高速鋼材料介紹.docx(w14cr4vmnre高速鋼)
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高速鋼材料介紹.docx
高速鋼材料介紹高速鋼是一種含多量碳(C)、鎢(W)、鉬(Mo)、鉻(Cr)、釩(V)等元素的高合金鋼,熱處理后具有高熱硬性。
當切削溫度高達600℃以上時,硬度仍無明顯下降,用其制造的切削速度可達每分鐘60米以上,而得其名。
高速鋼按化學成分可分為普通高速鋼及高性能高速鋼,按制造工藝可分為熔煉高速鋼及粉末冶金高速鋼。
普通高速鋼高速鋼是制造形狀復雜、磨削困難的的主要材料。
常見的普通高速鋼有兩種,鎢系高速鋼和鎢鉬系高速鋼。
鎢系高速鋼典型牌號為w18Cr4V,熱處理硬度可達63-66HRC,抗彎強度可達3500MPa,可磨性好。
鎢鉬系高速鋼典型牌號為W6Mo5Cr4V2,目前正在取代鎢系高速鋼,具有碳化物細小分布均勻,耐磨性高,成本低等一系列優點。
熱處理硬度同上,抗彎強度達4700MPa,韌性及熱塑性比w18Cr4V提高50%。
常用于制造各種工具,例如鉆頭、絲錐、銑刀、鉸刀、拉刀、齒輪等,可以滿足加工一般工程材料的要求。
另一牌號的普通高速鋼為W9Mo3Cr4V,這是中國近幾年發展起來的新品種。
強度及熱塑性略高于W6Mo5Cr4V2,硬度為HRC63-64,與韌性相配合,容易軋制、鍛造,熱處理工藝范圍寬,脫碳敏感性小,成本更低。
這三個牌號的普通高速鋼在中國市場的比例分別為:W18Cr4V,%;W6Mo5Cr4V2,69%;W9Mo3Cr4V,11%。
高性能高速鋼高性能高速鋼具有更好的硬度和熱硬性,這是通過改變高速鋼的化學成分,提高性能而發展起來的新品種。
它具有更高的硬度、熱硬性,切削溫度達攝氏650度時,硬度仍可保持在60HRC以上。
耐用性為普通高速鋼的倍,適用于制造加工高溫合金、不銹鋼、鈦合金、高強度鋼等難加工材料的。
主要品種有4種,分別為高碳系高速鋼、高釩系高速鋼、含鈷系高速鋼和鋁高速鋼。
高碳系高速鋼牌號為9w18Cr4V,因含碳量高(%),故硬度、耐磨性及熱硬性都比較好。
用其制造的在切削不銹鋼、耐熱合金等難加工材料時,壽命顯著提高,但其抗彎強度為3000MPa,沖擊韌性較低,熱處理工藝要求嚴格。
高釩系高速鋼牌號有W12Cr4V4Mo及W6Mo5Cr4V3(美國牌號M3),含釩量達3-4%,使耐磨性大大提高,但隨之帶來的是可磨性變差。
高釩系高速鋼的使用及發展還需要依賴于磨削工藝及砂輪技術的發展。
鈷高速鋼牌號有W2Mo9Cr4VCo8(美國牌號M42)。
其特點為:含釩量不高(1%),含鈷量高(8%),鈷能促使碳化物在淬火加熱時更多地溶解在基體內,利用高的基體硬度來提高耐磨性。
這種高速鋼硬度、熱硬性、耐磨性及可磨性都很好。
熱處理硬度可達67-70HRC,但也有采取特殊熱處理方法,得到67-68HRC硬度,使其切削性能(特別是間斷切削)得到改善,提(轉載于:寫論文網:高速鋼材料介紹)高沖擊韌性。
鈷高速鋼可制成各種,用于切削難加工材料效果很好,又因其磨削性能好,可制成復雜,國際上用得很普遍。
但中國鈷資源缺乏,鈷高速鋼價格昂貴,約為普通高速鋼的5-8倍。
鋁高速鋼牌號為W6Mo5Cr4V2Al、W6Mo5Cr4V5SiNbAl等,主要加入鋁(Al)和硅(Si)、鈮(Nb)元素,來提高熱硬性、耐磨性。
熱處理硬度可達到68HRC,熱硬性也不錯。
但是這種鋼易氧化及脫碳,可塑性、可磨性稍差,仍需改進。
國際市場上高性能高速鋼使用量已經超過普通高速鋼25-30%。
近幾年來高速鋼的最大變革就是發展了粉末冶金高速鋼,它的能優于熔煉高速鋼。
用高壓氬氣或氮氣霧化熔融高速鋼水,得到細小高速鋼粉末,篩選后為以下的顆粒;在真空()狀態下,密閉燒結達到密度65%;再在1100℃高溫、300MPa高壓下制成密度100%的鋼坯,然后鍛軋成鋼材,這樣有效地解決了熔煉高速鋼在鑄錠時要產生粗大碳化物偏析的問題,而它無論截面多大,其碳化物級別均為一級。
碳化物晶粒極細,小于,而熔煉高速鋼碳化物晶粒為。
牌號為APMT15的粉末冶金高速鋼,它的強度、韌性分別是同化學成分的熔煉高速鋼的2倍及倍。
盡管含釩量達5%,但由于碳化物晶粒細,可磨性依然很好。
又由于其物理機械性能高度各向同性,淬火變形小。
碳化物顆粒均勻分布的表面較大,不易從的切削刃上剝落,小尺寸耐磨性提高倍,大尺寸提高20-30%。
粉末冶金高速鋼具有良好的力學性能,適合制造:間斷切削條件下易崩刃的、強度高而切削刃又必須鋒利的,如插齒刀、滾刀、銑刀,高壓動載荷下使用的。
它的碳化物偏析小,晶粒細,可磨性好,適合制造:大尺寸、精密、復雜。
這類材料的高溫熱硬度高,又適合制造難加工材料所用的,確實是面面俱到。
w14cr4vmnre高速鋼
20CrNiMo合結鋼65mn、70#、82B#彈簧鋼SKD11、S136、718H模具鋼Y15Pb易切削鋼GCr15軸承鋼17Cr2Ni2Mo齒輪鋼50號優質碳素鋼T10A工具鋼40CrNiMoA合金鋼9Cr18Mo、440C不銹鋼5A05鋁合金、鋁棒、鋁排25Cr2Mo1V合結鋼45CrNiMoVA20Cr2Ni4ADC53、Cr12MoV模具鋼19CN518Cr2Ni4W12CrNi3AGCr15SiMn2A12鋁板。
高速鋼刀具淬火裂紋的原因分析及預防措施總結
刀具厚薄不均、因棱角、銳邊、尖角、溝槽、孔、凸臺等形狀突變而產生缺口效應以及冷加工表面粗糙、刀紋較深、存在碰傷及打標記等均可導致高速鋼刀具淬火時應力集中，從而誘發淬火裂紋。
如刀具淬火前存在較大冷加工內應力(尤其是磨削內應力)未予消除，在淬火加熱和冷卻時將形成多種應力疊加，當疊加應力超過材料強度極限時，將產生淬火裂紋和畸變。
預防措施為：①改進刀具設計，使刀具形狀合理、厚薄均勻。
厚處可開工藝孔，薄處可增加肋條，變形懸殊處可制成斜坡；②將刀具的棱角、直角、尖角倒圓，孔口處倒角；③冷加工表面光潔度應達到設計要求，防止產生粗大刀紋，用萬能筆書寫標記；④淬火前通過退火消除冷加工內應力；⑤采用熱浴分級淬火、等溫淬火等工藝減少組織應力和熱應力，避免應力集中。
高速鋼的組織應力、熱應力和附加應力均為淬火內應力。
對高速鋼進行高溫奧氏體化淬火時，過冷奧氏體轉變為淬火馬氏體，由于前者比容小，后者比容大，鋼從收縮狀態逆轉為膨脹狀態，金屬內外層相變引起的比容變化不同時性產生的內應力為組織應力。
大型刀具的表面和中心以及厚薄不同處因加熱和冷卻速度不一致形成溫度差，導致體積膨脹與收縮不同而產生的內應力為熱應力。
刀具表面和內部組織結構不均勻以及工具內部彈性變形不一致形成的內應力為附加應力。
當以上三種應力之和大于材料的破斷抗力時，則形成淬火裂紋。
當淬火冷卻介質冷速過大，超過該鋼種的臨界淬火冷速時，則易形成較大的淬火內應力，導致刀具淬裂。
當淬火冷卻介質冷速過小，小于該鋼種臨界淬火冷速時，則得不到所需組織性能。
獲得淬火馬氏體轉變的最小冷卻速度為臨界淬火冷卻速度。
高速鋼淬透性極佳，中小型刀具空冷即可淬硬。
但用硝鹽進行等溫淬火時，如硝鹽含水過量，可能造成淬火冷卻速度過大，或當刀具淬火未冷至室溫即轉入水中清洗，可使大量過冷殘余奧氏體在水中高冷速下轉變為淬火馬氏體，從而產生大的淬火內應力，導致刀具淬裂。
預防措施為：①選用在鋼的C曲線拐點處(鼻部)快冷、在鼻部Ms點以下緩冷的淬火介質(如氯化鈣飽和水溶液、C-1有機淬火劑、聚乙烯醇水溶液、高錳酸鉀淬火液等)作為理想淬火冷卻介質；②采用熱浴(硝鹽浴、堿浴等)分級淬火、等溫淬火以及淬火前預處理等措施，細化組織，消除冷、熱加工應力，可有效預防和避免淬裂和刀具淬火畸變。
高速鋼刀具酸洗、電鍍時侵入鋼中的初生態氫(H)原子轉變為氫分子(H2)時將發生膨脹，產生巨大壓力，導致在鋼的晶界上發生龜裂，稱為氫脆。
酸洗是金屬氧化物與酸的化學反應，它使金屬氧化物變為可溶性鹽而脫離金屬表層。
通常用硫酸或鹽酸酸洗刀具時，其化學反應方程式為。
預防措施為：①酸洗時，如產生過量初生態氫原子(H)，則需嚴格控制酸液濃度、溫度和酸洗時間；②刀具酸洗和電鍍后及時用凈水沖洗和中和殘酸，并在4小時內進行190～200℃×2～4h的低溫時效，使氫氣釋放，可有效消除氫脆龜裂。
高速鋼刀具經高溫奧氏體化，保溫后在大于或等于該鋼種的臨界冷卻速度下淬火得到淬火馬氏體組織，但尚有部分過冷奧氏體未轉變，成為殘余奧氏體(AR)(約占25%～35%)。
若再進行-60℃～-160℃的液氮冷處理，則可使殘余奧氏體轉變為馬氏體(M)。
由于殘余奧氏體比容小，馬氏體比容大，鋼件發生膨脹，將產生較大的二次淬火相變組織應力，并與一次淬火應力疊加，當疊加應力大于該鋼種的破斷抗力，則會產生冷處理二次淬裂。
預防措施為：①冷處理前將淬火刀具用100℃沸水煮30～40分鐘，或低溫回火1小時。
試驗表明，此方法可消除20%～30%的淬火內應力。
由于殘余奧氏體稍趨穩定，經冷處理后仍可保留2%～5%。
殘余奧氏體既脆又韌，可吸收馬氏體的急劇膨脹能量，松馳及緩和相變應力；②冷處理后將刀具放入室溫水(或熱水)中升溫，可消除50%～60%的冷處理二次淬火應力；③采用多次高溫回火等措施，促使殘余奧氏體轉變為馬氏體，可有效預防冷處理裂紋。
高速鋼磨削裂紋常發生在磨削加工過程中，裂紋細而淺(深度不到1mm)，呈輻射網狀分布于表面，大多與磨削方向垂直，類似淬火網狀裂紋，但形成原因不同。
當磨削速度較高、進給量較大、冷卻不良時，可使鋼件表層金屬溫度急劇升高至淬火加熱溫度，隨后冷卻即形成金屬表層二次淬火，產生二次淬火應力；當材料存在嚴重的碳化物偏析未予消除，或淬火刀具中存在較多殘余奧氏體未被轉變，在磨削加工時則易發生應力誘發相變，促使殘余奧氏體轉變為馬氏體，使組織應力增大，并與磨削加工二次淬火應力相疊加，形成二次淬火表層磨削裂紋。
預防措施為：①降低磨削速度和進給量，選用緩和磨削冷卻液；②嚴格原材料入庫和投產前檢查，控制材料共晶碳化物級別(≤3級)，超過3級者應進行改鍛；③避免過高奧氏體化淬火加熱溫度，采用計算機控溫，采用熱浴分級淬火、等溫淬火、多次高溫回火等措施降低組織應力、熱應力和殘余奧氏體數量等，可有效避免磨削裂紋。
火花放電加工時，被熔化的金屬有一部分殘留在放電點的電蝕坑周圍。
由于電火花加工在油或水中進行，因此脈沖放電結束后熔化金屬迅速冷卻凝固，因收縮而產生較大拉應力，使原應力場重新分布，形成厚度0.02～0.10mm的熔化變質層。
該變質層為樹枝狀結晶鑄態組織，冷卻后形成二次高溫淬火硬化層，生成大量極穩定的殘余奧氏體。
變質層收縮產生的拉應力與變質層二次高溫淬火應力相疊加，在變質層上形成顯微裂紋，且隨著電火花加工電氣參數的加大而加深擴大。
預防措施為：①在電火花線切割加工前應充分消除刀具內應力；②嚴格控制線切割電氣參數；③留足磨削及拋光的加工余量，通過后續加工去除變質層；④通過150～200℃×2～4h油浴消除應力回火，防止電火花加工時產生顯微裂紋。
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