高速钢循环深冷处理后的显微组织和力学性能

深冷处理对两种刀具材料组织和性能影响的研究硬质合金和高速钢是应用最为广泛的两种刀具材料。

近年来,随着各种难加工材料的出现以及对高速切削的需要,对刀具材料有了更高的要求。

另一方面,深冷处理可以显著提高硬质合金和高速钢刀具材料的力学性能,且绿色环保、无污染,非常符合21世纪绿色加工制造技术的发展方向。

目前,对于这两种材料深冷强化机理的认识还不够充分,且所得研究结果差异较大,导致深冷工艺尚未被广泛应用。

因此,有必要对这两种刀具材料的深冷工艺及强化机理进一步开展深入细致的研究工作。

超细晶硬质合金是硬质合金刀具材料的发展方向,因此,本文首先利用低压烧结研究了 WC-l0Co超细晶硬质合金的制备工艺。

由于深冷处理可以促进硬质合金中α-Co(fcc晶体结构)向ε-Co(hcp晶体结构)的转变,故选用Co含量略高、更便于微观结构观察和相变机理研究的WC-12Co超细晶硬质合金作为深冷处理的研究对象,进而揭示出超细晶硬质合金深冷处理的强化机理。

此外,对硬质合金中粘结相Co的热稳定性及其相变机制进行了分析,理论上给出了深冷处理刀具的使用温度范围,且进行了刀具实际切削效果的验证。

其次,本文研究了热处理结合深冷处理对M2A1高速钢组织及力学性能的影响,揭示了高速钢的深冷处理强化及二次硬化机理。

论文的主要研究内容及结果如下:(1)通过低压烧结工艺,重点研究了Cr3C2、VC和TaC三种晶粒抑制剂和TiC 硬质相对WC-lOCo超细晶硬质合金微观结构及力学性能的影响,并制备了超细晶硬质合金铣刀和车刀。

研究表明,三种晶粒抑制剂均匀复合添加和0.4%Cr3C2+0.2%VC组合添加可以获得较好的综合效果;添加TiC硬质相可提高硬质合金硬度,但却极大地降低抗弯强度。

(2)采用“缓慢降温与直接侵入液氮”、“淬火+深冷与空冷+深冷”以及“深冷+中温回火与深冷+高温回火”三组对比方案,研究了深冷处理对WC-12Co 超细晶硬质合金力学性能、微观结构及残余应力的影响,获得了深冷处理工艺对WC-12Co超细晶硬质合金组织性能及应力状态的影响规律,明确了深冷处理的强化机理。

科学技术S cience and technology 深冷处理对17CrNiMo6钢硬化层组织和力学性能的影响冉贞德，汤 静，李 军，张显银（重庆齿轮箱有限责任公司，重庆 402263）摘 要：采用力学性能测试、光学显微镜观察等手段，研究了不同深冷处理工艺对17CrNiMo6钢硬化层组织和力学性能的影响。

研究表明：深冷处理对17CrNiMo6钢硬化层组织影响较小，但深冷+回火处理对表面碳含量影响较大，主要表现为碳化物析出硬化层表面，使得表面碳含量增大。

深冷处理时间对17CrNiMo6钢力学性能存在不同程度的影响。

综合来看，要使渗碳淬火17CrNiMo6钢力学性能最优，深冷处理工艺应为-196℃深冷24h+200℃回火4h。

关键词：17CrNiMo6钢；深冷处理；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：11-5004（2019）10-0119-3齿轮传动具有效率高、结构紧凑、传动比稳定和工作可靠、寿命长等特点是机械传动中最重要的传动之一[1]。

重载齿轮一般为硬齿面的大模数齿轮，能承受大载荷、传递大扭矩和使用工况复杂等特点，常运用于矿山、建材、冶金、船舶、核电和风电行业等重工领域的传动设备中[2]。

重载齿轮的材质和热处理工艺会直接影响到齿轮工作时的可靠性和使用寿命，目前选材常用低碳合金钢20CrMnMo钢、17CrNiMo6钢等，热处理方法为渗碳淬火和低温回火，使得齿面具有较高的硬度和耐磨性，齿轮心部具有较高的强度和韧性[3，4]。

相对于热处理工艺而言，金属材料还有深冷处理工艺。

随着制造业的发展，大型工程机械、船舶机械和风电等领域对高速、重载齿轮性能提出了更高的要求，因此有必要对传统热处理工艺进行改进，以提高钢的综合力学性能来满足重载齿轮的设计要求。

由于国内专家、学者对重载齿轮用钢进行深冷处理的研究报告较少，因此本文将对重载齿轮17CrNiMo6渗碳钢进行深冷处理研究，旨在探讨深冷处理工艺对钢的力学性能和硬化层组织的影响，同时为后续研究提供试验、数据参考。

合金工具钢的冷却速度对显微组织和力学性能的影响合金工具钢是一种重要的材料，广泛应用于制造业领域，特别是用于制造各种切削工具和模具。

其显微组织和力学性能对产品的质量和使用寿命有着重要的影响。

而冷却速度作为工艺参数之一，在热处理过程中对合金工具钢的组织和性能具有不可忽视的影响。

冷却速度是指材料从高温状态冷却到室温的速率。

合金工具钢的冷却速度对其显微组织和力学性能产生较大影响，主要表现在以下几个方面。

首先，冷却速度对合金工具钢的晶粒尺寸和组织成分分布有着明显的影响。

在快速冷却过程中，可以有效地抑制相变和晶粒长大，使得合金工具钢的显微组织变得细小、均匀。

相比之下，慢速冷却会导致晶粒长大，组织成分分布不均匀。

细小均匀的晶粒可以提高合金工具钢的硬度和韧性，使其具有更好的耐磨性和抗冲击性。

其次，冷却速度对合金工具钢的相组成和相形貌有着显著影响。

不同的冷却速度会导致合金工具钢中的相发生改变。

以钢中最常见的碳化物为例，快速冷却可以使其形成细小的分散碳化物，提高合金工具钢的硬度和韧性。

而慢速冷却则会使碳化物聚集成较大的颗粒，影响合金工具钢的力学性能。

此外，冷却速度还对合金工具钢的残余应力和变形有影响。

快速冷却会产生较大的冷却应力，容易引起合金工具钢的裂纹和失真。

慢速冷却则可以减小残余应力和变形的发生。

因此，在实际应用中，需要对冷却速度进行合理控制，以避免冷却引起的问题。

最后，冷却速度对合金工具钢的淬火效果和硬化能力也有直接影响。

淬火是一种常用的热处理工艺，通过快速冷却来改善合金工具钢的硬度和强度。

合适的冷却速度可以使合金工具钢中的奥氏体转变为马氏体，从而提高硬度。

然而，过快或过慢的冷却速度都会影响淬火效果，导致硬度的下降或者变形的发生。

综上所述，合金工具钢的冷却速度对显微组织和力学性能有着重要的影响。

快速冷却可以使显微组织细小均匀，提高硬度和韧性；而慢速冷却则会导致晶粒长大，影响力学性能。

冷却速度还会影响合金工具钢的相组成和形貌，以及残余应力和变形的发生。

高速工具钢的显微组织与力学性能相关性分析高速工具钢是一种用于制造切削工具、模具和导轨等高速切削工作的金属材料。

它具有良好的切削性能、高温硬度和耐磨性等优点，因此在工业制造中得到广泛应用。

本文将重点探讨高速工具钢的显微组织与力学性能之间的相关性。

在高速工具钢的制造过程中，主要通过合金元素的控制来调整其显微组织，从而达到所需的力学性能。

常见的合金元素包括碳、铬、钼、钴、钛、钒等。

这些合金元素的含量和分布对高速工具钢的性能具有重要影响。

首先，碳元素的含量对高速工具钢的显微组织和硬度有着重要影响。

较高的碳含量可以提高高速工具钢的硬度和耐磨性，但过高的碳含量会使钢材变脆，影响其韧性。

因此，合理控制碳含量可以在兼顾硬度和韧性之间找到平衡点。

铬元素在高速工具钢中具有增加钢材硬度和耐蚀性的作用。

适量的铬添加可以提高高速工具钢的耐磨性和耐腐蚀性能。

此外，钼元素对高速工具钢的硬度、韧性和抗腐蚀性能也有着重要影响。

合理调节铬和钼元素的含量，可以使高速工具钢在高温下保持良好的硬度和稳定性。

钴元素在高速工具钢中常用作粘结剂，可以提高钢材的刚性和耐热性能。

钴的加入能够增强高速工具钢的硬度和切削性能，同时提高其耐磨性和耐高温性。

钛和钒元素则可以提高高速工具钢的强度和硬度，改善其综合力学性能。

此外，高速工具钢的显微组织与热处理工艺也密切相关。

通过适当的热处理过程，可以进一步调整高速工具钢的显微组织，使其具有更优异的力学性能。

例如，淬火和回火处理可以提高高速工具钢的硬度和强度，但同时也会降低其韧性。

因此，在实际应用中需要根据具体要求进行热处理的选择和优化。

在实际工程中，高速工具钢的性能要求往往是多方面的，包括硬度、强度、韧性、耐磨性和耐蚀性等。

因此，需要综合考虑不同合金元素的含量、微量元素的控制、热处理工艺的调整等因素，以实现高速工具钢的性能优化。

总之，高速工具钢的显微组织与力学性能之间存在着紧密的相关性。

通过合适的合金元素和热处理工艺的选择，可以调整高速工具钢的显微组织，从而实现所需的力学性能。

实验三高速钢的热处理工艺、组织与性能之间的关系一、实验目的
1能正确拟定高速钢具有优良热硬性和耐磨性的热处理工艺
2加深理解高速钢的合金化原理及高速钢的热处理工艺组织与性能的关系3熟练掌握热处理操作技术
4熟练掌握金属材料的金相分析和性能测试技术；
二、实验用品
W18Cr4V、机油、淬火桶、硝酸、酒精、金相砂纸、热处理炉、温度控制器砂轮机、预磨机、抛光机、光学显微镜、硬度计等。

三、实验步骤
1、热处理：将高速钢加热到适当的温度保温一定时间后，用适当的方式冷
却
2、性能测试：测量淬火试样的硬度；
3、组织观察：对淬火试样进行金相分析，观察其组织；
4、热处理：将试样进行适当的回火处理；
5、性能测试：测量回火试样的硬度；
6、组织观察：对回火试样进行金相分析，观察其组织。

四、实验要求
1、每一步骤的设计方案在实施前交指导老师审核；
2、要求随时观察记录实验现象及实验结果；
3、要求用铅笔描绘所观察到的组织。

五、实验报告要求
1、每人一份实验报告；
2、实验报告中要求对每一步操作和现象详细记录并解释；
3、在实验报告中对本实验原理进行阐述（高速钢的合金化原理及高速钢的热处理工艺、组织结构和性能之间的关系）；
4、你认为做好本实验应该注意哪些方面？
六、思考题
1、高速钢的含碳量为0.7~0.8%，但其铸态组织中为什么会有莱氏体？
2、高速钢的淬火温度和回火温度对高速钢的红硬性和耐磨性有何影响？
3、高速钢为什么需三次高温回火？。

深冷处理对高速钢刀具性能的影响及机理研究
高速钢刀具是现代制造业中常用的切削工具之一，其性能的优劣直接影响着加工效率和加工质量。

为了提高高速钢刀具的硬度、耐磨性和耐腐蚀性，深冷处理技术被广泛应用于刀具的生产制造过程中。

本文旨在研究深冷处理对高速钢刀具性能的影响，并探讨其机理。

深冷处理是通过将刀具材料置于极低温环境中进行冷却处理的一种技术。

通过深冷处理，可以使高速钢刀具的晶粒细化，提高刀具的硬度和耐磨性。

研究表明，深冷处理后的高速钢刀具的硬度可提高10%以上，耐磨性可提高20%以上。

这是因为深冷处理过程中，低温会使钢材中的碳元素更加均匀地分布在晶界和晶内，使晶界处形成较高的碳浓度，从而提高晶界的硬度和耐磨性。

此外，深冷处理还可以提高高速钢刀具的耐腐蚀性。

深冷处理过程中，低温下的冷却速度较快，可以避免刀具表面氧化层的形成。

与未经深冷处理的刀具相比，经过深冷处理的刀具表面更加光滑，抗氧化能力更强，从而提高了刀具的耐腐蚀性。

深冷处理对高速钢刀具性能的影响机理主要有两个方面。

首先，深冷处理可以改变高速钢刀具的晶界结构和碳元素的分布情况，从而提高刀具的硬度和耐磨性。

其次，深冷处理可以改善刀具表面的光洁度和抗氧化能力，提高刀具的耐腐蚀性。

综上所述，深冷处理是一种有效的提高高速钢刀具性能的方法。

通过深冷处理，可以显著提高刀具的硬度、耐磨性和耐腐蚀性。

深冷处理对高速钢刀具性能的影响机理主要包括改变晶界结构和碳元素分布、改善刀具表面的光洁度和抗氧化能力等方面。

未来的研究可以进一步深入研究深冷处理在其他材料和刀具中的应用，并探索更加高效的深冷处理工艺和方法。

深冷及回火处理对高速钢M42组织和力学性能影响M42(W2Mo9Cr4VCo9)为超硬型高速钢系列中最有代表性的牌号，在刀具材料系列中具有不可替代的地位［1］.该钢种常用于双金属带锯条齿部材料，而这种切削工具的主要失效形式为磨损.一方面由于此种磨损不像其他刀具具有可磨性，属于一次性刀具.另一方面由于现代生产方式和经济因素的影响，切削方式基本为高速强力切削，对齿部材料的性能要求更高、更严格，因而要求其具有更高的硬度及切削性能［2］.深冷处理作为传统热处理的扩展，常指冷却在液氮（-196 ℃）中的处理［3］.它能够提高材料的强度、韧性和耐磨性，同时改善微观组织的均匀性、尺寸稳定性，最近几年深冷处理常被许多公司用于提高一些特殊钢产品的使用寿命［4］.深冷处理较普通冷处理能更好地提高材料的综合性能，其主要原因是促进奥氏体转变以及随后马氏体分解和超微细碳化物的组织结构转变［5］.深冷处理中冷却温度、保温时间以及与淬、回火的组合方式都对处理效果有较大的影响［6］.文献［7-9］的研究结果表明，在完成常规热处理之后再进行深冷处理，材料的性能只有少量的提高，将深冷处理放在淬火后回火前对材料性能影响最大.在深冷处理保温时间研究方面，文献［7,10］的结果表明，延长材料在液氮中浸入的时间会在一定程度上提高其耐磨性能，但保温时间过长会降低材料的性能.Oppenkowski A等研究发现［7］D2热锻冷作钢在液氮中保温时间36h时耐磨性能最好，继续延长保温时间耐磨性能反而降低；在深冷处理对回火二次硬化的影响研究方面，文献［3,11］研究发现深冷处理及淬火都对二次硬化产生影响，但深冷处理降低二次硬化峰值，这是由于深冷处理消除了大量的残余奥氏体.目前M42高速钢深冷处理时组织转变及工艺参数尚存在争议.本文将M42高速钢在不同保温时间下进行深冷处理，研究其在不同深冷工艺条件下的组织及硬度特征，探索深冷处理对M42高速钢组织转变的规律，以及深冷处理对M42高速钢回火二次硬化的影响.1 实验材料及方法本实验采用双金属带锯条齿尖部分M42高速钢的化学成分见表1.湖南大学学报(自然科学版)2012年第4期陈刚等：深冷及回火处理对高速钢M42组织和力学性能影响表1 高速钢M42化学成分Tab.1 Chemical composition of M42 HHS%质量分数ωCωMnωMoωCoωSiωCrωWωVωP+SFe余量1.080.2~0.39.508.000.2-0.33.951.501.15≤0.025Bal在生产线剪取齿部试样，对其进行1 208 ℃淬火处理，再对试样进行深冷及回火处理，深冷工艺为：在淬火后10 min内将试样缓慢浸入液氮中，保温时间分别为1.5 h，3 h，6 h，12 h，24 h和48 h.按照不同深冷及常规热处理工艺组合进行试验，见表2.表2 不同深冷及常规热处理工艺组合Tab.2 Deep cryogenic treatment combined withthe traditional HSS heat treatment工艺编号工艺顺序11 208 ℃淬火21 208 ℃淬火+深冷处理31 208 ℃淬火+520 ℃回火1 h41 208 ℃淬火+深冷处理+520 ℃回火1 h51 208 ℃淬火+520 ℃回火1 h+深冷处理对3号工艺和4号工艺的样品进行回火处理，在100~550 ℃之间每间隔25 ℃取样分析.样品采用4%的硝酸酒精腐蚀10 s后进行清洗、干燥，随后在GX40—D数码显微镜上进行金相观察，硬度测试采用MHV—2000型显微硬度计，其中载荷为9.8 N，加载时间为15 s；采用FEI Quanta 200环境扫描电子显微镜对微观组织进行深入分析.2 结果与分析2.1 深冷处理对微观组织的影响2.1.1 深冷保温时间对微观组织的影响对1号工艺与2号工艺中样品进行金相分析，分析深冷及深冷保温时间对微观组织的影响，结果见图1.(a)淬火原样 (b)淬火+深冷保温3 h (c)淬火+深冷保温6 h(d)淬火+深冷保温12 h(e)淬火+深冷保温24 h (f)淬火+深冷保温48 h图1 淬火及淬火+不同深冷时间的试样组织金相照片Fig.1 Microstructures of quenching and different holding time ofdeep cryogenic treatment after quenching由图1可知，淬火样的晶粒不均匀，晶粒尺寸较大，最大的晶粒直径约为30 μm，深冷处理后的晶粒最大尺寸约为20 μm.深冷处理24 h后晶粒尺寸普遍在5～10 μm之间，晶粒尺寸更加细小.但是48 h深冷处理与24 h深冷处理相比晶粒度基本没有差别，深冷处理保温时间继续延长对改善组织的晶粒度作用不大.这可能是由于深冷处理24 h左右时低温马氏体相变过程才完成，但延长保温时间对相变不继续产生影响.高速钢淬火态一般只有MC和M6C两种碳化物［12］,由图1所示，碳化物的形态及分析特征可知，大部分碳化物呈块状析出于晶界处，部分位于晶内；深冷处理后大量细小碳化物在晶内均匀析出.这是由于深冷使Fe的晶格常数有缩小的趋势，从而加强了碳原子析出的驱动力.但由于低温下的扩散困难，扩散距离较短，不可能形成较大的碳化物，因此此时析出的碳化物尺寸十分细小，基本呈球状且数量较多.因此随着深冷时间延长，晶内析出的弥散的细小碳化物逐渐增多，晶界处块状碳化物逐渐减少；当深冷至24 h时晶粒最细小，碳化物分布均匀，继续延长保温时间的样品组织无明显变化.2.1.2 深冷工艺对微观组织的影响图2为保温时间24 h时工艺1～5号样品的SEM照片.对比图2(a)和图2(b)可知，经过深冷处理后的样品一次碳化物明显减少，形态由块状变为球形，同时在基体内均匀分布更多细小的二次碳化物在基体内.这是由于淬火后深冷处理导致大量残余奥氏体转变为马氏体，低温马氏体转变过程中伴随着塑性变形，应力诱发碳化物粒子的溶解［13］，导致深冷处理后尺寸较大的一次碳化物减少，形态趋向于球形碳化物.同时马氏体相变导致位错及空位密度增加，过饱和的位错及空位促进碳扩散，位错应力场和间隙碳原子相互作用，碳原子趋于分散在位错中，这个微观转变会导致细小碳化物的析出.淬火样晶粒平均尺寸为8 μm,深冷后晶粒平均尺寸为5 μm，深冷处理晶粒比淬火态晶粒细小.这可能是由于深冷处理后大量残余奥氏体转变为马氏体，晶界表面积增加，晶粒度增大，使深冷处理可以细化晶粒尺寸.其次，可能由于深冷处理的冷却过程中微观组织收缩，碳化物的热膨胀系数明显低于铁素体和奥氏体，内部微观应力增加，晶粒内产生一些微裂纹(如图2(b)所示)，使晶粒尺寸减小.对比图2(c)~图2(e)可知，回火对深冷处理组织的影响不明显，在晶界处仍有大块未溶的一次碳化物在晶界处，碳化物形态和分布无明显变化.这是由于回火后残余奥氏体已经转变为马氏体，微观应力已经释放，此时进行深冷处理对碳化物析出影响作用不大.深冷处理后再回火，晶内有许多细小的碳化物析出，晶界碳化物形态由块状趋向于球状.这是由于淬火后直接浸入液氮中深冷处理，在快速冷却的过程中造成大量的残余奥氏体转变为马氏体，在-196 ℃的温度下碳原子无法移动，导致更多的碳原子被困在淬火及深冷状态的马氏体中，造成原子排布相当大程度的紊乱，有利于回火时微观应力的释放和微细碳化物的大量析出.另一方面由于深冷处理时发生的马氏体相变导致位错及空位密度的增加，这些高密度的位错及过饱和的空位会促进碳原子的扩散，在随后的回火过程中碳化物大量析出，因此深冷处理应放在淬火和回火之间.(a)淬火原样(b)淬火+深冷24 h(c)淬火+回火(d)淬火+ 深冷24 h+回火 (e)淬火+回火+深冷24 h图2 不同深冷工艺的SEM照片Fig.2 The SEM of different deep cryogenic treatment processes图3为经过不同深冷工艺处理的样品中马氏体的SEM照片.由图可见，回火后进行深冷处理，马氏体的形态基本维持原状，仍为细针状马氏体，相邻的马氏体位向不平行，呈一定交角排列.深冷处理后再回火，马氏体形态明显不同于针状马氏体，马氏体形态细长，且马氏体形态和位向都不明显.这表明，淬火后直接进行深冷处理时，马氏体长大的方式明显不同于常规热处理；回火后再进行深冷处理对马氏体长大方式没有造成影响，其形态没有明显变化.因此，在回火前进行深冷处理对组织形态影响最大.(a)淬火+回火 (b)淬火+深冷24 h+回火(c)淬火+回火+深冷24 h图3 不同深冷工艺马氏体的SEM照片Fig.3 SEM of the Martensite in different deep cryogenic treatmentprocesses2.2 深冷处理对显微硬度的影响2.2.1 深冷保温时间对显微硬度的影响图4给出了淬火原态及淬火后深冷处理不同时间的样品硬度.图4 高速钢M42不同深冷处理时间的硬度分布Fig.4 Hardness of M42 HSS in different holding timeof deep cryogenic treatment由图4可知，高速钢M42未经过深冷处理时硬度值仅为922.1 HV，随后进行深冷处理，硬度值显著增加，6 h以后硬度增加趋于平缓，24 h时达到最高值1 032.8 HV，硬度值提高了12%.深冷处理后显微硬度的提高是由于深冷处理促使晶粒细化，碳化物形态细小、分布均匀以及发生马氏体相变并且细密化.深冷处理24 h时硬度值最高，保温时间继续延长对组织基本没有影响.2.2.2 深冷工艺对显微硬度的影响图5给出了深冷处理工艺对M42钢硬度的影响.图5 高速钢M42不同深冷工艺的硬度分布Fig.5 The Hardness distribution of M42 HSS in differentdeep cryogenic treatment processes由图5可知，深冷处理后进行520 ℃回火时的硬度值明显低于520 ℃回火后再进行深冷处理时的硬度值.深冷处理后进行回火，随着深冷时间的延长，硬度值降低，在24 h时硬度值最低，仅为874.1 HV；然而回火处理后进行深冷处理，随着深冷时间延长硬度值增高，在24 h时硬度值达到最高，为983.8HV.这主要是因为深冷处理过程中快速低温冷却造成了微观组织相当大程度的紊乱，有利于随后的回火时微应力的释放，所以深冷处理后再按照原回火工艺进行处理，则造成了过回火现象，硬度值大幅度降低.回火后再进行深冷处理，试样中的残余奥氏体已基本完全转变为马氏体，此时进行深冷处理不会产生大量的高密度位错的马氏体，马氏体主要以回火马氏体形式存在，组织无明显变化，从而对硬度值造成显著影响.2.3 深冷处理对回火二次硬化的影响图6给出了深冷处理工艺对回火二次硬化的影响.图6 高速钢M42回火硬度分布Fig.6 The Hardness distribution of tempered M42 HSS由图可见，在500 ℃回火温度以下时，经过深冷处理的样品显微硬度明显高于未经深冷处理的样品，这主要是由于深冷处理造成大量的残余奥氏体转变为马氏体.经过深冷处理的样品和淬火样品都会产生回火的二次硬化效果，但未经过深冷处理的样品二次硬化峰处的温度为525 ℃，此处硬度值为950.8 HV，而经过深冷处理的样品回火二次硬化峰处温度降低至450 ℃，此处硬度值为998.2 HV.回火二次硬化是由于淬火马氏体分解析出细小、弥散的碳化物，常规热处理后在二次硬化峰析出的碳化物类型是M2C和MC，然而有些研究者［13］则认为经过深冷处理的样品在回火二次硬化峰处还会弥散析出非常细小的M7C3型碳化物.由此可知经过深冷处理的样品会析出数量愈多，愈弥散、细小的碳化物，则二次硬化能力愈强，二次硬化峰硬度值愈高.经过深冷处理的二次硬化峰值温度由525 ℃降低至450 ℃，这主要是由于经过深冷处理后大量残余奥氏体已经转变为淬火马氏体，马氏体畸变程度大，伴随着低温马氏体塑性变形时位错的产生和移动捕获不可移动的碳原子，促进了随后回火处理过程中马氏体的分解和碳化物的析出，则经过深冷处理后再按照原回火温度进行处理，会造成组织过回火，反而降低了硬度值，故经过深冷处理后二次硬化峰处的温度降低.3 结论对高速钢M42进行不同保温时间的深冷处理，再进行不同深冷工艺处理以及回火处理，对比分析高速钢M42的组织及硬度，得到如下结论：1）随着深冷保温时间延长，晶内析出的弥散细小碳化物逐渐增多，晶界处块状碳化物逐渐减少；当深冷至24 h时晶粒最细小，碳化物分布均匀，硬度值较淬火态提高了12%，深冷24 h以后继续延长保温时间组织及硬度值无明显变化.2）回火前深冷处理对碳化物析出及马氏体长大方式影响大，而回火后深冷处理对高速钢M42的组织及硬度影响不大.3）经过深冷处理后进行520 ℃回火硬度值明显低于520 ℃回火后再进行深冷处理.深冷处理将回火二次硬化峰值温度由525 ℃降低至450 ℃，二次硬化硬度值为998.2HV，提高了5.0%.参考文献［1］邓玉昆, 陈景榕, 王世章. 高速工具钢［M］. 北京:冶金工业出版社, 2002：224-227.DENG Yu kun, CHEN Jin rong, WANG Shi zhang. 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深冷时效循环处理铝基原位复合材料的显微组织和力学性能研究论文7xxx 系铝合金为Al-Zn-Mg-Cu 合金，是航空航天领域使用的一种重要金属材料，具有超高强度和良好塑性，在合金根底上对其进展原位颗粒增强的目的在于进一步提高合金的力学性能，以进一步提高合金的平安使用下限值。

一般地变形铝合金在原位复合浇铸完成后需进展挤压或者轧制，再实施固溶与时效常规热处理，但常出现时效过程中应力释放不完全、材料的力学性能提高幅度有限的问题。

深冷处理又称超低温处理，通常以液氮为介质将材料置于100 ℃以下，通过调节不同冷处理参数对材料进展改性调控。

目前，国外深冷处理工艺一般使用在钢的工业生产中，钢材在冷处理过程中发生剩余奥氏体向马氏体的转变，从而提高钢材的力学性能，而深冷处理在铝合金等有色金属、合金及其复合材料中的研究尚未成熟，特别是对低温处理过程中的相变特征、材料的显微组织演变规律等的报道还有待完善。

崔光华研究了深冷处理对SiCp 颗粒增强铝基复合材料性能的影响，发现一次深冷处理后复合材料的抗拉强度和屈服强度均提高了约10%，硬度提高了12%;同时深冷处理降低了由于颗粒和基体热膨胀系数不匹配而在外界引入的热错配应力，降低了复合材料的界面热阻，提高了热导率。

王秋成等研究了深冷处理对7050 铝合金剩余应力的影响，发现将铝合金构件浸入液氮中进展深冷后，铝合金内部的剩余应力消除率到达58%。

以原位颗粒增强7055铝基复合材料作为研究对象，采用深冷时效循环处理方法，研究不同降温速度、处理时间和循环次数下复合材料的显微组织演变规律和性能特性，为探索深冷处理技术在高性能新材料研发领域的应用提供实验数据和理论根底。

制备复合材料的原料包括工业7055 铝合金、氟锆酸钾(K2ZrF6)、氟钛酸钾(K2TiF6)等。

将7055 铝合金置于中频感应炉中熔炼，同时将K2ZrF6 和K2TiF6 在250 ℃下进展烘干，然后在740~750 ℃下用石墨钟罩将反响物压入熔体中进展原位反响，持续2~3 min 后进展精炼、细化、扒渣，在710~720 ℃时进展浇铸。

高速钢冷作模具深冷处理及应用机械0402 贺建龙20045475摘要：指出了对高速钢采用-196℃液氮深冷处理可使组织发生明显变化，有效促使残留奥氏体向马氏体转变及超细碳化物的析出，使模具获得较佳的综合力学性能，深冷处理后高速钢模具的使用寿命较常规热处理提高三倍以上，具有十分重要的使用价值。

关键词：高速钢，模具，残留奥氏体，超细碳化物，使用寿命。

一、深冷处理法原理及工艺过程（1）深冷处理后的组织转变。

经深冷处理的淬火高速钢不但引起了奥氏体转变，同时也引起了马氏体转变。

过去几十年来强调的是残余奥氏体转变，马氏体分解这一新发现可以看作近年来高速钢深冷处理研究的新进展。

一般认为钢中残留较多的奥氏体是有害的，会降低钢的硬度、耐磨性及使用寿命，还使许多物理性能特别是热性能和磁性下降。

试验证明：采用深冷处理可使钢中残留奥氏体降至最低极限，由表可以看出W18Cr4V高速钢经淬火、回火后，深冷处理可以使回火后的残留奥氏体量降低24%。

不同处理工艺对W18Cr4V钢残留奥氏体的影响（体积百分数%）热处理工艺残留奥氏体A R 1280℃淬火+500℃×1h×3次回火10-196℃深冷处理7.6前苏联列宁格勒工业大学研究了-196℃液氮中15min的深冷处理对高速钢转变的影响，试验结果表明，-70℃――-75℃到-130℃―― -140℃范围内进行深冷处理时发生马氏体转变，当冷却到-196℃时转变停滞。

在-90℃――-120℃温度范围内，出现试样容积的见效，这证明马氏体已部分分解并在位错面上析出了碳原子和形成了超显微碳化物。

可见，深冷处理使高速钢析出碳化物的颗粒明显增多，且弥散均匀，W18Cr4V钢经深冷处理后碳化物颗粒约增加8%，W6Mo5Cr4V2钢析出的碳化物颗粒约增加76%，基体组织亦明显细化。

（2）深冷处理对高速钢性能的影响。

深冷处理过程中，大量的残留奥氏体转变为马氏体，特别是过饱和的亚稳定马氏体在从-196℃至室温过程中会降低过饱和度，析出弥散、尺寸仅为20―60A并与基体保持共格关系的超微细碳化物，可以使马氏体晶格畸变减小，微观应力降低，而细小弥散的碳化物在材料塑性变形时可以阻碍位错运动，从而强化基体组织。

1000MPa级超高强钢轧制及冷却过程微观组织控制及性能随着人类社会的发展与进步,人们对材料的需求日益增加,其中包括作为重要组成部分的高强度结构材料。

工程机械、石油开采、桥梁建筑等领域不断发展,对高屈服强度易焊接钢板提出了新的要求。

这种高强度支撑结构件在服役条件下受多种应力作用,一旦发生屈服,会造成不可估计的损失。

因此,研究超高强韧钢板实现对低强度厚规格钢板的减量化,并提高支撑结构的可靠性,具有重要的意义。

本文以两类Cr-Mo系超高强韧钢为研究对象,分别进行工艺模拟实验和实际热轧实验,研究其显微组织演变规律、力学性能特点、焊接热循环特性、实际可焊接性能以及氢渗透性能。

论文的主要研究工作及创新性成果如下:(1)系统地研究了工艺参数对低碳Cr-Mo系,复合添加Nb、V、Ti析出强化超高强钢的显微组织演变及宏观硬度变化规律,确定终轧变形温度在880～900℃,等温温度控制在400℃左右,能够实现板条细化的贝氏体完全转变;在实际热轧实验研究中,分析比较两种工艺参数获得的实验钢相变组织和力学性能特性,明确了卷取和冷却路径对低碳Cr-Mo系复合添加Nb、V、Ti实验钢强韧性的影响规律,即冷却及卷取温度能够调整钢材强度、塑性和低温韧性,实验钢屈服强度范围在1060～1145MPa,延伸率范围为8.6～10.1%,-20℃冲击韧性值范围在85～120 J/cm2。

(2)采用低碳高硅Cr-Mo系不添加析出强化元素的化学成分,利用组织强化和固溶强化提高钢板强度;并利用硅元素保留大量薄膜状残余奥氏体,提高钢材塑性和低温韧性。

采用热模拟试验机进行等温相变研究,确定奥氏体化温度、等温温度及等温时间对贝氏体转变均匀性、相变速率及转变量的影响规律,为实际热轧实验提供理论依据。

(3)对低碳高硅Cr-Mo系超高强钢进行实际热轧实验研究表明,通过两阶段轧制变形+超快速冷却工艺,能够获得板条细小的无碳化物贝氏体和位错型马氏体组织,控制板条细化至0.1～0.5μm,薄膜状残余奥氏体宽度为0.08～0.2μm,使得钢板具有超高强韧性,其屈服强度达到1010～1070MPa,抗拉强度为1160～1310MPa,延伸率为12.3～20.8%,-20℃冲击韧性值为88～115J/cm2。

高速钢淬火回火後的金相组织图1是20世纪40年代M‧Cohen等人对W18Cr4V（简称W18）钢在1,290℃奥氏体化的等温转变曲线，根据此图来讨论W18钢在淬火过程中过冷奥氏体的转变。

其他高速钢钢种亦有相同的转变过程，等温转变的曲线形状也相似，仅仅转变的温度和范围有所不同。

图1W18Cr4V钢等温转变曲线（奥氏体化温度1,290℃）从图1可以看出，经正常奥氏体化後，Ms点约210℃，Mf点约-100℃，转变量约92%，尚有8%的残留奥氏体（rR）。

如果奥氏体化後迅速冷至室温，则rR量在20%～25%。

W6Mo5Cr4V2（简称M2）的碳饱和度略高於W18钢，Ms点较低，约130℃，Mf亦低於前者，淬火後冷至室温的rR量25%～35%，HSS-E和HSS钢等温淬火的rR量可能达40%～50%。

一般情况下，经过3～4次回火，每次回火终冷不可能达到0℃以下的温度，故在组织中或多或少地会保留一定数量的rR。

从测得结果看，为5%或更少些。

各类高速钢淬火後的金相组织为：淬火马氏体+rR+未溶碳化物。

回火过程易发生的偏差，如加热温度和保温时间不足，尤其是冷却未达室温又进行下一次回火，都将增加rR量，回火合格程度分为3级，M2钢回火程度如图2所示。

回火1级为充分，整个视场为黑色回火马氏体，分布着均匀弥散的碳化物；回火2级为一般，个别区域或碳化物堆集处有白色区存在，虽属合格组织，但rR比1级要多；回火3级为回火不足属不合格组织，较大部分有白色区存在，隐约可见淬火晶粒。

正常回火的组织应为回火马氏体+微量的rR+碳化物。

高速钢刀具深冷处理的目的古里亚耶夫在1937年就报道，采用冷处理来改善钢性能事例，其目的是使钢中的残留奥氏体转变成马氏体。

回火组织稳定化。

到了50年代，就有采用-78℃（乾冰）或更高一点的零下温度进行冷处理改善刀具性能的报道，70年代後，由於液N2成本下降，使得工业冷处理的终冷温度大大降低。

现在，采用液N2为制冷剂可将终冷速度控制在-196℃以上的各个温度区，而且可控制降温速度，从相当於炉冷或空冷的速度直至将工件直接投入液N2“淬冷”。

热处理和凝固冷却方式对高硼高速钢显微组织和性能的影响轧辊是轧钢生产中的重要构件,其本身材质的开发与应用也十分重要。

近年来,随着我国汽车、家电、铁路、桥梁、建筑业的快速发展,推动了轧钢工业的迅速发展,同时对轧材的尺寸精度、表面质量、使用性能也提出了更高的要求,促进了轧制技术的进步,轧辊的工作环境越来越苛刻,轧辊的使用性能要求也越来越高。

如何提高轧辊的使用性能以适应轧钢的需求是轧辊工作者面临的新课题。

大量研究发现,B 是金属材料领域应用非常广泛的一种元素,微量的B加入到合金钢中能显著提高钢的淬透性,其他贵重元素如铬、镍、锰等要达到同样的效果则其含量必须是硼含量的几十倍甚至上百倍。

在合金中合理地选择硼含量,控制硼化物析出形态和基体组织,也可进一步提高合金的性能。

将它作为轧辊外层材料,国内外的研究不多,应用也较少,本文试图将高速钢基体与高硼钢结合,开发一种新的高硼高速钢轧辊材料。

在50kg中频感应炉中熔炼高硼高速钢,由于硼是一种活性元素,易与熔体中的氧和氮发生反应,加入硼铁前,先用合金除氧固氮。

在钢水出炉前用铝脱氧,钢水的出炉温度约1600℃,然后分别采用石英砂型浇注和石墨铸型浇注。

试样化学成分为(质量分数,%:0.25~0.50C,0.5~1.5B,<5.0Cr,<2.0W,<2.0Mo,<2.0V,0.5Si,0.6~0.8Mn,<0.06S,<0.05P,余量为Fe。

将高硼高速钢材料用线切割机加工成15mm×15mm×25mm试样,在DRZ-9型高温箱式炉中进行1050℃热处理,保温1h出炉、水冷,然后分别在200、525和600℃回火,保温3h。

将热处理后的实验材料加工成Φ6mm×24mm的实心圆柱体,在ML-10型销盘磨损试验机进行磨损试验。

石英铸型试样的偏析大,共晶碳化物较粗,尺寸和厚度较大;石墨铸型试样碳硼化合物细小、致密且均匀性较好。

高速工具钢的冷、热硬化行为与微观组织演变高速工具钢是一种重要的材料，广泛应用于航空航天、汽车制造和工具加工等领域。

在使用过程中，高速工具钢需要具备优异的切削性能和耐磨性。

为了满足这些要求，通过冷、热硬化和微观组织演变等方式来改善高速工具钢的性能已成为研究的热点之一。

本文将就高速工具钢的冷、热硬化行为与微观组织演变进行探讨。

冷硬化是指将材料冷却至低温后变硬的现象。

在高速工具钢中，冷硬化可以通过冷淬火或冷挤压等方式实现。

冷淬火是指将加热至固相变温度以上的高速工具钢迅速冷却至室温或较低温度的过程。

通过冷淬火，高速工具钢的晶体结构会发生显著变化，晶体之间的位错密度增加，形成大量细小且均匀分布的位错。

这些位错的存在使得材料的抗变形能力增强，从而提高了高速工具钢的硬度和强度。

冷硬化还可以通过冷挤压来实现，冷挤压是通过加大外力对高速工具钢进行挤压从而使得晶体结构发生变形，形成位错。

冷挤压可以增加晶界面的位错密度，并将晶粒尺寸压缩到纳米尺度，从而提高高速工具钢的硬度和耐磨性。

热硬化是指通过加热将材料变硬的过程。

在高速工具钢中，热硬化可以通过两种不同机制实现。

第一种机制是固溶体沉淀硬化，即通过加热使得溶质原子在材料的晶界或晶体内形成沉淀物。

这些沉淀物会阻碍晶体内的位错运动，从而提高了高速工具钢的硬度和强度。

另一种机制是相变硬化，即通过加热使得高速工具钢发生固相变化，形成新的相结构。

这种相变会引起晶粒尺寸的改变和位错的重新排列，从而提高材料的力学性能。

在热硬化过程中，合理的加热温度和时间是关键，过高的温度和过长的时间会引起晶粒长大和过度软化。

在高速工具钢的冷、热硬化过程中，材料的微观组织也会发生显著变化。

在冷硬化过程中，位错的增加和晶体的细化使得高速工具钢的组织变得更加致密。

冷硬化还会导致高速工具钢的晶粒尺寸变小，并且晶界清晰度提高。

这些变化为材料的硬度和耐磨性的提升提供了基础。

在热硬化过程中，固溶体沉淀和相变会改变高速工具钢的组织结构。

冷却速度对SA508-3钢显微组织r与力学性能的影响王天睿;张玉妥;王培【摘要】The thermal dilatometric curves of SA508-3 steel during the cooling process from 890℃ to room temperature with different cooling rates have been measured. The types of phase transformation at different cooling rates were determined by analyzing the thermal dilatometric curves and microstructure observed by optical microscopy (OM)and scanning electronic microscopy (SEM). It is found that ferrite,pearlite and bainite transformation occurs when cooling rate is during 0. 01 ～0.05℃/s;Bainite transformation occurs when cooling rate is during 0. 1 ～5℃/s;Martensitic transformation occurs when cooling rate is during 10～50℃/s. Furnace cooling,sand cooling and oil cooling have been used to simu-late different cooling rates of different locations in a large forging,the microstructure and mechanical properties of the 3 specimens were tested after 880℃ × 1 h quenching+640℃ × 2h tempering. The experimental results indicate that with the increase of cooling rate,the type of microstructure changed from ferrite and pearlite to bainite and martensite.A good combination of strength and low temperature impact toughness can be obtained under the condition of faster cooling rate. However,both the strength and impact toughness of the ma-terial decrease as the cooling rate decreases.%利用快速热膨胀仪测得SA508-3钢奥氏体化后以不同冷速冷至室温的热膨胀曲线,通过切线法分析热膨胀曲线并结合金相显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)观察不同冷速下材料的显微组织,确定了不同冷速条件下SA508-3钢的相变类型.发现冷却速度在0.01～0.05℃/s时,发生铁素体相变、珠光体相变和贝氏体相变;冷却速度在0.1～5℃/s时,发生贝氏体相变;冷却速度在10～50℃/s时,发生马氏体相变.使用炉冷、砂冷、油冷三种冷却方式模拟大型锻件不同部位的冷却条件,并测试了不同冷却方式下材料经880℃ ×1 h淬火+640℃×2 h回火处理后的力学性能.结果表明:随着冷却速度的增加,显微组织的类型逐渐从铁素体、珠光体组织变为贝氏体和马氏体组织.较快冷速条件下,SA508-3钢可以达到强度和低温冲击韧性的良好结合,而随着冷速降低,材料的强度和冲击韧性同时下降.【期刊名称】《沈阳理工大学学报》【年(卷),期】2017(036)005【总页数】5页(P44-48)【关键词】SA508-3钢;冷却速度;显微组织;力学性能【作者】王天睿;张玉妥;王培【作者单位】沈阳理工大学材料科学与工程学院,沈阳110159;沈阳理工大学材料科学与工程学院,沈阳110159;中国科学院金属研究所,沈阳110016【正文语种】中文【中图分类】TG142.1SA508-3钢由于强度较高、塑韧性良好、优异的可锻性、可焊接性和抗中子辐照脆化性[1-3]，被广泛应用在反应堆压力容器、蒸汽发生器等核电锻件中[4-7]。