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    H13模具钢H13合金钢中合金元素的添加对其韧度的影响

    发布时间:2020-09-27 00:47:11
    H13模具钢H13合金钢中合金元素的添加对其韧度的影响

    钢中化学元素的适当添加

    工具钢中的铬一部分溶入钢中起固溶强化作用,另一部分与碳结合,按含铬量高低以(FeCr)3C、(FeCr)7C3和M23C6形式存在,从而来影响钢的性能。
    另外还要考虑合金元素的交互作用影响,如当钢中含铬、钼和钒时,Cr>3%时,Cr能阻止V4C3的生成和推迟Mo2C的共格析出,V4C3和Mo2C是提高钢材的高温强度和抗回火性的强化相[14],这种交互作用提高该钢耐热变形性能。
    铬溶入钢奥氏体中增加钢的淬透性。
    Cr﹑Mn﹑Mo﹑Si﹑Ni都与Cr一样是增加钢淬透性的合金元素。
    人们习惯用淬透性因子加以表征,一般国内现有资料[15]还只应用Grossmann等的资料,后来Moser和Legat[16,22]的更进一步工作提出由含C量和奥氏体晶粒度决定基本淬透性直径Dic和合金元素含量确定的淬透性因子(示于图3中)来计算合金钢的理想临界直径Di,也可从下式作近似计算: Di=Dic×2.21Mn×1.40Si×2.13Cr×3.275Mo×1.47Ni (1) (1)式中各合金元素以质量百分数表示。
    由该式,人们对Cr﹑Mn﹑Mo﹑Si和Ni元素影响钢淬透性有相当明确的半定量了解。
    Cr对钢共析点的影响,它和Mn大致相似,在约5%的含铬量时,共析点的含C量降到0.5%左右。
    另外Si﹑W﹑Mo﹑V﹑Ti的加入更显着降低共析点含C量。
    为此可以知道:热作模具钢和高速钢一样属于过共析钢。
    共析含C量的降低,将增加奥氏体化后组织中和最后组织中的合金碳化物含量。
    钢中合金C化物的行为与其自身的稳定性有关,实际上,合金C化物的结构、稳定性与相应C化物形成元素的d电子壳层和S电子壳层的电子欠缺程度相关[17]。
    随着电子欠缺程度下降,金属原子半径随之减小,碳和金属元素的原子半径比rc/rm增加,合金C化物由间隙相向间隙化合物变化,C化物的稳定性减弱,其相应熔化温度和在A中溶解温度降低,其生成自由能的绝对值减小,相应的硬度值下降。
    具有面心立方点阵的VC碳化物,稳定性高,约在900~950℃温度开始溶解,在1100℃以上开始大量溶解(溶解终结温度为1413℃)[17];它在500~700℃回火过程中析出,不易聚集长大,能作为钢中强化相。
    中等碳化物形成元素W 、Mo形成的M2C和MC 碳化物具有密排和简单六方点阵,它们的稳定性较差些,亦具较高的硬度、熔点和溶解温度,仍可作为在500~650℃范围使用钢的强化相。
    M23C6(如Cr23C6等)具有复杂立方点阵,稳定性更差,结合强度较弱,熔点和溶解温度较低(在1090℃溶入A中),只有在少数耐热钢中经综合合金化后才有较高稳定性(如(CrFeMoW)23C6,可作为强化相。
    具有复杂六方结构的M7C3(如Cr7C3、 Fe4Cr3C3或Fe2Cr5C3)的稳定性更差,它和Fe3C类碳化物一样很易溶解和析出,具有较大的聚集长大速度,一般不能作为高温强化相[17]。
    我们仍从Fe-Cr-C三元相图可以简便了解H13钢中的合金碳化物相。
    按Fe-Cr-C系700℃[18~20]和870℃[9]三元等温截面的相图,对含0.4%C钢中,随Cr量增加会出现(FeCr)3C(M3C)和(CrFe)7C3(M7C3)型合金碳化物。
    注意在870℃图上,只有含Cr量大于11%才会出现M23C6)。
    另外根据Fe-Cr-C三元系在5%Cr时的垂直截面,对含0.40%C的钢在退火状态下为α相(约固溶1%Cr)和(CrFe)7C3合金C化物。
    当加热至791℃以上形成奥氏体A和进入(α+A+M7C3)三相区,在795℃左右进入(A+M7C3)两相区,约在970℃时,(CrFe)7C3消失,进入单相A区。
    当基体含C量﹤0.33%时,在793℃左右才存在(M7C3+M23C6和A)的三相区,在796℃进入(A+M7C3)区(0.30%C时),以后一直保持到液相。
    钢中残留的M7C3有阻止A晶粒长大的作用。
    Nilson提出,对1.5%C-13%Cr的成分合金,欠稳定(CrFe)23C6不形成[20]。
    当然,单以Fe-Cr-C三元系分析会有一些偏差,要考虑加入合金元素的影响。
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