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3Cr2W8V模具钢中合金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X值减小，相应的硬度值下降。具有面心立方点阵的VC碳化物，3Cr2W8V模具钢稳定性高，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]；
3Cr2W8V模具钢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)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。
公司名 钢号 C% S% Si% Mn% Cr% Mo% V% 冲击韧度（平均） (min)
J
Aubert&Duval ADC3 0.34/0.39 S≤0.002P≤0.009 0.20/0.40 0.20/0.40 4.75/5.25 1.20/1.40 0.40/0.60 16.3 J 8.1 J
SMV4 0.37/0.42 S≤0.002P≤0.015 0.80/1.00 0.30/0.50 5.00/5.45 1.20/1.40 0.80/1.00 16.3 J 8.1 J
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In this paper the authors apply relative theories of alloy steel design for strengthening and toughening and principles of physical metallurgy to the analyses in some detail of the chemical 所周知，3Cr2W8V模具钢中增加碳含量将提高钢的强度，对热作模具钢而言，会使高温强度、热态硬度和耐磨损性提高，但会导致其韧度的降低。学者在工具钢产品手册文献[11]中将各类H型钢的性能比较很明显证明了这个观点。通常认为导致钢塑性和韧度降低的含碳量界限为0.4%。为此要求人们在3Cr2W8V模具钢合金化设计时遵循下述原则:在保持强度前提下要尽可能降低钢的含碳量,有资料已提出:在钢抗拉强度达1550MPa以上时,含C量在0.3%-0.4%为宜[2]。3Cr2W8V模具钢的强度Rm，有文献介绍为1503.1MPa(46HRC时)和1937.5MPa(51HRC时)。
Kind&Co TQ-1 0.33/0.40 ≤0.002 0.10/0.50 0.30/0.50 5.00/5.50 1.70/2.00 0.50/0.70 13.6 J 9.5 J
Uddeholm Dievar 0.32/0.38 ≤0.002 0.10/0.50 0.40/0.55 4.80/5.30 2.20/2.50 0.50/0.70 10.8 J 8.1 J
Thyssen E38K 0.33/0.38 ≤0.002 0.20/0.40 0.20/0.40 4.75/5.25 1.25/1.45 0.30/0.50 10.8 J 8. 1
查阅FORD和GM公司资料[12，13]推荐的TQ-1、Dievar和ADC3等钢中的含C量都为0.39%和0.38%等，相应的韧度指标等列于表1，其理由可由此管窥所及。
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]。
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