渭师院金属材料学课件04工具钢

Chap.4工具钢工具钢按用途可分为：刃具钢、模具钢和量具钢。

按钢的化学成分可分为：碳素工具钢和合金工具钢刃具：车刀、刨刀、铣刀、滚刀、钻头类工作条件：在切削过程中受弯、扭、剪、冲击、振动和摩擦等力的作用，切削速度很快时，刃具温度可升高到600℃甚至更高，同时刃部也发生磨耗；使用要求：高硬度、高耐磨性、热硬性和一定的塑性和韧性，还可能要求热硬性。模具钢：按工作状态分为冷作模具、热作模具和塑料模具冷作模具：冲切模、冷镦模、冷轧辊等工作条件：由于被加工材料的变形抗力比较大，模具的工作部分承受很大的压力、弯曲力、冲击力及摩擦力

性能要求：高强度、高耐磨性和一定的韧性；模具钢：热作模具：锤锻模、挤压模等。工作条件：在高温下工作，磨面温度有周期性急冷、急热变化，还可能受到巨大冲压、冲击、摩擦和冲刷；性能要求：高的热屈服强度、高温硬度、抗热疲劳性、耐热震性以及足够的塑性和韧性。塑料模具：有在一定温度下工作，且塑性可能对模具产生腐蚀，因此对塑料模具的要求有别于冷作模具和热作模具，正在发展成为专用钢系列。量具钢：量规、卡尺、样板等，用来测量工件的尺寸和形状要求：形状、尺寸的精确性、稳定性，因此对钢的要求是高硬度、耐磨、尺寸稳定和一定的耐蚀性。4.1碳素及低合金工具钢

碳素工具钢碳素工具钢为含碳量在0.65~1.35%的基本上不含合金元素的高碳钢。根据含碳量不同分为7种，即T7，T8，T9，T10，T11，T12，T13。经不完全淬火＋低温回火后的硬度可达到58~64HRC，可作低速切削的刃具和简单的冷冲模等。因其成本低，冷热加工性能良好，热处理简单而被广泛使用。淬火加热时固溶碳量超过0.6%后，淬火后硬度不再增高，只是过剩碳化物量增多，耐磨性略有增加，但塑性韧性降低。主要不足之处：淬透性低，必须水或盐水淬火，因而淬火内应力大，变形和开裂倾向大，能够淬透的最大直径小（在盐水中为15mm，油淬仅为5mm）；组织稳定性差，热硬性低。例如刃具的受热温度超过200℃时硬度明显下降，切削性能降低。因而这类钢仅适于制作尺寸较小，形状简单，不受较大冲击和受热温度不高的工具。碳素工具钢的热处理：

在淬火＋低温回火状态下使用。亚共析碳素刃具钢淬火温度在Ac3以上30~50℃，淬火后获得细针状马氏体加残留奥氏体。过共析钢淬火温度在Ac1以上30~50℃，淬火后获得隐晶马氏体和颗粒状未溶渗碳体及残留奥氏体。这种组织具有较高的硬度和耐磨性。180~200℃×1~2h低温回火，目的是保持高硬度条件下消除淬火应力，提高韧塑性。此类钢中存在网状碳化物和层片状珠光体时，容易产生淬火变形、开裂和硬度不均匀，并降低刃具耐磨性，容易引起刃具崩刃，降低刃具寿命。为了防止网状碳化物的产生，钢材要反复锻造，锻后要快速冷却。淬火前通过球化退火使层片状珠光体中的渗碳体球化，得到均匀细小的粒状珠光体组织。淬火加热一般用盐浴炉，它可防止或减轻工具表层脱碳。在淬火冷却时要注意防止变形和开裂，为此一般采用分级淬火或等温淬火，有的采用高频淬火。淬火后应及时回火，以防停放时发生变形或开裂。

低合金工具钢为了弥补碳素工具钢的不足，在碳钢的基础上加入一种或多种合金元素，如Cr、Mn、Si、W、Mo、V等：Cr：提高淬透性，减小变形开裂倾向，提高耐磨性，增加热硬性，细化奥氏体晶粒；Mn：提高淬透性，减小变形开裂倾向，提高耐磨性；Si：提高淬透性，减小变形开裂倾向，强化基体，延迟渗碳体在低温回火时析出，提高回火抗力；Mo、V：提高淬透性，减小变形开裂倾向，提高耐磨性，增加热硬性，细化奥氏体晶粒，改善韧性；W：减小变形开裂倾向，提高耐磨性，增加热硬性，细化奥氏体晶粒，改善韧性；Co：与W、Mo共存时，增加热硬性

我国开发的低合金工具钢的典型钢种有Cr06，Cr，Cr2，9Cr2，9SiCr，CrMn，CrWMn等，经淬火和低温回火后可作为刃具和量具。低合金工具钢的热处理预备热处理：采用等温球化退火工艺，得到粒状珠光体的原始组织，以利于切削加工，减小淬火加热时的过热倾向。工艺：由退火温度（780~800℃）以30~40℃/h冷至700℃左右等温4h，再炉冷到600℃出炉。最终热处理：一般为淬火＋低温回火。淬火温度为Ac1＋30~50℃，显微组织为奥氏体基体上分布着细小未溶粒状碳化物，奥氏体中C约为0.5~0.6%。剩余碳化物可阻碍g晶粒长大，固溶C可保证淬火后基体的硬度，淬火变形开裂倾向小。回火温度一般为160~200℃，回火后的组织为回火马氏体基体上分布着均匀细小的粒状碳化物。也可采用等温淬火作为最终热处理，例如9SiCr在Ms点附近等温0.5~1h，使工件的强度和塑性得到提高。碳素及低合金工具钢存在的缺陷这类工具钢多数属于过共析钢，它们可能产生的主要缺陷为网状碳化物和带状碳化物，与轴承钢类似。为了防止网状和带状碳化物的产生，钢材要反复锻造，锻后要快速冷却。通过球化退火可使片层状珠光体中的渗碳体球化。由于C量高，石墨化倾向大。Si和脱氧后残留的Al过多，促进石墨化，Cr可以抑制石墨化的发生。一旦出现石墨化，无法消除。4.2高速工具钢

低合金工具钢制作的刃具，当切削性能提高时，由于刃具温度迅速升高，可达650℃，钢的硬度急剧下降而丧失切削能力。因此，为满足高速切削的需要而发展出来了合金化程度更高、热硬性更好的高速工具钢。热硬性：是指钢抗回火软化的能力。测定高速钢的热硬性是在600、625、650℃温度下加热四次后测量其室温硬度，能保持HRC60的最高温度即表示该钢的热硬性，或者在高温硬度计上加热到600~650℃保温4h后直接测定其硬度。热硬性主要取决于淬火后固溶于马氏体中的合金元素和C在回火时析出的稳定性高、聚集长大速度慢、弥散分布、有强的析出强化效果的碳化物。高速工具钢主要用于制造高效率的切削刀具。由于其具有热硬性高、耐磨性好、强度高等特性，也用于制造性能要求高的模具、轧辊、高温轴承和高温弹簧等。高速工具钢属于高碳高合金莱氏体钢，其主要的组织特征之一是含有大量的碳化物。铸态高速工具钢中的碳化物是共晶碳化物，经热压力加工后破碎成颗粒状分布在钢中，称为一次碳化物；从奥氏体和马氏体基体中析出的碳化物称为二次碳化物。这些碳化物对高速工具钢的性能影响很大，特别是二次碳化物，对钢的奥氏体晶粒度和二次硬化等性能有很大影响。碳化物的数量、类型与钢的化学成分有关，而碳化物的颗粒度和分布则与钢的变形量有关。

高速工具钢的淬火温度很高，接近熔点，其目的是使合金碳化物更多的溶入基体中，使钢具有更好的二次硬化能力。高速工具钢淬火后硬度升高，此为一次硬化，但淬火温度越高，则回火后的强度和韧性越低。淬火后在350℃以下低温回火硬度下降，在350℃以上温度回火硬度逐渐提高，至520~580℃范围内回火（化学成分不同，回火温度不同）出现第二次硬度高峰，并超过淬火硬度，此为二次硬化。这是高速工具钢的重要特性。高速工具钢的化学成分大体为：

0.7~1.6%C，1~20%W，0~10%Mo，3.5~4.5%Cr，

1.0~5.0%V，0~12%Co，其它元素0~2.0%。按照钢中主要合金元素成分，高速工具钢分为三个系列，即：W系，W-Mo系和Mo系。W系高速工具钢主要合金元素是钨，不含钼或含少量钼，如W18Cr4V

。主要特性：过热敏感性小，脱碳敏感性小、热处理和热加工温度范围较宽，但碳化物颗粒粗大，分布均匀性差，影响钢的韧性和塑性；

WMo系高速工具钢的主要合金元素是钨和钼，如W6Mo5Cr4V2。主要特性：碳化物的颗粒度和分布优于钨系高速工具钢，脱碳敏感性和过热敏感性低于钼系高速工具钢，使用性能和工艺性能均较好。

Mo系高速工具钢的主要合金元素是钼，不含钨或含少量钨。主要特性：碳化物颗粒细，分布均匀、韧性好，但脱碳敏感性和过热敏感性大、热加工和热处理范围窄。W系的W18Cr4V和W-Mo系的W6Mo5Cr4V2应用最为普遍，属于通用型。高C高V，高V高Co和超硬高速钢属于特殊高性能高速工具钢。含钴高速工具钢是在通用高速工具钢的基础上加入一定量的钴，可显著提高钢的硬度、耐磨性和韧性。

粉未高速工具钢是用粉未冶金方法产生的。首先用雾化法制取低氧高速工具钢预合金粉未，然后用冷、热静压机将粉未压实成全致密的钢坯，再经锻、轧成材。粉未高速工具钢的碳化物细小、分布均匀，韧性、可磨削性和尺寸稳定性等均很好，可生产用铸锭法个可能产生更高合金元素含量的超硬高速工具钢。粉未高速工具钢可分为3类：第一类是含钴高速工具钢，其特点是具有接近硬质合金的硬度，而且还具有良好的可锻性、可加工性、可磨性和强韧性。第二类是无钴高钨、钼、钒超硬高速工具钢。第三类是超级耐磨高速工具钢。其硬度不太高，但耐磨性极好，主要用于要求高耐磨并承受冲击负荷的工作条件。4.2.1高速工具钢的合金化高速工具钢的化学成分：

0.7~1.6%C，1~20%W，0~10%Mo，3.5~4.5%Cr，

1.0~5.0%V，0~12%Co，其它元素0~2.0%。碳和合金元素在钢中的作用主要表现在：（1）C：

C对高速钢的硬度影响很大，是高速钢的主要强化元素。大部分C和合金元素W、Mo、V、Cr等形成碳化物。为了使钢获得最大的次生二次硬化，以提高钢的热硬性，钢中必须含有足够量的C。所含碳量若满足与碳化物形成元素之比符合合金碳化物分子式的定比关系，钢便可获得最大的二次硬化效应，将这种规律称之为定比碳经验规律。例如，W与C形成W2C，为使加入钢中的67%摩尔浓度的W全部形成W2C所需要的C量为33%摩尔，均按质量浓度计算时相当于96.8%质量分数的W需要3.2%质量分数的C或1%质量分数的W需要0.033%质量分数的C。按照各自碳化物的分子式，可求出加入1%质量分数合金元素所需碳量，求其和即可得到钢中需要的C量。求得的定比碳经验关系式为：

C=0.033W+0.063Mo+0.2V+0.06Cr其中元素符号代表各元素的质量浓度，W、Mo形成M2C，V形成MC，Cr形成M23C6型碳化物。！此式是从理想状态分析碳与合金元素形成碳化物时所需的平衡碳量，没有考虑合金元素之间相互作用的影响，因此只是提供粗略的近似碳量。例如，W18Cr4V钢根据上式估计的含碳量为

C=0.033×18+0.2×1+0.06×4＝1.035%，而实际C含量为0.7~0.8%；

W6Mo5Cr4V2钢根据上式估计的含碳量为

C=0.033×6+0.063×5+0.2×2+0.06×4＝1.153%，而实际碳含量为0.8~0.9%。根据这种估计，我国研制的9W18Cr4V高速钢将C含量提高到0.9~1.0%，淬火后马氏体中固溶C由约0.5%增至0.7%，室温HRC由65增至67~68，热硬性有所提高。随着碳含量增高，碳化物不均匀性增大，淬火后的残留奥氏体量增多，需多次回火才能转变。此外，钢的固相线温度降低，晶界熔化温度下降，制约钢的淬火温度上限。C增加0.1%，晶界熔化温度下降11℃。因此，C的加入量应根据合金元素的种类和量的不同而不同。对W系高速钢，增加C量使钢抗弯强度和韧性明显下降；对WMo系高速钢，由于Mo的存在减小了碳化物的不均匀性，C的增加造成的影响不明显。（2）W、MoW是高速钢获得热硬性的主要元素，淬火前钢中的W和Mo的大部分形成M6C型碳化物，是共晶碳化物的主要组成，还可以二次碳化物的形式由奥氏体中析出。锻轧材中M6C以颗粒状碳化物存在，高温奥氏体化时相当部分的W和Mo溶入奥氏体中，提高淬透性。由于W、Mo和C的结合力强，强烈阻碍马氏体在回火时碳原子的析出，构成良好的回火稳定性。在约510~560℃回火时，从马氏体中弥散析出M2C型碳化物，产生次生硬化，造成钢的热硬性。淬火加热时未溶的W、Mo的碳化物阻碍奥氏体晶粒长大，改善钢的韧性。但是，W、Mo含量过高，碳化物不均匀性增大，会降低钢的加工性能和韧性。由于Mo的原子量只有W的一半，添加Mo可以降低钢中的合金含量。以Mo代替W时，共晶碳化物由粗大鱼骨状变为细薄的羽毛状，碳化物不均匀性比W系钢小。Mo系钢的主要特点是热硬性不足，高温加热时氧化脱碳倾向比W系钢大。（3）V高速钢中加V是使钢具有良好热硬性的重要因素：VC在高温加热时仅部分溶入奥氏体中，剩余VC阻止奥氏体晶粒的长大。溶入奥氏体中的V淬火后使马氏体抗回火稳定性增高，阻碍马氏体分解，在510~560℃回火时以VC的形式弥散析出，产生次生硬化效应，提高钢的热硬性。例如W18Cr4V钢中的含钒量由1.2%提高到1.9%，其热硬性由610℃提高到628℃。高速钢中V＝1~2%时属于低钒高速钢，高钒高速钢将钒量提高到3~5%，合金相组成相对量发生很大变化，其中MC型碳化物量与M6C型碳化物量相当，且是共晶碳化物的主要组成，共晶碳化物形貌为鸟巢状。因为MC型碳化物的硬度为HV2800，而M6C型碳化物的硬度只有HV1500~1800，MC的大量存在提高了钢的耐磨性，但也使切削加工性降低，。如W12Cr4V4Mo，退火后MC型碳化物占10%，M6C型碳化物占12％，M23C6型碳化物占10%，1250℃淬火，500℃回火三次，硬度为HRC64～66。（4）CrCr在淬火加热前以Cr23C6和部分溶入其它碳化物（M6C和MC）中的形式存在，淬火加热时全部溶入奥氏体中，增加奥氏体的合金度，增大淬透性，是提高淬透性的主要元素。回火后固溶于基体中的Cr增大刃具在切削过程中的抗氧化能力，减小粘刀现象，提高切削能力。Cr含量太低，钢的淬透性不足，而Cr>5%时残留奥氏体明显增多，切削速度降低。（5）CoCo不形成碳化物。淬火加热时溶入奥氏体中，增高莱氏体的熔化温度，使淬火温度上限升高，有利于奥氏体合金度增加；淬火后存在于马氏体中，提高马氏体抗回火稳定性；回火后二次硬化峰值升高，热硬性增加。此外，Co与W、Mo原子的结合力较强，降低W、Mo的扩散速度，减慢其合金碳化物析出和长大，增加热硬性。但会降低韧性，增大脱碳倾向。（6）微量合金元素N、RE目的：改善高速钢的性能，节约稀贵元素Co、W、MoN：在高碳超硬高速钢中加入0.05~0.1%N，氮溶入碳化物中，形成合金碳氮化物，稳定性提高，聚集长大倾向减小，淬火加热时可抑制奥氏体晶粒长大，细化奥氏体晶粒，提高晶界开始熔化温度，因而提高淬火加热温度和合金元素溶解量，增加淬火回火后的硬度和热硬性，同时还提高抗弯强度和挠度，改善韧性。RE：高速钢在900~1150℃之间由于微量S存在与奥氏体晶界，其热塑性恶化，热扭转试样发生沿晶断裂。即使S含量降低到0.002%亦不可避免。钢中加入微量RE，S在晶界的偏聚降低，热塑性明显改善，例如我国开发的含稀土高速钢W18Cr4VRE、W12Mo2Cr4VRE。4.2.2高速钢的组成相和铸态组织（1）组成相不同组成的高速钢在不同状态下的组成相是不同的。普通W系、WMo系和Mo系高速钢，在平衡状态下是由合金铁素体、M6C、M23C6和MC型碳化物组成。M6C型：以W或Mo为主含铁的碳化物，其成分为Fe2M4C～

Fe4M2C，其中在W系中M为W，在Mo系中M为Mo，而在W-Mo系钢中M为W和Mo。W和Mo可互换，并可溶入一定量的

Cr、V、Co等元素；M23C6型：以Cr为主并可溶解少量W、Mo、Fe等元素的碳化物；MC型：以V为主，也能溶解少量W、Mo、Cr等元素的碳化物，其成分范围为M4C3～MC。在淬火状态下，由于淬火加热M23C6可全部溶解进入奥氏体中，M6C和MC仅能部分溶解，所以相组成为马氏体＋残留奥氏体＋未溶碳化物M6C和MC。在高温回火后，即使用状态下，由于回火过程中自马氏体和残留奥氏体中析出以W或（和）Mo为主的M2C型碳化物，及以V为主的MC型碳化物，所以相组成主要为：碳（0.2~0.25%）和合金元素W、Mo、V、Cr过饱和的铁素体基体＋析出的M2C和MC型碳化物＋淬火加热时未溶的M6C和MC型碳化物（2）铸态组织典型高速钢的变温截面相图都已经通过实验测得，例如W18Cr4-C的变温截面相图如下图所示。高速钢属于高合金莱氏体钢。123456钢的铸态组织可根据钢液凝固时的冷却速度由变温截面相图确定。例如W18Cr4V钢的钢液凝固时发生下列反应：

1.开始结晶时析出d（高温a）固溶体；

2.冷却到1400℃时发生L+d－g的三相包晶反应；

3.在1345℃附近很窄的温度范围进行L+d－g+M6C的四相包晶反应；

4.在1330~1300℃之间发生L－g+M6C的共晶反应；一直到1300℃完全凝固，结晶过程结束。形成由奥氏体和碳化物组成的共晶莱氏体，存在于奥氏体晶之间，其中碳化物为鱼骨状，骨骼之间为奥氏体，如图所示。凝固后继续冷却时，由奥氏体中析出过共析合金碳化物。5.在870~800之间发生g+M6C－a的包析反应;6.冷到800℃左右发生共析反应g－a+M6C+M3C。实际上，W18Cr4V钢在共晶结晶时还出现MC型碳化物，并在随后冷却时由奥氏体中还析出MC和M23C6型碳化物，但即使在低温下也未发现M3C型碳化物存在。宏观上，铸态组织为大量鱼骨状共晶莱氏体＋黑色屈氏体。若冷却速度较快时还会存在白亮的马氏体和残留奥氏体。其它高速钢的凝固过程与W18Cr4V钢类似，只是其凝固过程中各反应生成物的碳化物的类型以及凝固组织会有所不同。例如，W6Mo5Cr4V2钢凝固时形成的共晶碳化物为M2C型，而非M6C型，碳化物的形态为鸟巢状，而非鱼骨状。4.2.3碳化物不均匀性及其改善途径高速钢铸态组织中存在着大量的碳化物，例如W18Cr4V钢中的碳化物体积分数约为28%。对钢的性能影响显著的是共晶莱氏体中的碳化物，因为它们在锻轧后容易形成粗大的网络状和密集的条带状碳化物。不均匀碳化物的影响：严重不均匀的碳化物，在热加工过程中容易引起锻造裂纹和中心裂纹；在淬火加热时，碳化物稀少区奥氏体晶粒易粗化，奥氏体晶粒长大不均匀；由于粗大碳化物难以溶解，奥氏体中成分不均匀；淬火时由于奥氏体中的成分不均匀造成马氏体转变先后不一。增大组织应力和变形开裂的倾向；淬火后回火时由于奥氏体的合金度降低，次生硬化效果降低，热硬性、耐磨性等使用性能也相应降低。

碳化物的均匀分布程度是考核高速钢质量的主要技术指标之一，与钢的化学成分、凝固条件（铸锭的尺寸、形状、冷却速度等）、热加工变形度等因素有关。改善碳化物不均匀性的主要措施有：

1.将圆锭、方锭改为扁锭，减小钢锭尺寸，降低浇铸温度等，使钢液凝固速度加快，减小结晶时的宏观偏析和集中偏析，使莱氏体共晶细小；

2.对于大尺寸钢材，采用电渣重熔，使钢液在水冷结晶器中径向结晶，莱氏体共晶变细；

3.增大钢锭锻压比，反复拉拔和墩粗；

4.粉末冶金法生产高速钢，即首先通过气体雾化法将高速钢钢液制成粉末，再通过热等静压法烧结，最后按通常的热加工等方法进行生产。4.2.4热处理（1）高速钢的退火锻、轧后，高速钢需要退火以消除应力、降低硬度，为切削加工及随后的淬火处理提供良好的组织（即颗粒状均匀分布的碳化物）。普通退火：高速钢的Ac1约为820~860℃，退火一般采用870~880℃加热，保温2~3小时后以≤30℃/h的冷却速度冷却到600℃出炉空冷；等温退火：加热至870~880℃保温4小时，打开炉门快冷至720~760℃保温6h，再以40~50℃/h的冷却速度冷至500℃后出炉空冷。保温过程中大部分合金碳化物未溶入奥氏体中，奥氏体中合金元素含量不高，冷却时奥氏体转变为粒状珠光体，钢的组织则为粒状珠光体＋珠光体上细小分布的颗粒状未溶碳化物。退火温度不能超过Ac1过多！（2）高速钢的淬火淬火目的：为了获得高合金的奥氏体，淬火后获得高合金马氏体，具有高的抗回火稳定性，高温回火时析出弥散合金碳化物，产生次生硬化，使钢具有高的硬度和热硬性。特点：高奥氏体化温度奥氏体化前的预热处理：高速钢的导热性差，为防止工件加热时变形开裂和缩短高温加热时的保温时间以减少脱碳，淬火加热时均采用1~2次分级预热。一次预热在840℃左右，二次预热分别在500~600℃和800~850℃进行，预热时间应比加热时间长一倍。淬火加热温度（奥氏体化温度）的选择原则：在奥氏体晶粒不长大的前提下尽可能提高到接近于晶界熔化的温度Ts，以使奥氏体含有较高的合金度。淬火加热保温时间的选择原则：保证足够的碳化物溶入奥氏体中，同时又不引起奥氏体晶粒粗化M23C6在900℃以上开始溶解，～1100℃全部固溶，M6C在1037℃以上开始溶解，而MC在1100℃以上才开始溶解。根据经验得到高速钢的晶界熔化温度Ts为：

Ts(℃)=5/9×(2310-200C+40V+8W+5Mo-32)各种高速钢的常用淬火温度分别为：W18Cr4V1280℃；W12Cr4V4Mo1250℃；W6Mo5Cr4V21230℃；W6Mo5Cr4V2Co51220℃。在上述条件下，各钢奥氏体中合金元素的固溶量大体为：W18Cr4V：

0.5%C，7~8%W，～4%Cr，0.5~1.0%V，剩余碳化物总量约为9~10%，其中M6C约7.5~9%，MC约1.5~1%；W6Mo5Cr4V2：

0.5%C，～7%(W+Mo)，1~1.9%V，～4%Cr，剩余碳化物约8~9%。未溶碳化物阻碍奥氏体晶粒长大。淬火加热时的保温时间，在盐浴炉内按8~15s/mm计算。冷却一般采用油冷至300℃后出油空冷。

为减小工件变形，可采用分级淬火：一次分级为550~620℃保温20min后空冷；多次分级为800~820℃，550~620℃，350~400℃等保温后空冷。对于大型复杂刃具，为减小变形提高韧性可采用等温淬火。在240~280℃下的下贝氏体区域等温不同时间后空冷至100℃并及时回火。W18Cr4V在1280℃奥氏体化后奥氏体的等温转变图（3）高速钢的回火高速钢淬火后的组织一般为马氏体（60~65%）＋残留奥氏体（25~30%）＋未溶碳化物（M6C、MC，10%）。等温淬火后的组织为下贝氏体（50%）＋残留奥氏体（40%）＋未溶碳化物（M6C、MC，10%）。

回火目的：从马氏体中析出弥散M2C和MC型碳化物，产生次生硬化效应和消除残余奥氏体即淬火应力。400℃以下回火：仅从马氏体中析出少量合金渗碳体；400~500℃回火：从马氏体中析出Cr23C6型碳化物。500~600℃回火：由马氏体和残留奥氏体中析出弥散分布的

M2C和MC型碳化物，并产生次生硬化，在550~570℃回火时硬度达到最大，具有高的硬度、热硬性、弯曲强度等。此时钢的组织状态为含碳约0.25%的回火马氏体基体＋弥散析出的M2C和MC碳化物＋未溶碳化物M6C和MC。高于675℃回火：M2C开始溶解，析出M6C、M7C3，随回火过程的进行，M7C3进一步转变为M23C6，基体中碳量显著降低，合金度显著下降，高速钢显著软化。因此，高速钢的回火温度不得高于600℃，通常为560℃。残留奥氏体在500℃以下回火时不发生转变，在500~600℃回火时析出合金碳化物，本身稳定性降低，Ms上升，在随后的冷却过程中转变为马氏体，成为二次淬火。一次回火不能使残留奥氏体消失，通常需要560℃下2~3次甚至4次回火，残留奥氏体量可降到1~2%。回火后的组织：回火马氏体＋颗粒状合金碳化物＋少量残留奥氏体（4）高速钢的表面处理为提高高速钢刃具的切削效率和耐用度，广泛采用表面处理――表面化学热处理或在刃具表面覆层。化学热处理有表面氮化、表面硫氮共渗或硫氮硼共渗等多元共渗、蒸气处理等。这些处理的温度均不超过560℃，工件的显微组织和性能均未改变。表面覆层为物理气相沉积（PVD），即在表面沉积TiC或TiN覆层，具有高硬度、优异的耐磨性、抗粘着性和抗咬合性，显著提高刃具使用寿命。4.3冷作模具钢冷作模具钢是用来制作使金属冷变形，如冷冲、冷镦、冷挤压、冲裁、拉丝等的模具。对冷作模具钢的总体要求是；高的硬度、强度、耐磨性和一定的韧性，回火后的硬度在58~64HRC。对一些要求淬透性不很高的冷作模具可采用碳素和低合金工具钢制作，如T12、9Mn2V、Cr2、CrWMn等；对于要求淬透性高、淬火变形小的冷作模具钢，开发了4种类型的钢种，即；高铬中铬钢、空冷微变形钢、高韧性的剪刀片钢和高速钢的基体钢。4.3.1高铬和中铬钢高铬钢是以12%Cr为基础的高碳亚共晶莱氏体钢。铸态组织为索氏体＋共晶碳化物。约1000℃淬火，组织为马氏体＋残留奥氏体＋未溶碳化物。典型钢种：

Cr12含2.0~2.3%C，12%Cr；

Cr12MoV含1.45~1.7%C，12%Cr，0.5%Mo，0.2%V由于C含量高，碳化物不均匀性大。Cr12MoV钢加入少量Mo和V，降低C量，以减小碳化物不均匀性，Mo、V还可以细化晶粒。高Cr冷作模具钢由于淬火加热时大量固溶了Cr，因此空冷即可淬硬。淬火加热温度过高，C、Cr、Mo、V固溶多，淬火后残留奥氏体量增多，必须采用较高温度（500~520℃）多次回火才能使残留奥氏体分解，达到硬度要求。工业生产中一般采用较低温度淬火和低温回火。如，Cr12MoV钢，采用980~1030℃淬火，150~170℃回火，回火后的硬度可达HRC61~63。中铬钢是为了克服高铬钢碳化物不均匀性和节约Cr资源而开发的钢种，含C1.0~1.25%，比高铬钢低。典型钢种为Cr6WV，Cr4W2MoV，属过共析钢，铸态组织为索氏体＋少量因偏析产生的共晶碳化物。Cr的主要作用是提高淬透性；W、Mo、V的碳化物可细化晶粒，它们对回火稳定性、耐磨性和二次硬化也有利。Cr6WV钢的热处理一般为960~980℃热油淬火＋150~200℃回火。Cr4W2MoV钢根据要求不同有两种热处理制度：要求综合的强度和韧性好时，采用960~980℃加热淬火＋260~300℃两次回火，每次1~2h；要求热硬性好及尚需化学热处理时，可用1020~1040℃热油淬火＋500~540℃3次回火，每次1~2h。4.3.2空冷微变形钢我国研制的典型空冷微变形钢为Cr2Mn2SiWMnV。合金化的特点是，多元少量添加，以Mn代替Cr，通常的淬火加热温度为840~860℃，大部分的合金元素都能溶入奥氏体中，提高淬透性，空冷即淬硬。淬火后在200~250℃回火，硬度可达59~62HRC，由于淬透性高，淬火变形很小。4.3.3耐冲击负荷的剪刀片钢为适应冶金、机械工业中剪切钢板、型材的剪刀片的需求开发了耐冲击负荷的剪刀片专用钢。典型钢种为5CrW2Si。该钢属于亚共析钢。Cr、W、Si均提高淬透性、耐磨性、增加回火稳定性。通常采用900~920℃油淬，回火温度根据对硬度的不同要求，采用200~300℃低温回火（HRC50~60）或400~450℃中温回火（HRC48~55）或500~580℃高温回火（HRC40~48）。4.3.4低碳型高速钢及基体钢用高速钢制作冷作模具时，由于共晶碳化物多，韧性不足，常出现脆性断裂。为改善韧性，研制了低碳型6W6Mo5Cr4V钢。与常用的W6Mo5Cr4V2钢相比，C量降低27~33%，V量降低50~60%。因此碳化物不均匀性得到改善，韧性明显提高。1180~1200℃淬火，560~580℃三次回火后硬度达60~63HRC。淬火回火后进行氮化处理，耐磨性会显著提高。基体钢是参考通用高速钢淬火后基体（马氏体＋残留奥氏体）的成分设计的，目的是利用高速钢中的二次硬化和热处理效果，避免高速钢中的共晶碳化物和未溶的一次碳化物过多。由于C、W、Mo、V含量的降低，钢由莱氏体共晶变为过共析钢，韧性明显提高。例如以W6Mo5Cr4V钢基体为基础开发了50Cr4Mo3W2V钢，1110~1120℃淬火＋510~620℃回火，HRC达61。为改善性能，还尝试对基体钢的成分进行调整，并添加少量Nb、Ni、Si、Mn、Al等。4.4热作模具钢

金属在一定形状的模腔内流动成型。其加工方法可分为两类：

1.将固态金属加热到高温，然后施加巨大压力或冲击力，使其在型腔内形变成型，如锤锻、挤压等；

2.将金