以下是:遼寧省葫蘆島市NM4000耐磨鋼板貨源充足的產品參數
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NM400耐磨板的高速發展年表
1870~1898年英國Mushet自硬鋼(2%C,7%W,2.5%Mn),切削中碳鋼速度 達到sm/min。
1898~1900年美國Taylor和英國White發明接近鋼熔點的高溫淬火和高溫 回火,并以Cr一W鋼(1.85%C,8%W,3.8%Cr)取代Mushet的Mn一W自硬鋼,從 而創立了NM400耐磨板。切削中碳鋼的切削速度達20m/min。190。年在巴黎國際博覽 會上表演高速切削成功。
1903年出現現代NM400耐磨板的原始成分:7%C。、14%W、4%Cr。
1904年美國Mathew向NM400耐磨板中加人0.3%V。
1906年試用電爐冶煉NM400耐磨板。
1910年確立TI(W18Cr4V)鋼成分(75%Co、18%W、4.0%Cr、1.0%V),切削 中碳鋼速度達30m/min。
1912年德國Becker向鋼中加人3%~5%C。,提高了鋼的熱硬度。
1918年3t電弧爐試煉耐磨板成功,替代了柑禍爐,得以生產較大尺寸的鋼錠 和鋼材。
1923年加人鉆量達12%一巧%,切削速度達40m/min以上。
1932年美國Emmons發明以Mo代替W的高鑰鋼Ml。
1937年美國Breelor發明W一Mo系鋼MZ。
1939年美國Gill發明高碳高釩鋼,稱SuperHSS,3%~5%V,淬回火硬度達 HRC67~68,耐磨性好,但可磨削性差。
1953年出現加硫(0 .05%一0.2%)易切削NM400耐磨板。
1958~1963年平衡碳原理提出與應用,美國發明M40系列鋼,硬度達到 HRC70的超硬(extra一hard)鋼,早為M41和M42o
1965年美國Crueible Steels公司發明粉末冶金法生產耐磨板。
197“年瑞典Stora--ASEA粉末冶金高速鋼投產;電渣重熔氣速鋼開始用于大 截面材生產;高速鋼用于高載荷冷作模具日益增多。
1980年氮化欽涂層的物理氣相沉積法(P VD)成功用于部分高速鋼刀具,使用 壽命成倍提高,對高速鋼的應用和發展具有重要意義。
NM360耐磨板的試樣結晶凝固過程簡要分析如下:
①試樣1.6%C,當溫度降至液相線溫度以下時,從液相中率先析出初生a 相。隨著初生相己的不斷析出,余下的金屬液中碳、釩含量升高,由成分點向己與 MC分界線T‘P’移動。當到達分界線T’P,時,初生相的析出過程結束,開始發生 L~(臺+MC)共晶轉變,形成(占+MC)共晶組織。由于非平衡凝固,產生成分起 伏,在占相的結晶前沿微區成分進人MC區,加上VC遺傳因素的影響,此時少量 的初生碳化物沿著晶界析出。凝固基本結束,如圖6一3(a)所示。。
②試樣1.9%C,從液相投影圖觀察,合金成分點到a與MC相分界線距離隨 著碳含量的增加逐漸變短,即初生臺相析出量相對減少;沿著晶界析出的碳化物量 增加,如圖6一3(b)所示。
③試樣2.2%C,初生臺相繼續減少;凝固過程中,由于非平衡凝固,a相前沿 偏析嚴重,大部分區域在己相前沿已有初生VC析出如圖6一3(。)所示。隨著凝固 的進行,多余的C原子會與Cr、M。原子結合,發生包共晶轉變時,M7 C3、MZC型 多元共晶化合物在a相和(臺+MC)共晶團晶界之間出現。
④試樣2.7%C,初生相為黑色的MC相。隨著溫度繼續降低,先析出的初生 MC相被后析出的(下+MC)共晶組織所包圍。隨著凝固的進行,碳原子與Cr、Mo 原子結合生成M:C3、MZC型碳化物的混合物在MC和(丫+MC)共晶團晶界之間, 如圖6一3(d)所示。對于本研究中的實驗合金,在尸點會發生L~(下+M7C:+ MZC)三元共晶轉變,而非包共晶轉變L+MC~y+M7C:或L+MC~下+ MZC。這是因為有限互溶三元包共晶反應與二元包晶系相同,在非平衡條件下,包 共晶轉變結束后,兩個反應相不可能同時消失殆盡或同時留有剩余,只能是一個完 全消失,另一個有所剩余[s]。根據上述原因,在P點,殘余液相如果發生包共晶轉 變,合金凝固結束時,剩余相為MC或液相。由圖6一3(c)~(f)可知,沿晶界析出的 白灰色化合物為鋁、鉻碳化物,非殘留釩的MC型黑色碳化物,因此在P點發生多 元共晶轉變后,凝固結束。
碳含量為⑤試樣3.0%,⑥試樣3.7%,⑦試樣4.2%的Vg高速鋼,初生相均 為MC相。根據液相投影圖,隨著碳含量的增加,合金成分點到MC與下相分界線 距離也越長,初生相析出量也就越多。
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