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①高的耐磨性；
②高硬度；
③高的弯曲强度和足够的韧性；
④高的热稳定性。
例如车刀：车刀工作时主要是承受压应力和弯曲应力，并受很大的机械摩擦，很少受冲击作用。正常破坏形式是刃部磨钝。因此使用中要求钢材具有高的硬度、高的耐磨性和适当的弯曲强度。在高速切削时，还要求在高温度下保持高的硬度（热稳定性）。
例如钻头：钻头为长杆状刀具，刃部长而薄，它在致密的金属中进行钻削。工作时承受很
刃具钢包括：碳素工具钢、低合金工具钢和高速钢。
一、碳素工具钢
碳素工具钢生产成本较低；易于冷、热加工，在热处理后有相当高的硬度；在受热不大的情况下工作时有较好的耐磨性，所以得到广泛的使用。
1、化学成分
碳：
为了有足够高的硬度及较好的耐磨性，碳素工具钢一般含有0.65-1.35%C。含碳量越高，则钢的耐磨性越好，而韧性越差。常用的碳素工具钢有T7、T8、T9、T10、T11、T12及T13各类。随着数字的升高，钢的硬度与耐磨性增高，而韧性逐渐下降。
锰：
碳素工具钢中加少量（0.35-0.60%）的锰，如T8Mn，可提高钢的淬透性，但含锰量过高会使钢的韧性下降。
硅：
硅可提高钢的淬透性，但过高会促进石墨化倾向。
硫、磷：应严格控制
2、锻造及热处理
(1)锻造
在 对碳素工具钢进行热加工（锻、轧）时，要保证在加工以后钢中网状碳化物大部分被破碎。因此，锻、轧碳素工具钢时，需有适当的压缩比，使钢中的碳化物细化 并使之分布均匀。终锻、终轧温度过高，锻后易形成碳化物网（图8-2-1为碳化物网组织），终锻温度过低，钢的塑性变坏，易生成小裂纹。热加工后应迅速冷 至600～700℃，然后缓冷，以免析出粗大或网状碳化物。
图8-2-1 碳素工具钢碳化物网组织
图中白色组织是碳化物，呈网状分布，这是一种有缺陷的组织。
为 了使渗碳体呈球状并均匀分布，必须进行球化退火。球化退火的加热温度范围一般为730～800℃。加热过程中一部分渗碳体溶于奥氏体，残留的渗碳体自发 地趋于球形以减小表面能。随后的缓慢冷却过程中继续析出的渗碳体也接近球状，因而获得细而均匀分布的球状珠光体。球状珠光体组织见图8-2-2。
图8-2-2碳素工具钢的球状珠光体组织
图中显示组织为：在铁素体的基体上分布着颗粒壮的碳化物是一种球状珠光体组织。
碳素工具钢正常淬火加热温度为Ac1+30-50℃，属于不完全淬火。碳素工具钢淬火后的机械性能与淬火温度的关系见图8-2-3所示。
图8-2-3 碳素工具钢淬火后的机械性能与淬火温度的关系
碳素工具钢有一个最佳淬火温度，超过这个淬火温度，其强度和塑性都明显下降。
碳素工具钢的过冷奥氏体稳定性较差，过冷奥氏体最短孕育期只有1秒左右，所以在淬火冷却时必须保证在奥氏体不稳定区快速冷却，避免发生珠光体转变，在C曲线的鼻部以下，冷却即可稍缓慢些。淬火组织见图8-2-4
图8-2-4 碳素工具钢的淬火组织（淬火温度越高，马氏体针越粗）
图D显示的马氏体组织最粗大，其强度和塑性最低。
3、常用碳素工具钢
表8-2-1 常用碳素工具钢的牌号、化学成分和力学性能
| 钢号 | 化学成分（%） | 淬火钢的硬度HRC | ||||
| C | Mn | Si | S | P | ||
| T8 | 0.75 0.84 | ≤0.40 | ≤0.35 | ≤0.03 | ≤0.035 | ≥62 |
| T10 | 0.95 1.04 | ≤0.40 | ≤0.35 | ≤0.03 | ≤0.035 | ≥62 |
| T12 | 1.15 1.24 | ≤0.40 | ≤0.35 | ≤0.03 | ≤0.035 | ≥62 |
低合金工具钢是在碳素工具钢的基础上添加合金元素而成的。
1、合金元素的作用：
铬:
Cr是碳化物形成元素，提高过冷奥氏体的稳定性，增加淬透性。既能阻止渗碳体型碳化物的聚集、长大，又提高了马氏体的分解温度，从而有效地提高了钢的回火抗力。Cr还能防止Si的石墨化倾向。
硅:
Si增加钢的淬透性，提高钢的回火稳定性。但Si是石墨化元素，在高碳钢中，高温加热时引起脱碳和促进石墨化，必须同时添加W、Cr、Mn等，减少钢的脱碳倾向。
锰:
提高钢的淬透性，但Mn增加钢的过热倾向。
钨：
W在工具钢中形成较稳定的碳化物，阻止钢的过热，保证晶粒细化，有利于提高钢的耐磨性。
钒：
V比其他元素更为有效地阻止奥氏体晶粒长大，降低过热敏感性。
2、锻造及热处理
低合金工具钢的热加工要求和碳素工具钢基本相同。
锻造：需多次锻粗和拔长，使碳化物分布均匀。
淬火：加热温度比碳工具钢稍高些，可用油。熔盐等较缓和的淬火介质。
3、常用低合金工具钢
表8-2-2常用低合金工具钢的牌号、化学成分和力学性能
| 钢号 | 化学成分（%） | 淬火钢的硬度 HRC | ||||
| C | Mn | Si | Cr | W | ||
| 9CrSi | 0.85 0.95 | 0.3 0.6 | 1.2 1.6 | 0.9 1.25 | -- | ≥62 |
| CrWMn | 0.90 1.05 | 0.8 1.1 | ≤0.4 | 0.9 1.2 | 1.2 1.6 | ≥62 |
| 9Cr2 | 0.80 0.95 | ≤0.40 | ≤0.4 | 1.3 1.7 | -- | ≥62 |
(一)高速钢的化学成分、铸态组织和碳化物类型
在 高速切削过程中，刀具的刃部温度可达600℃以上，低合金钢刃具已不能满足这种要求。因此，就必须选用高速钢（这是一种合金元素含量很高的刃具钢），它 在600℃时，仍能使硬度保持HRC60以上，从而保证其切削性能和耐磨性。高速钢刀具的切削速度可比碳素工具钢和合金工具钢刀具增加1～3倍，而耐用性 增加7～14倍，因此，高速钢在机械制造工业中被广泛地采用。
我国最常见的高速钢为钨系（W18Cr4V）和钨钼系（W6Mo5Cr4V2）。它们的成分见下表。
表8-2-3 钨系和钨钼系高速钢的成分
| 钢号 | 化学成分（%） | ||||||
| C | Si | Mn | Cr | Mo | W | V | |
| W18Cr4V | 0.7 0.9 | ≤0.4 | ≤0.4 | 3.8 4.4 | ≤0.3 | 17.5 19 | 1.0 1.4 |
| W6Mo5Cr4V2 | 0.8 0.9 | ≤0.4 | ≤0.4 | 3.8 4.4 | 4.5 5.5 | 5.5 6.7 | 1.75 2.2 |
图8-2-5Fe-C-18%W-4%Cr的伪二元相图
图中A合金在冷却过程中经历了很多相区。图中各相
线上的交点开始发生各种相变。
1→2点：L®d 析出
2→3点：L＋d ® g三相包晶转变区。
3→4点：L＋d ® g＋M6C包共晶转变区。
4→5点：L ® g + M6C剩余的液体共晶转变区，这种产物称为莱氏体(Ld)。
5→6点：g ®M6C析出
6→7点：g ® a＋M6C二元共析转变区。
7→8点：g ® a＋M6C＋Fe3C。三元共析转变区
由此可见，18-4-1高速钢在室温下的组成相应为a＋M6C＋Fe3C。
高速钢的铸态组织常常由鱼骨状莱氏体(Ld)、中心黑色d和共析体、白亮的马氏体和残余奥氏体组成，如图8-2-6所示。
图8-2-6 高速钢的铸态组织
图中蓝色圈内为鱼骨状的伪共晶莱氏体；绿色圈内为马氏体和残余奥氏体；红色圈内为α和共析体。
所有的高速钢中，在退火状态下都含有M6C、M23C6。MC三种碳化物。
18-4-1钢退火状态碳化物总量约为30％，其中M6C占18％，M23C6占8％、MC占1％。
在淬火状态下，只有M6C和MC。
在回火状态(650℃左右)有M2C、MC析出。
M6C型碳化物：
在Fe4W2C中，Fe、Mo、V可置换W；Cr可置换Fe、W，这就使M6C稳定性不同。如Cr溶入M6C中，使M6C稳定性下降，在加热过程中，奥氏体可溶入更多的M6C，从而更好发挥W。Mo的作用。
M23C6型碳化物：
在高速钢中为Cr23C6，其稳定性较差，淬火加热时，全部溶于奥氏体中，增加钢的淬透性。
MC型碳化物：
为富钒的碳化物VC，它的稳定性最高，即使在淬火加热温度下，也不能全部溶解。在高温回火过程中析出，使高速钢产生弥散强化，从而使钢具有高的耐磨性。
M2C型碳化物：
高速钢在回火过程中，当温度超过500℃时，自马氏体中析出W2C、Mo2C，引起钢的弥散硬化。
总之，高速钢在退火时含有M6C、M23C6、MC(VC)及M7C3(Cr7C3)。它们的稳定程度不同，在加热至淬火温度过程中，Cr7C3首先溶解，M23C6次之，在950-1100℃上述碳化物已全部溶解，而M6C及VC只有部分溶解。
碳化物溶入奥氏体中可增加钢的红硬性及淬透性，而另一部分未溶的M6C、MC则可细化晶粒，增加钢的耐磨性。
(二)高速钢的锻造和热处理
1、锻造
高速钢的铸态组织很不均匀。大量不均匀分布的粗大碳化物，将造成强度及韧性的下降。这种缺陷不能用热处理工艺来矫正，必须借助于反复压力热加工(锻、轧)，将粗大的共晶碳化物和二次碳化物破碎，并使其均匀分布在基体内。
钨系高速钢的始锻温度为1140～1180℃，终锻温度为900℃左右。
钨钼系高速钢的始锻温度要低一些。
终锻温度太低会引起锻件开裂，而终锻温度太高(大于1000℃)会造成晶粒不正常长大，出现萘状断口。由于高速钢在空气中冷却即可进行马氏体转变，所以锻造或轧制以后，钢坯应缓慢冷却，以防止产生过高的应力导致开裂。
2、退火
高 速钢锻造以后，必须进行球化退火，其目的不仅在于降低钢的硬度，以利切削加工，而且也为以后的淬火作组织上的准备。18-4-1钢退火温度为 860℃～880℃，即略超过A1温度。在该温度保温2～3h。这样，奥氏体内溶入的合金元素不多，奥氏体稳定性较小，易于转变为较软的组织。图8-2- 7的组织为索氏体加碳化物。
图8-2-7 高速钢球化退火组织（索氏体加碳化物）
高速钢的优越性只有在正确的淬火及回火之后才能发挥出来。其淬火温度较一般合金工具钢要高得多。
因为温度越高，合金元素溶入奥氏体的数量越多，淬火之后马氏体的合金浓度越高。只有合金含量高的马氏体才具有高的红硬性。图8-2-8显示出了淬火温度对奥氏体(或马氏体)内合金元素含量的影响。
图8-2-8 淬火温度与奥氏体内合金元素的含量
高速钢淬火加热温度越高，奥氏体内的合金溶解度也
越高，其中钨元素需要很高的加热温度才能溶解。
由于高速钢的导热性差，而淬火温度又极高，故常常分两段或三段进行加热。淬火通常在油中进行，或采用分级淬火法。钢的正常淬火组织是碳化物＋马氏体＋残余奥氏体(30%左右)。图8-2-9为高速钢的正常淬火组织。
图8-2-9 高速钢的正常淬火组织
为 了消除淬火应力，稳定组织，减少残余奥氏体的数量，达到所需要的性能，高速钢一般需进行三次650℃保温1h的回火处理。高速钢的热处理工艺规范见图8 -2-10。图8-2-11示出了回火温度对18-4-1和6-5-4-2高速钢强度(sbb。ss)硬度和塑性的影响。
图8-2-10高速钢的热处理工艺规范图
左上图，显示了奥氏体中合金元素的溶解温度与淬火加
热温度的关系。右上图，显示了回火温度与高速钢硬度
之间的关系。下图显示了高速钢的整个热处理工艺--①
球化退火工艺②淬火工艺③④⑤三次回火工艺。
图8-2-11 回火温度与18-4-1高速钢的强度、硬度
图中蓝线显示的是回火温度，高速钢在这个温度回火具有
很高的硬度，较好的强度和塑性。
与此同时，当回火温度500～600℃之间时，残余应力松弛，基体中析出了部分碳化物，使残余奥氏体中合金元素及碳含量下降，Ms点升高。这种贫化的残余奥氏体，在回火后的冷却过程中，转变为马氏体，使钢的硬度也有所提高，这种现象称为二次淬火。
正常回火后硬度为HRC63～66，其组织为回火马氏体加碳化物(见图8-2-12)。
图8-2-12 高速钢回火组织（马氏体+碳化物）
高速钢回火组织是黑色的回火马氏体加白色的碳化物。
为改善刃具的切削效率和提高耐用性，生产上经常对刃具进行表面强化处理。
表面强化主要有化学热处理和表面复层处理两类。前者包括蒸气处理、气体软氮化、离子氮化、氧氮化(氧氮共渗)等。
表面复层处理则使金属表面形成耐磨的碳化钛、氮化钛复层，许多国家已用于生产。
(三)高速钢刃具的热处理缺陷
高速钢热处理时经常出现的主要缺陷有：过热。过烧、变形开裂、硬度不足、脱碳、萘状断口及腐蚀麻点。
（1）过热：
由于淬火温度过高等原因，造成晶粒过大，剩余碳化物数量减少，碳化物出现粘连。拖尾、角状或沿晶界呈网状分布的现象称为过热(图8-2-13)。
图8-2-13高速钢的过热组织
高速钢过热组织的特征是碳化物沿晶界呈网状分布。
淬火温度接近钢的熔化温度，晶界熔化，出现莱氏体及黑色组织，称为过烧(图8-2-14)。过烧的刃具，常常出现严重的变形或皱皮现象，这种缺陷是不可挽救的。
图8-2-14高速钢的过烧组织
高速钢过烧组织的特征是出现呈鱼骨状的莱氏体。
高 速钢的脱碳组织如图8-2-15所示。表面脱碳使工具的硬度降低，金相组织中出现有明显的铁素体，在其基体上还有碳化物存在。钢的表层脱碳，使Ms点升 高，在淬火时，表层先转变为马氏体，形成一层薄的硬壳，随后心部进行马氏体转变时，体积膨胀，表层受到张应力，易于引起开裂，同时其硬度和耐磨性也降低， 从而大大降低刃具寿命。
图8-2-15高速钢的脱碳组织
萘 状断口呈闪光粗粒状，有如萘光，故得名。其金相组织为粗大的晶粒(图8-2-16)。产生萘状断口的刀具，强度、韧性极低，使用时易崩刃或折断，是一种 不可挽救的缺陷。萘断口的形成主要是由于停锻温度过高(1050～1100℃)，而且变形量又在10～15％左右，或由于需返修而进行两次淬火，其间未经 退火造成的。如果淬火前不进行充分退火，也容易产生萘状断口。
图8-2-16高速钢的萘状断口
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