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Cr12MoV钢模具失效分析及新工艺
模具寿命与失效技术报告
Cr12MoV型钢模具失效分析及模具新工艺
学院(系)机械工程学院
专业班级材料10802
班级序号13
学生姓名唐俊
时间:
2011—2012学年第1学期
Cr12MoV型钢模具失效分析及模具新工艺
唐俊
摘要:
简述Cr12MoV型钢的材料特性,对Cr12MoV型钢制若干常见冷作模具的失效案例进行分析和讨论,探讨在当前生产环境下Cr12MoV型钢制冷作模具常见失效形式的一些主要应对方法与提高模具寿命的新技术。
关键词:
Cr12型钢;冷作模具;失效;锻造;热处理;表面处理;新技术
1引言
在过去的近20年,尤其是近几年,我国模具工业发展非常迅速。
模具需求一直以每年18%左右的速度快速增长,国民经济的高速发展对模具工业提出了越来越高的要求,也为其发展提供了强大的动力。
Cr12MoV钢钢是目前国内广泛使用的冷作模具钢之一,属于高耐磨微变形冷作模具钢。
该钢具有淬透性好、硬度高且耐磨、热处理变形小、高抗弯强度等优点,仅次于高速钢,常用于制作那些承受重负荷、生产批量大、形状复杂的冷作模具,如冷冲压、冷镦、冷挤压模等,其消耗量在冷作模具钢中居首位。
该钢钢虽然强度、硬度高,耐磨性好,但其韧度较差,对加工工艺和热处理工艺要求高,处理工艺不当很容易造成模具过早失效。
例如:
某模具加工厂生产制造的冷冲模具,材料为Cr12MoV冷作模具钢,生产工艺为:
冶炼→锻造→球化退火→粗加工→热处理→精加工成型。
热处理为(980±10)℃油冷+(510±20)℃空冷。
模具投入生产后,仅生产2000件即发生断裂崩落,出现过早失效,为了找出模具过早失效原因,本文对该模具进行失效分析,并进行锻造、热处理工艺的分析与改进。
2模具的失效分析
2.1模具的化学成分及冶金质量分析
通过提取模具材料样品,对其化学成分进行分析,所得结果如表1所示(括号内为Cr12MoV钢的化学成分范围)。
化学成分(%)
元素CSiMnCrMoVSP
质量分数1.620.320.3112.10.540.220.0150.017
成分范围(1.5~1.7)(<0.4)(<0.35)(11.5~12.5)(0.4~0.6)(0.15~0.3)(<0.03)(<0.03)
表1Crl2MoV钢冷冲裁模具的化学成分(质量分数)
由表1中的数据可以看出,失效冷冲裁模具的化学成分在Cr12MoV钢的化学成分范围内,不会对模具的金相显微组织和力学性能造成较大的影响;另一方面,杂质元素硫和磷的质量分数未超标,不至于导致模具的开裂与失效.由此判断,该模具的过早失效不是由材料的化学成分引起的。
据GB/T10561-2005评定非金属夹物
级别:
经适当处理后,观察脆断的断口特征,
发现其断口呈银灰色,宏观组织细密、均匀,
未见气孔、夹渣非金属夹杂物和晶粒特别粗
大等现象.所以级别为:
球状氧化物D1级,
因Cr12MoV钢经过电渣重熔处理,所以非金
属夹杂物含量很少,见图1。
由此判断,材料
的冶金质量无明显不足.
据GB/T14974-1994评定钢的共晶碳化物
不均匀度级别为5级,见图2。
(YB)7-59规定,
共晶碳化物分为1~8级。
≤5为合格。
从标准
中可知:
<5级,共晶碳化物均不呈网状分布,
>6级,共晶碳化物开始明显有网状分布。
模
具中共晶碳化物不均匀度级别参照冶标(YB)
7-59评为6级。
共晶碳化物不均匀度为1级时,
模具使用寿命为2万冲次,共晶碳化物不均匀
度为1.5~2级时模具使用寿命为1.1万冲次,
共晶碳化物不均匀度为3级时,模具使用寿命
只有0.1万冲次,共晶碳化物不均匀度级别降
2级,模具使用寿命下降大约90%,在共晶碳化物不均匀度级别高的钢材中,横向抗弯强度要比纵向低30%~40%,塑性要低30%~50%。
共晶碳化物的不均匀性与零件抗弯强度的关系见表2。
共晶碳化物级别345
抗弯强度/MP220018001500
表2共晶碳化物级别与抗弯强度的关系
2.2模具的锻造及热处理工艺分析
2.2.1模具的锻造工艺分析
通过现场调查和查看模具生产的技术资料知,锻造工艺为:
始锻温度1000~1100℃,终锻温度800~850℃;锻造方法为一般轴向镦粗、拔长法.该模具的加工路线在工序安排上是合理的.Crl2MoV属于高碳高铬钢,其特点是升温速度慢,锻造温度范围窄,一般始锻温度为1050~1100℃,终锻温度为840~880℃。
由此可见,该模具的锻造温度基本上符合Cr12MoV钢的锻造温度要求。
在模具断裂部位截取金相试块,用常规试验方法制成标准金相试样,用4%硝酸酒精溶液浸蚀,在光学金相显微镜上观察照相。
模具经980℃淬火、510℃回火后,在裂纹附近仍存在明显的带状碳化物分布区,而且在带状组织中还存在有粗大的碳化物分布。
如图3、图4所示.
图3裂纹区的带状碳化物图4带状碳化物中的粗大碳化物
在进行金相显微组织的对比分析中,还发现在模具的其他部分也存在有粗大的碳化物,并且具有明显的带状特征,如图5、图6所示.
图5模具完好处条状碳化物图6模具完好处块状碳化物
Cr12MoV钢中,含碳量比Cr12钢低,又因加入钼和钒,其碳化物数量、粒度、形态、不均匀程度都比Cr12钢有较大的改善,韧性明显提高,因此Cr12MoV钢是Cr12钢系列中,综合性能最好的一种,Cr12MoV钢虽然综合性能最好,且共晶碳化物数量比Cr12钢少,但如果原材料不进行很好的六面锻造,即使进行锻造,如果锻造不充分,之前的固溶细化处理进行的也不充分,钢中同样会出现网状分布的共晶碳化物及粗大、尖角锋利的块状碳化物。
观察图3、4、5、6块状碳化物的分布可知,共晶碳化物呈明显网状分布,且有堆集现象,共晶碳化物的这种分布形态,大大地降低了模具的使用寿命。
同时,共晶碳化物的不均匀性还使模具的力学性能呈各向异性,极易引起模具在热处理和使用过程中发生畸变开裂,致使模具不均匀磨损和崩刃,最终导致模具早期失效。
良好的共晶碳化物分布形态是:
组织中碳化物呈无规则均匀分布,可使模具寿命成倍提高。
因此,该模具在锻造的具体操作上存在明显不足.一般的轴向镦粗拔长法使坯料心部分变形量不大,无法完全消除组织中的带状碳化物和粗大、不均匀的碳化物组织,用这样的坯料制成的模具会产生组织的不均匀和力学性能的各向异性,增加淬火裂纹和使用脆断的倾向.
带状碳化物区是一个脆性区,其强度低,塑性、韧性差,不能承受大的冲击力,裂纹很容易在这里萌生与扩展.由于该区脆性大,并且容易产生应力集中,所以成为裂纹产生的主要原因。
在锻造方法上来说,对于高碳高铬钢一般应采用变向锻造法,即多向反复镦粗、拔长、镦粗,使钢组织中粗大的碳化物充分破碎,消除带状组织,以获得均匀的显微组织和力学性能。
2.2.2模具的热处理工艺分析
在对模具进行化学成分及冶金质量分析的同时,还针对模具各部位的硬度进行了检测,分别在失效模具的裂纹处(试样1)、完好处(试样2)和中间过渡处(试样3)取样进行硬度测量,选取了洛氏硬度的HRC标尺在HRS-150型数显洛氏硬度计进行测定,所测得的硬度值如表3所示.
序号
试样12345678910平均值
161.062.162.962.763.062.762.662.463.162.662.51
261.863.363.963.463.463.563.763.563.763.363.35
356.859.863.359.859.161.060.160.359.061.660.16
表3Cr12MoV钢冷冲裁模的硬度测试值(HRC)
由表3所列硬度数据可以看出,实际测得的硬度为60~63HRC,与模具设计要求的硬度58~62HRC相比稍高,但基本上符合设计要求。
从热处理工艺上来看,该模具所采用的热处理工艺由球化退火和淬火+高温回火两部分构成,其中球化退火工艺曲线如图7所示.
图7Cr12MoV钢球化退火工艺曲线
球化退火的目的是为了改善毛坯的组织,降低材料的硬度,便于切削加工,同时为后续的热处理工艺做好组织准备.从实际的操作记录来看,球化退火工艺正常,各热处理参数进行了正确的设置,球化退火过程实施合理,所得组织基本均匀.
淬火和回火工艺为(980±10)℃加热油淬、(510±20)℃空冷回火2~4h.从实际操作记录上看,是采用从室温直接加热到淬火温度进行油冷淬火,这将导致模具内部有微裂纹产生,造成模具的脆性增加.由于Cr12MoV钢是高碳高铬钢,其热导性较差,需要进行预热处理,否则会在升温过程中,因模具内外温差较大而产生应力,导致模具内部微裂纹的产生.
从图3、4、5、6中可以看出。
模具经980℃淬火、510℃回火后,显微组织为隐针马氏体+较大量的残留奥氏体+呈带状(纵向)及连续和半连续的扁平网状偏析的条块状共晶碳化物以及沿晶析出的点粒状二次碳化物。
同时从上述组织中也观察到,模板存在回火不足现象。
为了确认材料回火不足的程度,特做补充回火试验。
根据模板热处理方提供的热处理工艺(模具经980℃加热淬火,510℃回火3次,每次3h),确定在510℃做补充回火试验。
在模板断口附近制取两个试样,一个试样于510℃补充回火3h,另一个试样不做补充回火;然后将这两个试样进行同等条件下的金相制样,比较其显微组织。
发现经补充回火后,材料中的残余奥氏体量减少,回火马氏体得到进一步转变。
经检测,未补充回火者硬度为60.1~62.0HRC,经补充回火者硬度为63.5HRC。
再在断口附近取第三个试样,将此试样进行两次补充回火(均为510℃3h),发现其显微组织仍有进一步的转变,残余奥氏体进一步减少,回火马氏体继续得到转变。
测得其硬度为62.5HRC。
试样未经补充回火、经一次补充回火和二次补充回火的显微组织如图8所示。
补充回火实验表明,模具材料确实存在比较严重的回火不足现象。
图8Cr12MoV钢模板残件试样未经补充回火(a)、经一次补充回火(b)
和经二次补充回火(c)的显微组织
3提高模具寿命的措施与方法
根据以上的失效分析可知,导致Crl2MoV钢冷冲裁模失效的主要原因有两个:
一是锻造时未能按正确的锻造方法进行,致使在材料内部留有呈带状分布的粗大的条状和块状碳化物,导致模具工作时裂纹的产生和扩展;二是在淬火操作时未按材料要求进行预热处理,致使粗大的碳化物组织未能溶入奥氏体中,影响了热处理后碳化物的重新分布,并导致模具中分布有残余应力,促进了裂纹的产生与扩展;三是在热处理过程存在比较严重的回火不足现象,材料中的残留奥氏体量较多,以致磨削时易于诱发马氏体转变,组织应力增加,材料脆性断裂的倾向明显增大。
由此可知提高模具寿命的方法有:
(1)锻造工艺的改进
模具坯料必须经过锻造加工,其目的有二:
一是加工成形,二是改善材料中的组织形态。
但现时流行做法却多是只顾其一,不顾其二,将坯料锻造成形即了事。
这种情况与目前锻造企业中的员工可能缺乏对锻造加工可以改善材料中的组织形态的实质的认识有关,但不否认有为追求经济效益而省时省工,知其然而不为之的做法。
目前,行业中普遍存在的问题是锻造加工质量不到位。
Crl2MoV冷作模具钢属于高碳高铬钢,碳的质量分数高,形成的碳化物多(约占20%左右),主要是铬铁复合碳化物(Fe,Cr)7C3,其硬度很高;由于Cr的大量存在,使碳化物分布不均匀,常呈带状分布,成为影响材料性能的主要因素.另外,Crl2MoV钢碳化物颗粒的尺寸悬殊较大,有的碳化物颗粒最大弦长可达20um,碳化物周围常常有空洞、位错等缺陷汇聚,在交变负荷的作用下,这些缺陷进一步聚集和扩展便可萌生疲劳裂纹。
只有对Cr12MoV型模具钢进行有效规范地锻造加工,尽量消除或减少材料中的碳化物偏析不良影响,提高材质的均一性,才能为模具的最终热处理做好组织上的准备,也才能保证模具具有良好的使用性能和足够的使用寿命。
在锻造方法上,对于Crl2MoV这样的高碳高铬钢,一般应采用变向锻造法,即多向反复镦粗、拔长、镦粗,而且要严格按照正确的锻造操作规程进行,以使材料组织中粗大的条状和块状碳化物充分破碎,消除带状组织的存在,以获得均匀的显微组织和力学性能。
(2)热处理工艺的改进
Crl2MoV钢是一种高碳高铬的冷作模具钢,热导性较差,因而在淬火加热时需要根据模具的尺寸大小复杂程度进行两次以上的预热,以减少模具内外的温差,降低材料的内应力;有效地改善碳化物的分布形态,为淬火时组织和性能的最佳配合创造先决条件,有效地提高模具使用寿命。
适当提高回火温度,可保证模具在硬度降低不多的情况下获得较好的韧性,减小模具的内应力,均匀热处理后的显微组织,获得所需的力学性能.改进后的淬火和回火工艺如图9所示。
对于大型的Crl2MoV钢冷作模具,还可采用高温固溶处理+高温回火预处理工艺(如图10所示),可使球化过程加速,同时又可使碳化物的大小、形状及分布得到改善,为最终热处理提供了良好的组织准备。
图9Cr12Mov钢的淬火和回火工艺曲线
图10Cr12MoV钢高温调制工艺曲线
当然,鉴于现时钢材市场的无序竞争,钢材货品以次充好、鱼龙混杂的现象不时发生。
常见的是以山寨钢代替品牌钢,如有的企业采购的是Cr12MoV钢,但模具失效后才发现钢的铬含量仅6%或7%。
因而在下料制作模具之前,必须认真仔细选择适用的真正的优质钢材。
但目前在模具材质控制方面出现的最大问题并非钢的化学成分是否达标,而是钢中的非金属夹杂物不良情况普遍比较严重。
对此,生产厂家应该给足够重视。
在这方面,模具生产厂家不妨与模具钢供应商订好协议,规定所供应的钢材除了材料化学成分达标之外,还应该将非金属夹杂物的级别限制在符合模具技术要求的范围之内。
电渣重熔方法可以大量去除钢中的非金属夹杂物,有效地提高钢的纯洁度,减少材料中夹杂物的不良影响。
同时钢中的枝晶间距小,结晶结构好,组织均匀致密,碳化物细小均匀,质量好,也改善了钢的横向塑性和冲击韧性,从而提高钢的等向性能。
因而,选用经电渣重熔或真空炉外精炼等二次精炼工艺的优质钢制作模具是非常重要的。
4模具寿命分析的新技术与新方法
模具在使用过程中往往承受着各种形式的复杂应力,模具的表面更是处在较大、较复杂的应力状态下,其工作条件尤为恶劣。
模具的失效和破坏,是发生在表面或由表面开始,因此,模具表面性能的优劣将直接影响模具的使用及寿命。
实践证明,提高模具性能的有效途径除选择正确的加工方法、模具材料外,关键在于正确选择热处理方法和表面处理工艺。
模具表面处理是提高模具质量的重要基础工艺之一。
模具的表面强化处理是指用机械、物理或化学方法对模具工作表面进行改性或覆层等处理,使模具在保证高的强韧性基础上,不仅具有更高的强度、硬度、耐磨性,同时获得优异的抗疲劳、抗咬合、抗粘着、抗擦伤、耐腐蚀、抗高温氧化等性能的处理方法,如表面淬火、化学热处理等。
这里我只对几种表面强化新技术进行介绍。
4.1模具表面热喷涂技术
热喷涂大致分为火热喷涂、电弧喷涂、等离子喷涂、激光喷涂、电热热源喷涂以及“冷喷”。
在生产中应用的主要是等离子喷涂(48%)和高速火焰喷涂(25%)。
在模具上采用热喷涂金属陶瓷涂层强化表面,可提高其硬度、抗黏性、抗冲击、耐磨和抗冷热疲劳等。
如用工具钢加工制成的高熔点金属(铝、铌、钨及其合金)的热挤压模,挤压温度在1320℃以上,只能进行一次作业,而挤压材料因表面被模面合金化而变质,同时由于模具的磨损、挤压材在长度方向上直径与断面形状发生很大变化,喷0.5~1.0mm的氧化铝涂层后,挤压温度可1650℃。
喷涂氧化锆涂层,挤压温度可达2370℃,模具工作寿命可延长5~10倍。
4.2离子注入技术
离子注入技术是利用离子源中产生的带电离子(气体和金属离子)在高压电场的作用下,以极大的速度入射到待处理的工件材料表面。
在这个过程中将引起金属表层的成分和结构的变化以及原子环境和电子组态等微观状态的扰动,使金属表面发生物理、化学和力学性能的变化,有效地提高工件表面的硬度、耐磨性、耐腐蚀性和抗疲劳等多种性能,最终提高工件的使用寿命。
它将预先选择的注入元素,在注入机的离子源中离化后,再将离子从离子源引出,经高压电场加速,使其获得很高的能量,然后打入真空室中的金属(固体靶)中,使金属表面层实现强化。
由于离子注入后既不改变模具基体表面的几何尺寸,又能形成与基体完全结合的表面合金,不存在
因明显的分界面而产生剥落的问题。
同时由于大量离子(如氮、碳、硼、钼等)的注入可使模具基体表面产生明显的硬化效果,大大降低了摩擦因数,显著地提高了模具表面的耐磨性、耐腐蚀性、以及抗疲劳等多种性能。
因此近年来离子注入技术在模具领域中,如冲裁模、拉丝模、挤压模、拉伸模、塑料模等都得到了广泛应用,其平均寿命提高了2~10倍。
目前,离子注入技术在模具应用上还存在一些不足,如离子注入层较薄,小孔处理困难,设备复杂昂贵等,其应用受到了一定的限制。
4.3激光表面强化技术
激光用于表面处理的方法多,其中包括:
激光相变硬化(LTH),激光表面熔化处理(LSM),激光表面涂覆及合金化(LSC/LSA),激光表面化学气相沉积(LCVD),激光物理气相沉积(LPVD),激光冲击(LSH)和激光非晶化等,其中已被研究用于提高模具寿命的方法有激光相变硬化和激光表面熔覆和合金化。
4.3.1激光相变硬化
激光相变硬化(激光淬火)是利用激光辐照到金属表面,使表面以很高的升温速度迅速达到相变温度,形成奥氏体。
当激光束离开后,由金属本身热传导而"自淬火",使金属表面发生马氏体转变。
与传统淬火方法相比,激光淬火是在急热、急冷过程中进行的,温度梯度高,其淬火层的硬度比普通淬火的硬度还高15%~20%。
淬硬层深度可达0.1~2.5mm,因而可大大提高模具的耐磨性,延长模具的使用寿命。
在模具的表面处理中,激光相变硬化得到了广泛的应用。
对CrWMn、Cr12MoV、Cr12、T10A及CrMo铸铁等常用的模具材料,在激光处理后,其组织性能较常规热处理普遍改善。
例如,CrWMn钢在常规加热时易在奥氏体晶界上形成网状的二次碳化物,显著增加工件脆性,降低冲击韧性,使用在模具刃口或关键部位寿命较低。
采用激光淬火后可获得细马氏体和弥散分布的碳化物颗粒,消除网状,并获得最大硬化层深度以及最大硬度1017.2HV。
Cr12MoV钢激光淬火后的硬度、抗塑性变形和抗粘磨损能力均较常规热处理有所提高。
对T8A钢制造的凸模和Cr12Mo钢制造的凹模,激光硬化层深度0.12mm,硬度1200HV,寿命提高4~6倍,即由冲压2万件提高到10~14万件。
对于T10钢,激光淬火后可获得硬度1024HV、深0.55mm的硬化层,对于Cr12,激光淬火后可获得硬度1000HV、0.4mm的硬化层,使用寿命均得到较大的提高。
4.3.2激光熔覆
激光熔覆利用高能激光束(104~106W/cm2)在金属表面辐照,通过涂覆材料的迅速熔化、扩展和迅速凝固,冷却速度达到102~106℃/s。
在基材表面熔覆一层具有特殊物理、化学或力学性能的材料,从而构成一种新的复合材料,以弥补基体所缺少的高性能。
激光熔覆可以根据工件的工况要求,设计各种熔覆成分的金属或非金属,制备耐热、耐蚀、耐磨、抗氧化、抗疲劳或具有光、电、磁特性的表面覆层。
玻璃模具是玻璃制品的主要成型工具,在使用过程中频繁交替地与高温玻璃熔体接触,特别是合缝线处要求较高的耐磨性。
4.4气相沉积技术
气相沉积技术是利用气态物质(气相)与模具表面发生物理、化学变化,在模具表面形成具有某些特殊性能的合金化合物涂层。
根据形成涂层的原理不同,气相沉积技术分为化学气相沉积、物理气相沉积。
化学气相沉积按主要特性分类又可分为热化学气相沉积、低压气相沉积、等离子气相沉积、激光(诱导)气相沉积、金属有机化合物气相沉积等;物理气相沉积可分为真空蒸镀、溅射镀膜、离子镀等。
4.4.1物理气相沉积(PVD)
PVD是把欲涂覆的材料(主要是氮化物或碳化物)采用物理的方法(如用电子束等热源加热沉积材料,或激光放电),使材料蒸发或离子轰击模具,形成镀层,其中常用的镀层材料是TiN和TiC等。
它具有处理温度低、沉积速度快、无公害等特点,十分适合模具的表面强化,可大大提高模具的使用寿命。
但是,PVD的绕镀性很差,难以适应多孔有尖角、形状复杂的模具。
4.4.2化学气相沉积(CVD)
CVD是利用气态物质在固态表面上进行化学反应,生成固态沉积物。
化学气相沉积TiC的原理是将工件加热到900~1200℃,使四氯化钛和模具材料的碳在材料表面进行化学反应,经过一定时间可生成一层TiC,是超硬耐磨镀层,是提高模具使用寿命的有效途径。
如冲压模、粉末冶金模、陶瓷模、铁氧体模、塑料模等进行处理均能得到很好的效果。
目前模具表面处理中应用较多的是PACVD,铝型材挤压模具和精密叶片热锻模具,经过处理后,有较好的耐磨性和抗疲劳性,使用寿命提高一倍,由原来2.5t的通料量提高到5t。
现在CVD技术发展是以等离子体、电子束、激光束、离子束、微波等先进科学技术的成就为基础,向着高效、节能、控制高度自动化、精确化的方向发展。
4.5稀土元素表面强化技术
4.5.1稀土碳氮共渗
C、N共渗可提高渗速25%~32%,提高渗层显微硬度及有效硬化层深度;使模具的耐磨性及疲劳极限分别提高1倍及12%以上;模具耐蚀性提高15%以上。
C、N共渗处理用于5CrMnMo钢制热锻模,其寿命提高1倍以上。
4.5.2稀土硼共渗
稀土B共渗的耐磨性较单一渗硼提高1.5~2倍,与常规淬火态相比提高3~4倍,而韧性则较单一渗硼提高6~7倍;可使渗硼温度降低100~150℃,处理时间缩短一半左右。
采用稀土B共渗可使Cr12钢制拉深模寿命提高5~10倍,冲模寿命提高几倍至数十倍。
4.5.3稀土硼铝共渗
B、AI共渗所得共渗层,具有渗层较薄、硬度很高的特点,铝铁硼化合物具有较高的热硬性和抗高温氧化能力。
H13钢经稀土硼铝共渗后,铝挤压模使用寿命提高2~3倍,铝材表面质量提高1~2级,显示出优良的使用效果。
在使用电镀刷制备的Ni2Cu2P2MoS2的氧化,明显改善镀层的减摩性能,提高抗蚀能力,并使模具型腔面的耐磨寿命延长近5倍。
4.6纳米表面工程技术
纳米表面工程是以纳米材料和其它低维非平衡材料为基础,通过特定的加工技术、加工手段,对固体表面进行强化、改性、超精细加工或赋予表面新功能的系统工程。
纳米表面工程是在纳米科技产生和发展的背景下,对固体表面性能、功能和加工精度要求越来越高的条件下产生的。
纳米表面工程技术是极具应用前景和市场潜力的。
4.6.1制作纳米复合镀层
在传统的电镀液中加入零维或一维纳米质点粉体材料可形成纳米复合镀层。
用于模具的Cr2DNP纳米复合镀层,可使模具寿命延长、精度持久不变,长
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