本组织是由马氏体基体以及在基体上分布着的碳化物和金属间化合物等构成。 模具钢的性能应该满足某种模具完成额定工作量所具备的性能，但因各类模具使用条件及所完成的额定工作量指标均不相同，故对模具性能要求也不同。又因为不同钢的化学成分和组织对各种性能的影响不同，即使同一牌号的钢也不可能同时获得各种性能的最佳值，一般某些性能的改善会损失其他的性能。因而，模具工作者常根据模具工作条件及工作定额要求选用模具钢及最佳处理工艺，使之达到主要性能最优，而其他性能损失最小的目的。 对各类模具钢提出的性能要求主要包括：硬度、强度、塑性和韧性等。 模具的力学性能要求--硬度 硬度表征了钢对变形和接触应力的抗力。测硬度的试样易于制备，车间、试验室一般都配备有硬度计，因此，硬度是很容易测定的一种性能，而且硬度与强度也有一定关系，可通过硬度强度换算关系得到材料硬度值。按硬度范围划定的模具类别，如高硬度（52～60HRC），一般用于冷作模具，中等硬度（40～52HRC），一般用于热作模具。
钢的硬度与成分和组织均有密切关系，通过热处理，可以获得很宽的硬度变化范围。如新型模具钢012Al和CG－2可分别采用低温回火处理后硬度为60～62HRC，采用高温回火处理后硬度为50～52HRC，因此可用来制作硬度要求不同的冷、热作模具。因而这类模具钢可称为冷作、热作兼用型模具钢。 模具钢中除马氏体基体外，还存在更高硬度的其他相，如碳化物、金属间化合物等。表l为常见碳化物及合金相的硬度值。 表1 各种相的硬度值 相硬度HV 铁素体约100 马氏体：ωC0.2% 约530 马氏体：ωC0.4% 约560 马氏体：ωC0.6% 约920 马氏体：ωC0.8% 约980 渗碳体(Fe 3C) 850～1100 氮化物1000～3000 金属间化合物500 模具钢的硬度主要取决于马氏体中溶解的碳量（或含氮量），马氏体中的含碳量 I I
金相检测国家标准汇总
金相检测国家标准汇总文稿归稿存档编号：[KKUY-KKIO69-OTM243-OLUI129-G00I-FDQS58-
检验类别 1、金属平均晶粒度【001】金属平均晶粒度测定… GB 6394-2002 【010】铸造铝铜合金晶粒度测定…GB 10852-89 【019】珠光体平均晶粒度测定…GB 6394-2002 【062】金属的平均晶粒度评级…ASTM E112 【074】黑白相面积及晶粒度评级…BW 2003-01 【149】彩色试样图像平均晶粒度测定…GB 6394-2002 【304】钨、钼及其合金的烧结坯条、棒材晶粒度测试方法（面积法） 【305】钨、钼及其合金的烧结坯条、棒材晶粒度测试方法（切割线法） 【322】铜及铜合金_平均晶粒度测定方法…YS/T 347-2004 【328】彩色试样图像平均晶粒度测定方法２ 2、非金属夹杂物显微评定【002】非金属夹杂物显微评定…GB 10561-89 【252】钢中非金属夹杂物含量的测定标准评级图显微检验法…GB/T 10561-2005/ISO 4967:1998 3、贵金属氧化亚铜金相检验【003】贵金属氧化亚铜金相检验…GB 3490-83 4、脱碳层深度测定【004】钢的脱碳层深度测定法…GB/T 224-2008 【130】脱、渗碳层深度测定…GB 224-87
5、铁素体晶粒延伸度测定【005】铁素体晶粒延伸度测定…GB 4335-84 6、工具钢大块碳化物评级【006】工具钢大块碳化物评级…GB 4462-84 7、不锈钢相面积含量测定【007】不锈钢相面积含量测定…GB 6401-86 ８、灰铸铁金相【008】铸铁共晶团数量测定…GB 7216-87 【056】贝氏体含量测定…GB 7216-87 【058】石墨分布形状…GB 7216-87 【059】石墨长度…GB 7216-87 【065】珠光体片间距…GB 7216_87 【066】珠光体数量…GB 7216_87 【067】灰铸铁过冷石墨含量…SS 2002-01 【185】碳化物分布形状…GB 7216-87 【186】碳化物数量…GB 7216-87 【187】磷共晶类型…GB 7216-87 【188】磷共晶分布形状…GB 7216-87 【189】磷共晶数量…GB 7216-87 【190】基本组织特征…GB 7216-87 【235】石墨长度（自动分析）…GB 7216-87 【251】灰铸铁多图多模块评级：石墨分布＆石墨长度＆基体组织＆共晶团【255】灰铸铁金相＿基本组织特征（灰度法）
无缝钢管的力学性能计算公式
无缝钢管的力学性能计算公式 钢材力学性能是保证钢材最终使用性能（机械性能）的重要指标，它取决于钢的化学成分和热处理制度。在钢管标准中，根据不同的使用要求，规定了拉伸性能（抗拉强度、屈服强度或屈服点、伸长率）以及硬度、韧性指标，还有用户要求的高、低温性能等。 ①抗拉强度（σb）试样在拉伸过程中，在拉断时所承受的最大力（Fb）， 出以试样原横截面积（So）所得的应力（σ），称为抗拉强度（σb），单位为N/mm2（MPa）。它表示金属材料在拉力作用下抵抗破坏的最大能力。计算公式为：式中：Fb--试样拉断时所承受的最大力，N（牛顿）；So--试样原始横截面积，mm2。 ②②屈服点（σs）具有屈服现象的金属材料，试样在拉伸过程中力不 增加（保持恒定）仍能继续伸长时的应力，称屈服点。若力发生下降时，则应区分上、下屈服点。屈服点的单位为N/mm2（MPa）。 上屈服点（σsu）：试样发生屈服而力首次下降前的最大应力；下屈服点（σsl）：当不计初始瞬时效应时，屈服阶段中的最小应力。 屈服点的计算公式为：式中：Fs--试样拉伸过程中屈服力（恒定），N（牛顿）So--试样原始横截面积，mm2。 ③③断后伸长率（σ）在拉伸试验中，试样拉断后其标距所增加的长 度与原标距长度的百分比，称为伸长率。以σ表示，单位为%。计算公式为：式中：L1--试样拉断后的标距长度，mm；L0--试样原始标距长度，mm。
④④断面收缩率（ψ）在拉伸试验中，试样拉断后其缩径处横截面积 的最大缩减量与原始横截面积的百分比，称为断面收缩率。以ψ表示，单位为%。计算公式如下：式中：S0--试样原始横截面积，mm2； S1--试样拉断后缩径处的最少横截面积，mm2。 ⑤⑤硬度指标金属材料抵抗硬的物体压陷表面的能力，称为硬度。 根据试验方法和适用范围不同，硬度又可分为布氏硬度、洛氏硬度、维氏硬度、肖氏硬度、显微硬度和高温硬度等。对于管材一般常用的有布氏、洛氏、维氏硬度三种。A、布氏硬度（HB）用一定直径的钢球或硬质合金球，以规定的试验力（F）压入式样表面，经规定保持时间后卸除试验力，测量试样表面的压痕直径（L）。布氏硬度值是以试验力除以压痕球形表面积所得的商。以HBS（钢球）表示，单位为N/mm2(MPa)。其计算公式为：式中：F--压入金属试样表面的试验力，N；D--试验用钢球直径，mm；d--压痕平均直径，mm。测定布氏硬度较准确可靠，但一般HBS只适用于 450N/mm2（MPa）以下的金属材料，对于较硬的钢或较薄的板材不适用。在钢管标准中，布氏硬度用途最广，往往以压痕直径d来表示该材料的硬度，既直观，又方便。举例：120HBS10/1000130：表示用直径10mm钢球在1000Kgf（9.807KN）试验力作用下，保持30s（秒）测得的布氏硬度值为120N/ mm2（MPa）。无缝钢管
力学性能知识点
环面积：被金属所吸收的变形功。也表示循环韧性的大小。屈服现象与三个因素有关：材料变形前可动位错的密度很小，随塑形变形发生位移快速增值，位错运动速率与外加应力有强烈依存关系。材料屈服强度：表示材料对微量塑性变形的抗力。下屈服极限：再现性较好。S=ken n应变硬化指数 =1 完全理想弹性体=0 没有应变强化能力缩颈：塑变集中于局部区域的特殊现象。是应变硬化落后于截面减小的结果。当材料的应变硬化指数等于或大于最大真实均匀塑性应 变量是产生。断面收缩率>断后伸长率是形成缩颈差越大越严重缺口敏感度nsr>1 不敏感脆性材料总是小于1划痕法：表征金属切断强度回跳法：金属弹性变形力的大小压入发：金属塑性变形抗力及应变硬化能力Ki：可度量裂纹扩展时系统势能的释放量疲劳 缺口敏感度：qf=kf-1/kt-1（0-1）kf>1 大小决定开口明显曾度开口比不开口极限低0k=kmax-kmin 应力强度因子范围0kth 表示阻止疲劳裂纹开始扩展的性能金属 接触疲劳由最大综合切应力引起 第一章循环韧性：金属材料在交变载荷下吸收不可逆变形功的能力 称为循环韧性。5．解理刻面：这种大致以晶粒大小为单位的解理 面称为解理刻面。6．塑性：金属材料断裂前发生不可逆永久（塑性）变形的能力。韧性：指金属材料断裂前吸收塑性变形功和断裂 功的能力。7.解理台阶：当解理裂纹与螺型位错相遇时，便形成一个高度为b的台阶。8.河流花样：解理台阶沿裂纹前端滑动而相互汇合,同号台阶相互汇合长大,当汇合台阶高度足够大时,便成为河流花样。是解理台阶的一种标志。9.解理面：是金属材料在一定条件下，当外加正应力达到一定数值后，以 极快速率沿一定晶体学平面产生 的穿晶断裂，因与大理石断裂类 似，故称此种晶体学平面为解理 面。10.穿晶断裂：穿晶断裂的裂 纹穿过晶内，可以是韧性断裂，也 可以是脆性断裂。沿晶断裂：裂纹 沿晶界扩展，多数是脆性断裂。11. 韧脆转变：具有一定韧性的金属材 料当低于某一温度点时，冲击吸收 功明显下降，断裂方式由原来的韧 性断裂变为脆性断裂，这种现象称 为韧脆转变12.弹性不完整性：理 想的弹性体是不存在的，多数工程 材料弹性变形时，可能出现加载线 与卸载线不重合、应变滞后于应力 变化等现象,称之为弹性不完整性。 弹性不完整性现象包括包申格效 应、弹性后效、弹性滞后和循环韧 性等2、说明下列力学性能指标的 意义。答： G切变模量 n 应变硬 化指数 3、金属的弹性模量主要 取决于什么因素？为什么说它是 一个对组织不敏感的力学性能指 标？答：主要决定于原子本性和晶 格类型。合金化、热处理、冷塑性 变形等能够改变金属材料的组织 形态和晶粒大小，但是不改变金属 原子的本性和晶格类型。组织虽然 改变了，原子的本性和晶格类型未 发生改变，故弹性模量对组织不敏 感。6、试述韧性断裂与脆性断裂 的区别。为什么脆性断裂最危险？ 答：韧性断裂是金属材料断裂前产 生明显的宏观塑性变形的断裂，这 种断裂有一个缓慢的撕裂过程，在 裂纹扩展过程中不断地消耗能量； 而脆性断裂是突然发生的断裂，断 裂前基本上不发生塑性变形，没有 明显征兆，因而危害性很大。7、剪 切断裂与解理断裂都是穿晶断裂， 为什么断裂性质完全不同？答：剪 切断裂是在切应力作用下沿滑移 面分离而造成的滑移面分离，一般 是韧性断裂，而解理断裂是在正应 力作用以极快的速率沿一定晶体 学平面产生的穿晶断裂，解理断裂 通常是脆性断裂。8、何谓拉伸断 口三要素？影响宏观拉伸断口性 态的因素有哪些？答：宏观断口呈 杯锥形，由纤维区、放射区和剪切 唇三个区域组成，即所谓的断口特 征三要素。上述断口三区域的形 态、大小和相对位置，因试样形状、 尺寸和金属材料的性能以及试验 温度、加载速率和受力状态不同而 变化。第二章金属在其他静载荷 下的力学性能一、解释下列名词： （1）应力状态软性系数——材料 或工件所承受的最大切应力τmax 和最大正应力σmax比值（2）缺 口效应——绝大多数机件的横截 面都不是均匀而无变化的光滑体， 往往存在截面的急剧变化，如键 槽、油孔、轴肩、螺纹、退刀槽及 焊缝等，这种截面变化的部分可视 为“缺口”，由于缺口的存在，在载 荷作用下缺口截面上的应力状态 将发生变化，产生所谓的缺口效 应。（3）缺口敏感度——缺口试 样的抗拉强度σbn的与等截面尺 寸光滑试样的抗拉强度σｂ的比 值，称为缺口敏感度（4）布氏硬 度——用钢球或硬质合金球作为 压头，采用单位面积所承受的试验 力计算而得的硬度。（5）洛氏硬 度——采用金刚石圆锥体或小淬 火钢球作压头，以测量压痕深度所 表示的硬度（6）维氏硬度——以 两相对面夹角为136。的金刚石四 棱锥作压头，采用单位面积所承受 的试验力计算而得的硬度。 （1）σｂｃ——材料的抗压强 度 （2）σｂｂ——材料的抗弯强度 （3）τｓ——材料的扭转屈服点 （4）τｂ——材料的抗扭强度 （5）σｂｎ——材料的抗拉强度