2.合金刃具钢
合金刃具钢是在碳素刃具钢的基础上加入某些合金元素而发展起来的。其目的是克服碳素刃具钢的淬透性低、红硬性差、耐磨性不足的缺点。合金刃具钢的合碳量在 0.75％～1.5％合金元素总量则在5％以下．所以又称低合金刃具钢。加入的合金元素为Cr、Mn、Si、W和V等。其中Cr、Mn、Si主要是提高钢 的淬造性．同时强化马氏体基体，提高h回火稳定性；W和V还可以细化晶粒； Cr、 Mn等可溶入渗碳体．形成合金渗碳体，有利于钢耐磨性的提高。
另外，Si使钢在加热时易脱碳和石墨化．使用中应注意。如 Si、 Cr同时入钢中则能降低钢的脱碳和石墨化倾向。
合金刃具钢有如下特点；淬透性较碳素刃具钢好，淬火冷却可在油中进行，放热处理变形和开裂倾向小，耐磨性和红硬性也有所提高。但合金元素的加入，提高了钢的临界点，故一般淬火温度较高．使脱碳倾向增大。
合金刃具钢主要用于制作：①截面尺寸较大且形状复杂的刃具：②精密的刀具；③切削刃在心部的刃具，此时要求钢的组织均匀性要好：④切削速度较大的刃具等。
我国冶标YB 7—59列入了56种合金刃具钢。表4．2列出了最常用的合金刀具钢的成分、热处理工艺、性能和用途。
pendwin("studyself/4-2.gif")> 表 常用合金刃具钢的牌号、成分和热处理规范
由表可见．合金刀具钢分为两个体系
针对提高钢的淬透性的要求，发展了Cr、Cr2、9SiCr和CrWMn等钢。其中9SiCr钢在抽中淬火淬造直径可达40—50 mm．适宜制造薄刃或切削刀在心部的工具．如板牙、滚丝轮、丝 锥等。
CrWMn钢是最常用的合金刃具钢。经热处理后硬度可达HRC64—66且有较高的耐磨性。CrWMn钢淬火后．有较多的残余奥氏体，使其淬火变形小．故 有低变形钢之称。生产中常用调整淬火温度和冷却介质配合，使形状复杂的薄壁工具达到激变形或不变形。这种钢适于做截面尺寸较大、要求耐磨性高、淬火变形 小．但工作温度不高的拉 刀、长丝锥等。也可作量具、冷变形模具和高压油泵的精密部件（柱塞）等。
针对提高耐磨性的要求，发展了Cr06、W、W2及CrW5等钢。其中CrW5又称钻石钢．在水中冷却时，硬度可达HRC67—68。主要用于制作截面尺寸不大（5～15mm）、形状简单又要求高硬度、高耐磨性的工具，如雕刻工具及切削硬材料的刃具。
合金刃具钢的热处理与碳素刃具钢基本相同，也包括加工前的球化退火和成形后的淬火与低温回火．回火温度一般为160—200℃。合金刃具钢为过共析钢一般 采用不完全淬火。淬火加热温度要根据工件形状、尺寸及性能要求等选定并严格控制．以保证工件质量。另外．合金刃具钢导热性较差．对于形状复杂、截面尺寸大 的工件，在淬火加热前往往先在600—650℃左右进行预热，然后再淬火加认一般采用油淬、分级淬火或等温淬火。少数淬透性较低的钢（如Cr06． CrW5等钢）采用水淬。
综上所述．合金刃具钢解决了淬透性低、耐磨性不足等缺点。但由于合金刃具钢所加合金元素数量不多．仍属于低合金范围．故其红硬性虽比碳素刃具钢高．但仍满 足不了生产要求。如回火温度达到250℃时硬度值已降到HRC60以下。因此要想大幅度提高钢的红硬性，靠合金刃具钢难以解决，故发展了高速钢。
3.高速钢
多少年来．人们为了提高切削速度．除了改善机床和刀具设计外．刀具材料一直是一个核心问题。前已指出合金刃具钢基本上解决了碳素刀具钢淬透性低、耐磨性不 足的缺点，但没有从根本上解决红硬性不高的问题。只有在高速钢问世以后，不但保证了钢的淬透性和耐磨性，而且红硬性也得到了显著提高。
高速钢是一种高碳且含有大量W、Mo、Cr、V、Co等合金元素的合金刃具钢。
高速钢经热处理后，在600℃以下仍然保持高的硬度．可达HRC60以上故可在较高温度条件下保持高速切削能力和高耐磨性。同时具有足够高的强度，并兼有 适当的塑性和韧性，这是其他超硬工具材料所无法比拟的。高速钢还具有很高的淬透性．中小型刃具甚至在空气中冷却也能淬透，故有风钢之称。
同碳素刃具钢和合金刀具钢相比，高速钢的切削速度可提高2～4倍，刃具寿命提高8—15倍。
高速钢广泛用于制造尺寸大、切削速度快、负荷重及工作温度高的各种机加工工具。如车刀、刨刀、拉刀、钻头等。此外．还可应用在模具及一些特殊轴承方面。总 之．现代工具材料高速打仍占对具材料总量的65％而产值则占70％左右．所以高速钢自问世以来．经百年使用而不衰。
（l）高速钢的化学成分。高速钢是含有大量W、Mo、Cr、V及Co的高碳高合金钢。高速钢成分大致范围如下C0.7％一1.65％、W0％一12％、 Mo0％～10％、约Cr4%、V1％～5％及Co0%～12%%5，高速钢中也往往含有其它合金元素如Al、Nb、Ti、Si及稀土元素、总量小于 2％。
①碳的作用。碳在淬火加热时溶入基体a相中，提高了基作中碳的浓度，这样既可提高钢的淬透性，又可获得高碳马氏体，进而提高了硬度。高速钢中碳与合金元素 Cr、W、Mo、V等形成合金碳化物，可以提高硬度、耐磨性和红硬化高速钢中合碳量必须与合金元素相匹配，过高过低都对其性能有不利影响．每种钢号的合碳 量都限定在较窄的范围。所以有人提出平衡碳理论，认为高速钢中含磷量应该满足下式
C=0.033W十0.063Mo+0.060Cr+0.200V
此式称为G．steven的平衡碳计算式。式中化学符号代表1／100含量，如W1％（质量）要求有0.033％的碳与之相匹配．V1％（质量）要求有）2％的碳相匹配．以下如此类推。
②合金元素的作用。高速钢的合金代主要是围绕提高红硬性这～中心环节而展开的。加入会金元素Cr、W、Mo、V等．以形成大量细小、弥散、坚硬而又不易聚集长大的合金碳化物．以造成二次硬化效应。通常所形成的强化相有M2C型（如W2C、Mo2C）、 MC型碳化物（如 VC）、 M23C6型碳化物（如 Cr23C6） 等。这些碳化物硬度很高．如 VC的硬度可高达 HV2700～2990，并且在高温下不易发生聚集长大。另外、W的存在可提高马氏体的高温稳定优W系高速钢在450～60℃还能保持马氏体晶格特征，以 维持高的硬度。同时也使w的碳化物在560℃仍保持极为细小的尺寸．于是提供了二次硬化的能力。
由于对具进行高速切削时，使用温度大体在500—600℃还以上，故高速钢实际上是一种热强钢，即高速钢基体有一定的热强性，而合金元素Cr、W、Mo在高温下固溶强化效果显著，使基体有一定的热强性。这便是高速钢含有大量的Cr、W、Mo等合金元素的目的。
此外，也应指出，Cr的良好作用在于提高钢的淬透性与耐磨性。Cr还能使高速钢在切削过程中的抗氧化作用增强．形成较多致密的氧化股．并减少粘刀现象，从而使刃具的耐磨性与切削性能提高。
有些高速钢中加Co元素可显著提高钢的红硬性，如W2Mo10Cr4Co8〔美国M42）钢在650～660℃时还具有很高的红硬性。Co虽然不是碳化物形成无氟但在退火状态下大部分Co处于a-Fe中．在碳化物MoC中仍有一定的溶解度；
可提高高速钢的熔点，从而使淬火温度提高，使奥氏体中溶解更多的W、 Mo、V等合金元素，可强化基体；Co可促进
回火对合金碳化物的析比还可以起减慢碳化物长大的作用．因此Co可通过细化碳化物而使钢的二次硬化能力和红硬性提高；Co本身可形成CoW金属间化合物，产生弥散强化效果，并能阻止其它碳化物聚集长大。
pendwin("studyself/p4.2.gif")> 图中表示了不同含铅量对高速钢切削寿命、硬度及红硬性的影响。
综上所述．由于高速钢的成分特点．便决定了高速钢在一定的热处理工艺条件下，具有淬透性好、耐磨性及红硬性高的性能特点
（2）高速钢的铸态组织及其压力加工。高速钢在成分上差异较大，但主要合金元素大体相同、所以其组织也很相似。以W18Cr4V钢为例，当钢成接近平衡冷 却时。其在室温下的平衡组织为荣氏体十珠光体十碳化物。但在实际生产中，高速钢铸件冷却速度较快．得不到上述平衡组织，这样．高速钢的铸态组织由鱼骨状菜 氏体、黑色组织δ共析体及马氏体加残余奥氏体所组成。
高速钢的铸态组织中出现莱氏体．故又称高速钢为莱氏体钢。
高速钢铸态组织中的碳化物含量多达18％一27％，且分布极不均匀。虽然铸锭组织经过开还和轧制，但碳化物的不均匀性仍非常显著。这种不均匀性对钢的力学性能和工艺性能及所制工具的使用寿命均有很大影响。
(3）高速钢的热处理。
高速钢的热处理包括：机械加工前的球化退火处理和成形后的淬火回火处理。
①高速钢球化退火。高速钢锻造以后必须经过球化退火．其目的不仅在于降低钢的硬度，以利于切削加工．而且也为以后的淬火做好组织准备。另外，返修工件在第二次淬火前也要进行球化退火．否则，第二次淬火加热时，晶粒将过分长大而使工件变脆。
②高速钢淬火。高速钢的热处理工艺曲线如图所示。高速钢的淬火工艺比较特殊：即经过两次预热、高温淬火，然后再进行三次高温回火。
高速钢淬火时进行两次预热．其原因在于：①高速钢中含有大量合金元素．导热性较差、如果把冷的工件直接放人高温炉中．会引起工件变形或开裂，特别是对大型 复杂工件则更为突出。②高速钢淬火加热温度大多数在1200℃以上，如果先预热．可缩短在高温处理停留的时间，这样可减少氧化脱碳及过热的危险性。
高速钢第一次预热温度在600～650℃可烘干工件上的水分。第二次预热温度在800～820℃，使索氏体向奥氏体的转变可在较低温度内发生。
高速钢中含有大量难溶的合金碳化物，淬火加热温度必须足够高才可使合金碳化物溶解到奥氏体中．淬火之后马氏体中的合金元素含量才足够高．而只有合金元素含量高的马氏体才具有高的红硬性。图中已 经表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、由此可知，对高速钢红硬性影响最大的合金元素是W、Mo及V只有在1000℃以上时．其溶 解量才急剧增加。温度超过1300℃时，各元素溶解量虽然还有增加，但奥氏体晶粒则急剧长大．甚至在晶界处发生熔化现象，致使钢的强度、韧性下降。所以在 下发生过热的前提下，高速钢淬火温度越高．其红硬性越民在生产中常以淬火状态奥氏体晶粒的大小来判断淬火加热温度是否合适．对高速钢来说．合适的晶粒度为 9.5～10.5级。
淬火冷却通常在油中进行．但对形状复杂、细长杆状或薄片零件可采用分级淬火和等温淬火等方法。分级淬火后使残余奥氏体量增加20％～30％，使工件变形、开裂倾向减小，使强度、韧性提高。油淬及分级淬火后的组织为马氏体十碳化物十残余奥氏体。如图所示。
等温淬火也称奥氏体淬火．也有人称之为无变形淬火。等温淬火和分级淬火相比．其主要淬火组织中除马氏体，碳化物、残余奥氏体外，还有了下贝氏体。等温淬火可进一步减小工件变形，并提高韧性。
最后应提出，分级淬火的分级温度停留时间一般不宜太长，否则二次碳化物可能大量析出。等温淬火所需时间较长．随等温时间不同，所获得贝氏作量不同，在生产 中通常只能获得40％的回氏体。而等温时间过长可大大增加残余奥氏体量．这需要在等温淬火后进行冷处理或采用多次回火来消除残余奥氏体。否则将会影响回火 后的硬度及热
处理质量。
③高速钢回火。为了消除淬火应力、稳定组织、减少残余奥氏体量、达到所需要的性能．高速钢一般要进行三次560℃的高温回火处理。高速钢的回火转变比较复杂．在回火过程中马氏体和残余奥氏体发生变化，过剩碳化物在回火时不发生变化。
综上所述，高速钢在热处理操作时．必须严格控制淬火加热及回火温度，淬火、回火保温时间，淬火、回火冷却方法。上述工艺参数控制不当，易产生过热、过烧、萘状断口、硬度不足及变形开裂等缺陷．
（4）高速钢系列的演变。目前国内外高速钢的种类约有数十种，按其所含含金元素的不同．可分为三个基本系列．即W系Mo系和W-Mo系等。W系高速钢以 W18Cr4V为例．W18Cr4V钢具有很高的打硬性．可以制造在600℃以下工作的工具但在使用中发现W系高速钢的脆性较大，易于产生崩刃现象，其主 要原因是碳化物不均匀性较大所致、为此．相应发展了Mo系高速钢。从保证红硬性角度看，Mo与W的作用相认．Mo系高速钢是以Mo为主要合金元素．常用钢 种有M1和M10（W2Mo8Cr4V和Mo8Cr4V2）。Mo系高速钢具有碳化物不均匀性小和韧性较高的优成但又存在两大缺点．限制了它的应用一是脱 碳倾向性较大．故对热处理保护要求较严：二是晶粒长大倾向性较大．易于过热，故应严格控制淬火加热温度，淬火加热温度为 1175～1220℃（W系高速钢淬火温度为1250～1280℃）。
自50年代以来，又发展了特殊用途的高速钢．包括
①高钒高速钢。高钒高速钢主要是为适应提高耐磨性的需要而发展起来的．最早形成9Cr4V2钢、为了进一步提高钢的红硬性和耐磨性而形成了高碳高钒高速 钢，如W12Cr4V4Mo及W6Mo5Cr4V3。增加V含量会降低钢的可磨削性能使高钒钢应用受到一定限制。
通常含V约3%的钢．尚可允许制造较复杂的刃具．而含V量为4％～5%时．则宜制造形状简单或磨削量小的刃具。
②高钴高速钢。含Co高速钢是为适应提高红硬性的需要而发展起来的。
在高 Co高速钢中通常含有 Co5％～ 12%，如 W7Mo4Cr4V2Co5、W2Mo9Cr4VCo8等。但随着含Co量的增加．会使钢的脆性及脱碳倾向性增大．故在使用及热处理时应予以注意．例如含Co10％的钢已不适宜于制造形状复杂的薄刃工具。
③超硬高速钢.超硬高速钢是为了适应加工难切削材料（如耐热合金等）的需要，在综合高碳高钒高速钢与高碳高钴高速钢优点的基础上而发展起来的。这种钢经过 热处理后硬度可达HRC68～70，具有很高的红硬性与切屑性能。典型钢种为美国的M42（W2Mol0Cr4VCo8）和M44 （W6Mo5Cr4V2Co12）等。
（5）发挥高速钢性能潜力的途径：
①提高含碳量。近年来，世界各国都普通趋向提高高速钢的含碳量，其目的是增加钢中碳化物的含量．以获得最大的二次硬化效应。但含碳量过高会增加碳化物的不 均匀性．使钢的塑性、韧性下降．还会导致钢的熔点降低．碳化物聚集长大倾向性增大这对钢的组织和性能不利。自70年代以来，人们提出用平衡碳理论（前面已 讲过）来计算高速钢的最佳含碳量。
例如，W18Cr4V钢含碳量为0.7％～0.8%按平衡假理论计算，其合碳量应提高至0.9％～1.0%，淬火回火后其硬度才可达HRC67～68， 625℃回火时其红硬性提高三个HRC读数。
②进一步细化碳化物。前已指出，细化碳化物可提高动性、防止崩刃，是充分发挥高速钢性能潜力的重要方法。除了在生产中采用锻、轧方法外．还可采用以下措 施．一是改进冶炼、浇注工艺．以减少碳化物的偏析，如生产上采用电渣重溶可以显著细化菜氏体共晶组织．改善钢中碳化物的不均匀性。在浇注工艺上宜采用 200一300kg的小锭．使钢液凝固速度加快，以减少钢锭中的宏观液析。二是采用粉末冶金方法，从根本上消除菜氏体共晶组织．以彻底解决高速钢中碳化物 的不均匀性。采用这种方法可以得到极为细小的碳化物（＜ 1um），而且分布均匀。与普通方法生产的高速钢相比．这种方法可提高钢的韧性与红硬性。但粉末冶金生产高速钢的主要缺点是．成本高，质量
不稳定。
③表面处理工艺的应用。为了进一步提高高速钢的切削能力在淬火回火后还可进行表面处理。例如，蒸汽处理、低温氰化、软氮化、硫氮共渗或采用硫氛共修一蒸汽处理的复合工艺等。如哈尔滨一工具厂采用蒸汽处理后可使钻头寿命提高20％左右。
应该指出，高速钢的表面处理是在最终热处理后进行的．故表面处理的温度不应超过回火温度，以免使刀具软化。同时因刃具已成形，故应防止刃具发生变几间）高速钢的发展方向。在国外，通过研究已探索出新的合主化方案．当前已在生产中形成初见成效的两个方向；
①低碳高速钢（M60～67）。这种钢是采用含Co超硬高速钢的合金成分．将碳量降至0.2％左右，通过渗碳及随后的淬火、回火．使表层达到超高硬度（HRC70）故又称渗碳高速钢。
②无碳的时效型高速钢。这种钢是在高w高Mo的基础上．加入15%以上的Co．甚至可高达25％的Co，经固溶处理加时效以后．硬度可达 HRC68～70，它的红硬性比一般高速钢高100℃、比含Co的超硬型高速钢高50℃以上。经L述处理后可使工具的切削性能、高温强度及耐磨性发生重大 变化。
1975年在法国的国际高速钢会议上有人提出，含有低碳（约0.1％）高W（约20％）高钴（25％）的高速钢．在600一650℃回火时．拆出（Fe、Co)7W6型金属问他合物。当温度上升到650～670℃时，其硬度可达HRC68，在720℃回火时，硬度仍保持HRC60。
此类型的高速钢切削钛合金时．其寿命比W18Cr14V高出20～30倍。
对于目前正在使用的各种高速钢．仍需进一步研究各种合金元空（包括残余元素和微量合金元素）的作用，以便进一步提高其使用性能和工艺性能。
最后应指出，目前高速钢的使用范围已经超出了切削工具范围．已开始在模具方面应用。近年来多辊轧辊以及高温弹簧、高温轴承和以高温强度、耐磨性能为主要要求的零件，实际上都是高速钢可以发挥作用的领域。
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