4Cr5MoSiV1热作模具钢多少钱一公斤(热作模具钢强韧化机制研究)
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本文导读目录：
3、M2热作模具钢
4Cr5MoSiV1热作模具钢多少钱一公斤
热处理：淬火：790度+-15度预热，1000度（盐浴）或1010度（炉控气氛）+-6度加热，保温515min空冷，550度+-6度回火；退火、热加工；。
热作模具钢强韧化机制研究
2.3H13钢平面应变断裂韧性K1c和夏比冲击值随淬火冷却速度的变化而变化。
H13钢平面应变断裂韧性试样经油冷或以15min和60minH·T·T间的速度冷却，回火后的K1c值随之变化。
快冷至500℃再以每小时50℃和100℃间的速度冷却，回火后的K1c值也发生变化。
从油冷快速冷却到30minH·T·T普通速度冷却并逐渐到45min和60minH·T·T的速度冷却，K1c值随冷却速度的降低而降低。
K1c值还随着500℃以下冷却速度的降低而降低。
虽然这些冷却速度接近贝氏体转变400-100℃等同的冷却速度，还是可以看到，试样从500℃以每小时300℃冷却比以30minH·T·T冷却具有稍高的K1c值。
奥氏体化后先快冷到500℃引起了K1c值的轻微提高。
观察油冷或以1min和30minH·T·T间的速度冷却并回火到HRC44的H10和H19钢的K1c值变化可知，K1c值随着冷却速度的降低而降低，在油冷到3minH·T·T范围内快冷并逐步过渡到缓慢冷却，H19、H10、H13钢的K1c值按顺序递增。
油冷或以15min和60minH·T·T间的速度冷却并回火到HRC44的H13钢夏比冲击值产生变化。
冲击值取决于冷却速度，这种相关性与K1c相类似，但是微弱一点。
冲击断裂的试样缺口尖端1mm处扫描电镜观察可知：在油冷试样上出现了一种混合型解理加韧窝断口。
随冷却速度从30min到60minH·T·T的逐步降低，解理断裂愈占优势，断面也变成细长型并有较大的解理面。
2.4H13钢冷却速度对疲劳裂纹扩展的影响。
H13钢经油冷或以30min和60minH·T·T间速度冷却并回火，钢的疲劳裂纹扩展速率产生变化。
随冷却速度的降低，使裂纹扩展速率有轻微增加并使导致失稳断裂的裂纹临界深度变浅。
随冷却速度降低，在给定应力下断裂时的临界周期数和疲劳极限应力随之而降低。
2.5冷却速度对H13钢V型缺口夏比冲击脆性转变温度的影响。
经油冷或以30min和60minH·T·T间的速度冷却并回火的H13钢在20-300℃的V型缺口夏比冲击值产生变化。
脆性到塑性转变温度随冷却速度的降低而升高。
出现50%纤维状断口的脆性转变温度约是120℃下油冷，200℃下以30minH·T·T冷却，230℃下以60minH·T·T冷却。
油冷试样的韧性断裂表面呈粗糙而均一的韧窝状。
以30min和60minH·T·T冷却的试样断面产生了更加细小的韧窝。
3.1显微组织对K1c和夏比冲击值的贡献。
H13钢从油淬到15minH·T·T，H10钢从油淬到1minH·T·T冷却速度的降低而使韧性恶化，H19钢存有与脆性相关的上贝茵体，并且马氏体板条更大，同时沿贝氏体晶界析出粗大的碳化物同样使其韧性恶化。
对于H13钢，随冷却速度降低到30minH·T·T或以每小时300℃冷却到500℃以下，。
H10和H19钢冷却速度降低到3minH·T·T，这就使实际晶粒尺寸和细小碳化物的密度增加，从而导致韧性的进一步降低。
碳化物沿原始奥氏体晶界优先析出也是造成H10和H19钢韧性恶化的原因。
随着冷却速度放缓，H13钢为40-60minH·T·T或以每小时100-300℃冷却到500℃以下，H10和H19钢以5-20minH·T·T冷却而使钢的韧性进一步降低，这是伴随上贝茵体粒度的增加，碳化物沿原始奥氏体晶界大量析出及基体中碳化物的微细分布使实际晶粒尺寸增大而引起的。
H10和H19钢在较高冷却速度下所发生的贝茵体转变和韧性恶化要比H13钢明显，而显微组织对韧性的影响在这些钢中是相同的。
由于基体中低度过饱和的碳及在500℃以下回火较高的碳含量下的残余奥氏体稳定作用下形成的上贝茵体，从而抑制了M3C型碳化物的析出和M7C3型转变。
因此，在H13钢中M23C6型、H13和H10钢中M6C型、H19钢中的MC型碳化物沿原始奥氏体和贝氏体晶界大量析出。
金属学理论指出：板条组织加宽和细微碳化物沿贝氏体晶界的密集析出是引起韧性恶化的原因。
板条状贝茵体向颗粒状贝茵体的形成转变促进了碳化物择优沿原始奥氏体晶界而不在贝氏体晶界析出。
回火期间M3C型碳化物析出和它向M7C3型碳化物转变的抑制引起了诸如H13和H10钢中M2C型、H13、H10和H19钢基体中微细碳化物析出量的增加。
表2概括了在不同冷却速度下淬火并回火到HRC44试样的抗张性能。
冷却速度的降低导致了比例极限或屈服强度的提高，同时提高了面缩和延伸率。
H13、H10、H19钢韧性依次恶化是与细小碳化物的密度紧密相关的。
淬火后的H10钢在500℃下马氏体回火期间有M3C型碳化物析出，同时还引起了基体中M3C型碳化物的分解和MC型、M2C型碳化物的析出。
另外，有少量从M3C型转变的M7C3型而大体上是碳化铬一类的碳化物。
因此，600-650℃普通回火后，H10和H13钢中MC型和M2C型微细碳化物密度的提高，可以推测，这是铬和钼含量差别所致。
在H19钢中，由于加入了比铬更强的碳化物形成元素钒，使M7C3型和M23C6型碳化铬的析出受到了抑制。
低于500℃进行马氏体回火导致了M3C型碳化物分解，基体中MC型碳化物密集析出。
H19钢的低韧性的另一原因是基体中存有较大碳化物。
在同类钢中用同样的方法研究了一般疲劳裂纹的扩展速率da/dN与应力强度因子△K的关系。
试验结果发现，随冷却速度的降低，da/dN只有轻微增加，同时应力周期内裂纹扩展距离是很小的，从长度为18.0mm的裂纹定位2.5mm处为起点扩展约0.15μm。
裂纹扩展距离比马氏体和贝氏体板条组织还短。
研究发现5%纤维状断口转变温度随激冷速度的降低而提高，其原因与上面提到的显微组织对K1c值影响的研究具有同样的理由。
在塑性断裂温度范围内，夏比冲击值随冷却速度的降低而提高，可以从断面上形成规则且浅平的韧窝显示出来。
冲击功取决于韧窝的形成、发展并连结成空腔，当韧窝更大更深时，冲击功也就更高。
两种粗大碳化物和基体中细小碳化物沿贝氏体和原始奥氏体晶界析出抑制了韧窝的均匀形核和发展，致使冲击功降低。
本文分别对AISIH13、H10和H19型热作模具钢经奥氏体化先以同样冷却速度淬火，再回火到硬度为HRC44其显微组织对韧性的影响进行了研究。
研究结果显示，这些钢韧性的改善是通过以下方法获得的：马氏体和贝氏体板条组织的改进及有效晶粒尺寸的改善，延缓碳化物沿原始奥氏体和贝氏体晶界择优析出，抑制基体中MC和M2C型微细碳化物的密集分布，减少残余碳化物的百分含量并使其尺寸缩小等。
激冷速度的降低导致贝氏体板条组织宽度的逐步增加，同时，上贝茵体含量的增加，促使贝氏体从板条状向颗粒状转变并导致韧性恶化。
在所试验的钢中，唯H13钢韧性最高，这与基体中微细碳化物极低的密度、极小的残余碳化物尺寸和极低的百分含量等有密切关系。
M2热作模具钢
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