高速钢材料与热处理.docx

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高速钢材料与热处理

原材料（GB9943-1988摘自材料汇总-中外材料对比）

1、供货状态：

五种：

钢棒、大截面锻制钢材、钢板、热轧钢带（机用锯条用料）、钢丝

钢棒：

在φ120mm以下的热轧、锻制、剥皮、冷拉及银亮高速钢钢棒

钢棒交货：

热轧、锻制、冷拉钢棒以及退火状态交货；或热轧、锻制钢棒退火后在经过其他加工方法（剥皮、轻拉、磨光或抛光等）加工后交货。

高速钢订货的钢棒就已经进行了锻制，所以，制作刀具时，可直接进入机加工。

2、化学成分

牌号

W18Cr4V

0.7-0.8

0.1-0.4

≤0.03

0.2-0.4

3.8-4.4

1.0-1.4

17.5-19.0

≤0.3

W6Mo5Cr4V2

0.8-0.9

0.15-0.4

≤0.03

0.2-0.45

3.8-4.4

1.75-2.2

5.5-6.75

4.5-5.5

W6Mo5Cr4V2Al

1.05-1.2

0.15-0.4

≤0.03

0.2-0.6

3.8-4.4

1.75-2.2

5.5-6.75

4.5-5.5

Al：

0.8-1.2

W2Mo9Cr4Vco8

1.05-1.15

0.15-0.4

≤0.03

0.2-0.65

3.5-4.25

0.95-1.35

1.15-1.85

9.0-10.0

7.75-8.75

注：

1、W2Mo9Cr4Vco8（M42）是属于高钴超硬型高性能高速钢，在刀具材料中是比较好的，价格很贵。

为了取代这种材料，我国自己研制的高铝高性能高速钢W6Mo5Cr4V2Al（M2A,501，也有人称为M2Al），它是在W6Mo5Cr4V2（M2）基础上改进而成，比M42低2-4倍。

2、阳光就是使用M2A制作专用的铣刀、丝锥、铰刀等，也曾试用或M42。

3、W18Cr4V是最通用的高速钢，为钨系类，M2为钨钼系。

钢材允许化学成分偏差表：

化学元素

适用范围/mm

≤10

＞10

≤6

＞6

允许偏差

±0.01

+0.04

±0.05

±0.1

±0.2

±0.05

±0.1

±0.15

3、冶炼方法

钢应用电炉或其他适宜的方法冶炼

4、宏观组织

低倍组织不得有肉眼可见的缩孔、气泡、翻皮、肉裂和夹杂，并按GB1979评定中心疏松、一般疏松和偏析的合格级别为：

不大于1级

断口：

不得有荼状断口，如供方能够保证，可不检验。

5、交货钢材的硬度及试棒热处理工艺硬度

材料

退火硬度

试棒热处理制度及淬火后硬度

预热°C

淬火温度°C

淬火剂

回火温度°C

HRC不小于

盐浴炉

箱式炉

W18Cr4V

HB255/HRC26

820-870

1270-1285

油

550-570

HB255

730-840

1190-1210

1200-1220

油

540-560

M2A

HB269/HRC26

820-870

1230-1240

油

540-560

M42

HB269

730-840

1170-1190

1180-1200

油

530-550

差异26-28

1）回火温度在550-570°C时，回火2次，每次1h；

2）回火温度在540-560°C时，回火2次，每次2h；

3）回火温度在530-550°C时，回火3次，每次2h。

6、共晶碳化物不均匀度

钢材应按照GB9943所附第一、第二级别图检验共晶碳化物不均匀度，钨系钢按第一级别图，钨钼系按第二级别图，且不得有不变形或少变形共晶碳化物存在。

高速钢的共晶碳化物不均匀度的要求

直径或边长mm

≤40

＞40-60

＞60-80

＞80-100

＞100-120

共晶碳化物不均匀度（级）

7、脱碳层

钢材每边的脱碳层（铁素体+过渡层）的深度

热轧或锻制钢：

≤（0.3-0.4）+（1-1.3）%D

冷拉钢≤（1-1.3）%D

以上内容摘自≤材料-中外钢材对照-高速钢部分≥

高速钢合金元素的作用

见工模具热处理P72

锻造的作用

铸态高速钢经过热轧后，晶粒和碳化物粗大，且不均匀，因此需要经过锻制改善。

锻造能使金属组织受到外力作用而破碎，锻造的变形量越大，破碎的碳化物均匀性越好。

一般对精密大型刀具要求反复镦粗和拔长，锻造比为7-11之间。

在高速钢的淬火及回火组织中，有残余碳化物，这些是在高温下不溶解的一次碳化物和部分二次碳化物。

他们的形状、大小和分布，对刀具的寿命有着极大的影响。

在淬火前，碳化物呈网状、块状、或链状分布，则淬火硬度不均，耐磨性差，碳化物积聚的地方，脆性大。

为了提高寿命，必须使碳化物成为细小质点均匀分布。

热处理

1、退火

退火保温时间应在3-4h以上，保温后可采用10-20°C/小时的速度冷却至500°C以下出炉，也可冷却至740-760°C停留4-6h，在冷却到600°C以下出炉的等温退火方式。

现在一种可节约时间的高温退火方法，不仅缩短时间也可提高质量。

温度在

Ar1+（10-30）°C,即退火温度由普通退火的840-860°C，提高到880-920°C。

见附件，新老退火工艺的比较。

（热处理手册2图）

工模具热处理：

普通退火：

在RJX型炉或RJJ型炉（工作温度950°C）内进行。

工艺曲线见附件

退火温度870-880°C（比热处理手册高10-20°C）

典型高速钢退火温度（热处理手册2表8-13）

材料

W18Cr4V

M2（6-5-4-2）

M2A

M42

退火温度

850-870°C

840-860°C

硬度HBS

≤255

≤269

2、淬火

由于合金含量高，导热性差，加热太快容易开裂，因此淬火时进行1-3次预热。

预热：

低温预热：

450-500°C，保温1-1.5min/mm，空气炉；

（另：

用箱式炉为了降低氧化，温度500-520°C）

或600-650°C保温0.8-1.0min/mm，盐浴炉

中温预热：

800-850°C（较多在800-820°C）保温0.4-1.0min/mm，盐浴炉

高温预热：

1050-1100°C，时间与淬火的时间相同。

一般工具可采用一次中温预热（预热的时间是加热时间的2倍），形状复杂或大型的采用低、中温2次预热，也有进行3次预热的。

但高温预热可与缩短淬火的保温时间。

为什么淬火温度这么高：

主要是只有在1200-1250左右，碳化物和溶解的最多。

碳化物溶解的越多，奥氏体的合金化程度越高，淬火钢的热硬性，回火稳定性越高，钢的强度和硬度也越高，残余奥氏体的数量也越多。

但依然还有些碳化物没有溶解，只能通过先前锻造工序进行锻碎和均匀化。

判定加热温度是否充分：

检验碳化物的溶解程度和奥氏体的晶粒度来判断。

淬火的相变过程：

（工模具热处理P75）

加热：

Ar1—索氏体转变为奥氏体，1200-1250°C碳化物（包括钨和钼的碳化物）完全溶解在奥氏体中。

冷却：

风钢：

空冷就可以淬火。

油冷：

操作简单，变形大，故不能冷到室温，在300-400°C出油。

分级冷却：

这是普遍采用的工艺，不仅刀具热处理性能，还可以减少变形。

分级冷却从高温炉淬入低温盐浴炉中，然后再提出，在空气中继续冷却。

一般工具钢采用一次分级，580-600°C

对形状复杂，两次分级，800-850°C，580-620°C或580-620°C、350-400°C；

多次分级：

800-850°C，580-620°3，50-400°C，350-400°C，240-280°C

如锯片铣刀就可以进行多次分级冷却，因为锯片铣刀变形后校直十分困难。

等温冷却：

在260°C做一次冷却，4小时。

Ar1临界点以上时，碳化物开始析出，奥氏体合金化程度在降低，因此要缩短这段时间。

800-680°C奥氏体转变为索氏体；

650-400°C过冷奥氏体的稳定区，不发生转变。

只是在600=650°C碳化物继续析出。

在此温度可以进行刀具的校直。

400-200°C奥氏体转变贝氏体，贝氏体较马氏体硬度稍低，但塑性和韧性好得多，故在此温度等温淬火也是比较普遍的。

200°C以下奥氏体向马氏体转变要延续到零度以下，接近-100°C。

因此有过冷处理的工艺方法，就是最大程度的降低残余奥氏体的数量。

高速钢淬火状态的组织比例

冷却

碳化物

马氏体

奥氏体

冷却到20°C

13%

57-62%

25-30%

—（70-80）°C

13%

79-82%

5-8%

淬火后的残余奥氏体只有通过回火将其消除。

残余奥氏体的影响：

1）软而黏，耐磨性差，降低耐磨件昂的寿命；

2）不稳定，易发生时效变形与时效开裂；

3）易产生磨削裂纹；

4）易转变为未回火的马氏体而提高脆性；

5）降低淬火的硬度与疲劳强度。

典型高速钢淬火及回火温度（热处理手册2表8-13）

材料

W18Cr4V

M2（6-5-4-2）

M2A

M42

淬火温度

1270-1285°C

1210-1230°C

1230-1240°C

1190-1210°C

回火温度

550-570°C

540-560°C

回火硬度HRC

≥63

≥65

≥64

（刀具常用的硬度在62-70HRC）

1、日本或德国进口的材料可以选择上限

2、刀具形状简单、受力简单可取上限；结构复杂、要求韧性好的刀具可选下限（中心钻、

φ5以下钻头、机用丝锥、滚丝模、锯片铣刀、拉刀等若用W18Cr4V制造，温度1265-1280°C比较适宜（工模具热处理）

工模具热处理：

加热时间

加热时间的选择，首先保证碳化物向奥氏体中溶解，但时间长会引起晶粒长大和氧化脱碳，常选用盐浴炉淬火。

一般高速钢采用8-16秒/毫米；

直径＞100mm大型刀具采用6-8秒/毫米；

直径＜2mm小刀具采用30-45秒/毫米

但总的时间不能低于30秒。

工厂经验：

加热时间=ab+30秒a—加热系数8-10秒/毫米b—有效厚度

30秒—转变时间

淬火及回火额意义：

淬火使碳化物溶解到奥氏体中，冷却后形成含有大量碳化物的马氏体，回火是从马氏体中析出碳化物，对硬度、耐磨及热硬性起到决定性作用。

3、回火：

回火的目的：

三点，得到最佳的碳化物二次析出硬化效应、残余奥氏体充分转变和残余应力

彻底消除。

高速钢马氏体由于溶解有大量的碳化物，所以回火稳定性好，也是热硬性好的原因。

为了使高速钢得到较高的硬度和热硬性，需要多次高温回火。

随着多次回火，从马氏体中析出合金碳化物，这些碳化物高度弥散分布，出现“二次硬化”的现象，即每次回火的硬度都会有提高。

另一个方面，回火多次，残余奥氏体也会析出大量细小合金碳化物，从而降低了残余奥氏体的合金含量，其稳定性降低后转变马氏体，常成为“二次淬火”。

多次回火的目的不仅是消除残余奥氏体，而且：

第一次回火：

只能是对淬火马氏体起到回火的作用；

第二次回火：

才能对马氏体得到回火，并消除内应力和减少脆性；

第三次回火：

硬度不降反升。

简单形状进行2次回火，形状复杂进行3次回火，甚至4次回火。

有两种回火方法：

低高温回火法和相同温度回火法

低高温回火法：

320-380°C一次回火，再进行560°C的第二、第三次回火。

相同温度法：

即全部用560°C回火（每次基本1小时）

见附件：

硬度提高0.5-2HRC,同时冲击韧性也提高20-50%

高速钢不同热加工状态的金相组织

1）铸态的金相组织

高速钢属于莱氏体钢，组织为黑色组织+白色组织，，黑色组织为托氏体，白色组织为隐针马氏体+残余奥氏体，见金相检验图5-20

2）锻造金相组织

依据JB4290-1999≤高速钢锻造技术条件≥的要求进行检验。

3）退火的金相组织

锻后的退火组织为索氏体+碳化物，经过锻后的高速钢锻件，应充分的退火，如果退火不充分，制成的刀具在热处理时容易出现晶粒不均匀，严重会产生荼状断口，退火的质量在金相组织上不易判断，一般以退火的硬度为检验的依据，硬度205-255HB

4）淬火金相组织

高速钢含有大量的难溶解的碳化物，为了在淬火后得到高硬度的马氏体和回火后得到高的热硬性，必须使合金元素充分溶解到奥氏体中，因此高速钢的淬火温度很高。

淬火组织由合金程度较高的隐针马氏体+大量的残余奥氏体+碳化物组成，见金相检验图5-23，需要用8%-10%硝酸酒精侵蚀，主要是未溶解的碳化物和奥氏体晶界显露出来，而马氏体却不能显示。

5）回火金相组织

回火组织为回火马氏体+少量残余奥氏体+碳化物

和淬火组织比较，回火后的基体组织是黑色的，因为是回火马氏体的基体上分布着大量高度弥散的碳化物质点，这些碳化物又是十分稳定，在高温下不易长大，故赋予高速钢优异的热硬性，这些质点又是十分细小，在一般光学显微镜下难以辨别，又是高度弥散，故基体呈黑色。

基体是回火马氏体，白色颗粒状的为碳化物。

高速钢的组织缺陷

1、碳化物不均匀

碳化物不均匀是锻造加工没有达到组织要求，经淬火及回火也不能改善的。

产生的原因是钢锭锻造的设备能力太小，碳化物网没有被打碎，仅仅改变稍有变形，其强度。

塑性和韧性都很低，使用中极易脆断。

GB/T9943-1988标准中分为8级，见上述，只有碳化物成为细小质点均匀分布才能提高寿命，1级最好。

碳化物偏析对高速钢性能的影响：

高速钢中有一次、二次和三次碳化物，其中三次和部分二次碳化物淬火时，溶解到奥氏体中，其他则无法溶解，成为残余碳化物。

2、欠热组织

淬火温度过低，显微组织晶粒细小，有时看不清晶界，碳化物数量多，碳化物溶解太少，

可见金相检验图5-28的欠热组织，大量的合金元素仍然存在于碳化物中，奥氏体中的合金元素小，马氏体的硬度低，回火的二次硬化现象也不明显，热硬性变差，致使刀具耐磨性降低，使用寿命变短。

3、过热组织

淬火温度过高，产生过热，其特点是晶粒粗大碳化物溶解多，溶解充分，数量少，奥氏体合金化程度高，淬火、回火后工件有较高的硬度和热硬性，但碳化物溶解同时晶粒长大，降低材料的冲击韧性，增加了脆性，刀具使用时容易崩裂。

严重过热组织，碳化物呈半网状或网状，材料脆性更大，是不允许使用的。

过热程度及组织特征，见金相检验图5-29、5-30

1级—碳化物呈棱角形2级—碳化物呈拖尾状态3级—碳化物呈线段状态

4级—碳化物呈网状状态5级—碳化物呈封闭状态

又见：

热处理手册2—P326，淬火过热程度检验和检验技术要求。

5、过烧组织

淬火温度更高会产生过烧，组织晶粒明显长大，碳化物呈棱状分布，碳化物数量变得很少，晶界局部融化后生产莱氏体组织，有时晶粒内部会出现黑色组织，晶界上出现融化孔洞，这些都是过烧的特征。

过烧组织不可挽救。

见金相检验图5-31、32

6、回火不充分

ZB/J36003-1987工具钢金相检验标准中规定了回火组织级别

1级回火充分整个视场为黑色的回火马氏体见金相检验图5-24

2级一般个别区域或碳化物堆积处有白色区存在见金相检验图5-33

3级不足较大部分为白色区存在，可见淬火晶粒

白色区是什么：

残余奥氏体

回火不充分的组织，黑色的马氏体基体上，除碳化物颗粒外，还有成片聚集的白色区域，白色区域与基体没有明显的分界，这就是参与奥氏体存在较多的部位。

白色区越多，说明回火越不充分，严重回火不充分的组织还能看到奥氏体晶界。

回火不充分，回火过程新产生的马氏体引起内应力不能得到消除，有时材料硬度较难反应，但其脆性较大，使用时容易发生刀具崩刃或开裂，有资料表明，回火不足的高速钢抗拉强度和挠度也达不到最满意的水平。

热处理手册2—P324，高速钢回火程度的检验

正常回火，基体组织为黑褐色，当回火不充分时，基体颜色变淡，甚至有时会出现晶界。

根据基体组织对侵蚀的接受能力，可以判断回火是否充分。

回火程度的检验受侵蚀剂的浓度、侵蚀温度和时间影响较大。

对4%的硝酸酒精溶液规定：

20-25°C≤3分26-30°C≤2分＞30°Cmin

高速钢回火程度级别图P327，分3级

高速钢刀具的金相检验项目（详见金相检验P103）

1、共晶碳化物不均匀度的检验

2、脱碳层检验

3、晶粒度的测定

淬火形成的隐针马氏体非常细小，在显微镜难以评定，所以以淬火晶粒度检查，见热处理手册2—P325，a-f六级。

参考ZBJ36003标准执行。

4、回火程度的检验

5、淬火缺陷组织的检验

高速钢的其他热处理方法

热处理手册2

同步热处理：

在盐浴炉中实现淬火和回火的保温时间相同，便于实现自动化。

实践证明，比普通热处理的刀具寿命提高20-30%。

关键是如何正确的选择回火的温度和时间，好与淬火节拍上匹配。

真空热处理：

畸形小、无氧化脱碳，投资大，需要消耗高纯度的氮，配备氮源或制氮设备。

氮用于作为淬火的冷却介质，现在很少采用油淬。

粉末高速钢的热处理：

略

深冷处理：

在—80°C冷处理，降低残余奥氏体量。

深冷处理的温度约-190°C。

经过深冷处理的高速钢，残余奥氏体彻底转变，同时钢中的基体析出极为细小的碳化物，使钢的耐磨性大大提高。

深冷处理的高速钢钻头、车刀、铣刀、拉刀、丝锥等效果非常好，大都可以提高刀具寿命的2-4倍，高者可达5倍以上。

深冷处理的时间较长，如工具缓慢冷却到-193.9°C，保温10-40h，然后升温到50°C，最后缓慢冷却到室温，这些均由微机控制完成。

最初将刀具直接放入液态氮的容器中，后来为了防止骤冷开裂，开发了深冷箱，工件不与液态氮直接接触。

高速钢淬火状态的组织比例

冷却

碳化物

马氏体

奥氏体

冷却到20°C

13%

57-62%

25-30%

—（70-80）°C

13%

79-82%

5-8%

深冷处理的效果对比

材料

冷却介质

处理温度/°C

耐磨性

W18Cr4V

干冰

-78.5

比未处理的提高1.5倍

液氮

-190

比未处理的提高2.25倍

W2MoGCr4V

干冰

-78.5

比未处理的提高1.0倍

液氮

-190

比未处理的提高1.75倍

表面强化处理：

蒸汽处理：

将刀具在蒸汽中加热，此法即老又实用，表面成形一层蓝色的氧化膜，可以提高

30%的寿命。

蒸汽处理和氧氮共渗处理是目前大量采用的。

氧氮共渗：

目前直柄钻头使用最多的表面处理方法，有渗氮层和氧化膜，可提高50%-100%。

QPQ盐浴复合处理：

在盐浴碳氮共渗的基础上发展的，先在空气炉加热，然后在盐浴炉中保温和渗氮，最后在盐浴炉中再保温后空冷，试验表明：

经过处理的钻头可以提高4倍。

物理气相沉淀（PVD）:

氮化钛离子技术，刀具寿命可以提高2-5倍，提高效率30%，尤其是对制齿等贵重刀具，2-5μmTiN。

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