高速钢回火组织及性能的研究ppt

指导老师：杨闯   讲师

答辩人：朱牧

第一章 绪论

1.1课题研究的目的和意义

　高速工具钢(以下简称高速钢) 是在高速切削条件下使用的工具钢， 它的主要失效形式是磨损、崩刃、卷刃和变形。对于这类钢的力学性能要求是硬度、韧性、耐磨性和耐热性能等。在高速钢的发展历程中， 人们对韧性的研究远少于对硬度的研究。近几十年来， 开始重视这方面的研究工作。细化晶粒是提高韧性的一个重要手段。细化晶粒有两个途径: 一是调整成分， 二是控制工艺。采用热处理的办法来细化晶粒对提高钢的韧性， 具有重要意义。本课题主要目的是研究最佳的淬火、回火温度，使W6Mo5Cr4V2钢的组织和性能达到最好的状态，为W6Mo5Cr4V2钢的实际应用提供理论参考。

1.2高速钢的应用前景

1.2.1高速钢的发展概况

高速钢问世于1898年，1910年形成全世界通用的W18Cr4V高速钢；为提高热硬性，1921年开始了高速钢中加Co的研究；30年代初期，用于切削难加工材料的高碳、高钒高速钢获得应用；1937年出现了成为今日W6MoCr4V2刚基础的W-Mo系高速钢，几经消长W-Mo系在60年代成为主要生产高速钢国家中占统治地位的钢种。近几十年来，一方面，经过长期实践考研的成熟钢种趋于稳定；另一方面，由于资源条件、生产需要等原因，又陆续开发了一些新品种高速钢。其中，A钢是节约合金元素的低合金该塑钢；B钢是SKH9的代用钢，其W、Mo、V量均低于SKH9；C钢是高韧性高速钢，可用于剧烈断续切削场合；D钢是不含W的利用表面硬化法（如氮化）的新开发材料；E钢是兼具耐热性和韧性的冷塑形加工用高速钢；F钢是新的折出的硬化型高速钢；G钢是新的马氏体时效型高速钢【1】。

在新高速钢开发方面，一下三点值得注意[2]：

（一）为节省自愿而降低合金元素总量。如瑞典的D950钢（含0.95%C、4.0%Cr、5.0%Mo、1.7%W、1.2%V）就是这种“省资源高速钢”，由于较高的C/V比，提高了马氏体的硬度和回火阻力。又因Si、N的适量增加，形成了容易分解为（M5C+MC）的M2C型碳化物，从而可以根据需要调整钢的显微组织。据报导，其被磨削性能优于W6MoGr4V2钢。

（二）为改善高速钢本身的被切削性，进一步发展增硫易削高速钢。如美国增硫告诉钢含硫0.12-0.16%，西德增硫高速钢含硫0.08-0.14%。1983年西德蒂森特殊钢厂报告，增硫高速钢在退火状态下进行机加工，可得到不必再磨削的良好表面；如先将钢件进行900℃淬火和650℃回火，使之适当提高以硬度后再进行机加工，则可达到极高的表面光洁度。这种高速钢可用作成形不磨削的刃具，并使加工它的刃具寿命提高20-30%。

（三）为节约战略物质Co，研制以Mo代Co的粉末高速钢。如美国坩埚公司1982年报导，该公司研制的RE×25粉末高速钢，可用来取代含Co的高性能高速钢T15， REX25的热硬性等于或优于T15钢，车削实验也证明，在大多数情况下，REX25的使用寿命不比T15差。

1.2.2高速钢的发展前景

若按所含主要合金元素的不同，高速钢可分为3种基本系列（1）钨系高速钢，含钨大于9%----10%，不含钼或不超过1%钼，著名钢号为W18Cr4V（T1）；（2）钼系高速钢，以钼为主，含钼高于8%，不含钨或W%不超过2%，代表钢号为M1；（3）W-Mo系高速钢，介于上述二者之间，其最有代表性的钢号是W6Mo5Cr4V2（M2）。随钨、钼相对含量的不同，3种系列中都可以含钴、含高钒（2.5%以上），或提高含碳量（超硬性）；若按使用性能分，又可以分为普通高速钢和特种高性能高速钢。前者包括通用性高速钢和低合金高速钢，后者包括钴高速钢、含钒2.5%以上的高钒高速钢（历史上曾称为“超高速钢”）及高碳型的超硬高速钢。超硬高速钢大多数含钴5%——12%，可以一般含钒量（1%——2%），也可以高含钒量，其主要特点是热处理硬度可达HRC68以上，其成分都是C%较高，等于或接近于平衡碳值。粉末冶金高速钢由于生产方法特殊，其合金成分另有特点，一般说，多为高碳、高钒、高钴、钨当量可以很高（甚至25%以上），正在发展成为特种高速钢中的特殊高性能品种。用粉末冶金方法生产通用型高速钢不能充分发挥该法的优势，而成本增加不少，现已基本不用。

通用型高速钢中，W18Cr4V、W6Mo5Cr4V2是最早开发并且广泛应用的钢种，在这两种材料的基础上，发展了多种牌号高速钢。Ｗ18Cr4V钢热处理时过热敏感性低，抗氧化脱碳能力强，可加工性、可磨削性好；缺点是莱氏体组织粗大，碳化物分布不均匀，热塑性较差，韧性低，比重大，成材率不高；它的抗弯强度可达3500MPa。由于Ｗ18Cr4V钢贵金属元素钨的含量非常高，故使用量越来越少。W6Mo5Cr4V2钢由于兼有钨系和钼系高速钢的优点，既有较高的红硬性和耐磨性，较小的脱碳倾向与过热敏感性，同时碳化物较细、分布较均匀，热塑性及韧性较高【3】，综合性能优异，应用最广，它的碳化物颗粒细小、分布均匀性好，韧性及热塑性比Ｗ18Cr4V钢提高50%，但其过热敏感性较高，氧化脱碳倾向大，可加工性稍差；抗弯强度达4700MPa，在轧制、扭制工具应用方面颇具优势，同时也适合制作螺纹、有孔、拉削刀具。由于它便于机械加工，通用性强，使用寿命高，价格便宜，因此得到了广泛的应用。Ｗ9Mo3Cr4V钢的性能兼具W18Cr4V和W6Mo5Cr4V2钢的特点，容易轧制、锻造，热处理工艺范围宽，脱碳敏感性小，可以代替W6Mo5Cr4V2钢制作大规格的轧制、扭制刀具。

低合金高速钢是一种经济型高速钢，W、Mo、Cr、V等贵金属元素含量总和不高，红硬性比通用型高速钢差。常用的低合金高速钢有W4Mo3Cr4V及W2Mo5Cr4V，这类高速钢主要用于制造热轧直钻、热轧(挤压)丝锥、手用丝锥、机用丝锥、机用锯条、立铣刀、机绞刀车刀、木工刨刀等普通低档(民用)刀具，替代较贵通用型高速钢材料，但是使用寿命差得多【4】。

低碳高速钢主要用于制作冷作模具，以W18及M2钢为代表的通用高速钢主要用于制作切削刀具，通用高速钢的碳饱和度一般<0.18，故淬回火后的硬度仅为HRC（65±1），用于加工硬度低于270HB的钢材。近年来由于被加工件硬度提高以及数控机床及加工中心的广泛应用，通用高速钢的硬度已不能满足要求，需要采用硬度为HRC（66±1）的以M35钢为代表的高硬高速钢及硬度大于67HRC的以M42钢为代表的超硬高速钢来制作刀具以提高刀具硬度。需要指出的是机床精度与刚度的提高为提高刀具硬度提供了条件。目前在国际著名工具厂家的样本上通用高速钢M2钢已基本被淘汰，M2钢只用于制作手丝锥等少数刀具；欧洲一般不采用M42钢而采用高碳M2及M35钢【5】。

高性能高速钢热处理硬度、抗回火软化能力、耐磨性等性能均显著优于通用型高速钢，常用的是含钴、含铝两类。含钴高速钢常用于切削高强度调质钢及不锈钢、耐热钢等难加工材料，因为可磨性好，可制成各种刀具、特别是复杂刀具，所以在国际上用得很普遍【6】。含铝超硬高速钢具有很高的硬度和红硬性(室温下为65～70HRC，600℃时为62HRC以上)，与钴高速钢相比，性价比很高，可用于制造车刀、立铣刀、钻头等要求红硬性较高、结构简单的刀具；缺点是可磨性差，影响了它的使用。常用的铝高速钢有W6Mo5Cr4V2AL、W10Mo4Cr4V3AL、W8Mo2Cr4V2NAL等。目前，在工业发达国家，高性能高速钢的产量约占高速钢总产量的20%以上【7】。

粉束冶金高速钢从根本上解决了高速钢中碳化物分布不均及碳化物粗大的问题。粉末冶金高速钢除用于制造切削刀具外，还用于制造精密模具，此外，象冷轧辊、冷锻工具及切割机刀片等均可应用粉末冶金高速钢，而且取得了良好的效果【8】。这类材料的高温热硬度高，又适合制造难加工材料所用的刀具，确实是面面俱到【9】。

1.3高速钢的热处理发展与展望

国内外高速钢刀具高温加热仍以100%BaCl2盐浴为主，φ3mm以下的小钻头及简单不易变形的小刀具采用真空淬火。盐浴淬火的关键是冷却，目前仍采用5-3-2中性盐，分级温度580～620℃，若需等温则在分级后转入240～280℃硝盐浴中，等温时间30～120min，等温后校直弯曲超差的工件，4次回火。回火大多采用100%NaNO3，回火温度视具体刀具和钢种而定，一般为540～560℃。对于形状复杂的特大型刀具、有效厚度>100mm贵重刀具应采取特殊的回火工艺，严防开裂[10]。

高速钢的淬火和回火处理已大量采用真空热处理设备而取代传统的盐浴炉。采用真空热处理具有显著的优点：

（一）完全消除了加热中的氧化、脱碳，可获得无变质层的清洁表面；

（二）对环境无污染，无三废处理问题；

（三）炉温测定，监控精度大大提高；

（四）机电一体化程度高；

（五）电热能耗显著低于盐浴炉；

（六）工件变形小。

（七）产品性能稳定， 重复性好。

随着机械工业的发展，不断要求增加金属切削加工量，提高切削速度，缩短机床工作时间，改善切削效率，以及难切削新型材料的出现(高温合金、马氏体时效钢、沉淀硬化不锈钢)，对刀具性能要求愈来愈高。不但要求有高硬度、高红硬性、高耐磨性，还要求较高的抗弯强度、断裂韧性和优良的淬透性能。为了满足这些性能的需要，新刀具材料不断出现，品种逐渐繁多，如硬质合金、金属陶瓷、金刚石等超硬工具材料。近年来，物理气相沉积(PVD)氮化钛表面涂层发展非常迅速，特别是对精密的齿轮刀具及数控机床和柔性加工中心等定期更换刀具的设备上所使用的刀具，国外大都采用了PVD法涂氮化钛，能有效地提高刀具的红硬性、耐磨性以及抗氧化抗腐蚀性能，使高速钢刀具的使用寿命提高几倍，切削加工效率提高。

第二章 实验内容和方法

2.1 实验材料及设备2.1.1 实验用钢实验采用通用型高速钢：W6Mo5Cr4V2，该钢是由0.8％-0.9％C，5.50％-6.75％W、4.50％-5.50％Mo、3.80％-4.40％Cr、1.75％-2.2％V等元素组成2.1.2 实验设备热处理过程中主要使用设备：热处理加热炉，淬火漕，淬火用油。制作和观察金相的设备：切割机，砂轮机，砂磨机，抛光机，金相显微镜等设备，还要使用抛光粉(Cr2O3)，腐蚀剂(4%的硝酸酒精溶液)等。检测硬度的设备：硬度计

2.2 高速钢的热处理2.2.1 高速钢的退火经过锻轧后高速钢需要经过退火以消除内应力，降低硬度，便于切削加工和为淬火做好组织准备.我们使用了热处理加热炉进行退火处理，退火温度为850℃左右，保温大约3个小时以后，随炉冷却。其工艺曲线如图2-1:

2.2.2 高速钢的淬火

实验用钢退火后，将材料分割为6份，并分别以1-6编号。由于高速钢中合金元素含量和碳化物很高，钢的导热性差，为了减少工件由室温直接加热至高温所产生的内应力，减少高温开裂和脱碳的倾向，在淬火前先进行预热处理，把工件放入热处理加热炉中加热到850℃时保温30分钟，再将其中1、2号材料加热到1150℃，3、4号材料加热到1200℃，5、6号钢加热到1250℃，均保温20分钟后，再把工件迅速放入淬火用油中进行油冷。其工艺曲线分别如图2-2、2-2、2-4：

2.2.3 高速钢的回火

淬火后，讲所有试样进行3次回火，均在热处理加热炉中进行回火，回火温度为560℃，第一次回火保温时间为1.5小时，第二、三次回火保温时间为1小时，出炉空冷。回火工艺曲线如图2-5：

2.3 金相组织观察将经退火后、不同温度淬火后、回火后各个试样，均在砂轮机上把端面磨掉2-4mm，并经过从粗到细不同规格砂纸磨制和抛光后，在横截面上观察其金相组织。经过磨制抛光后，用湿棉球将表面的抛光粉轻轻擦去，然后用95％的酒精清洗吹干，接着用2-4％的硝酸酒精溶液腐蚀，在金相显微镜下观察并拍摄显微组织。在显微镜下，不能有划痕和腐蚀坑存在。

2.4 洛氏硬度测定硬度是材料抵抗表面层局部塑形变形的能力。到目前为止，唯有硬度这个参数能直接反应材料表面层以及表面耐磨层的机械与工艺特性[13]。将经退火后、不同温度淬火后、回火后各个试样在洛氏硬度计上测量出每个试样的洛氏硬度，为了减小测量误差，同一试样在相同深度处测定五次，记录数据，然后取其平均值，作出硬度曲线。

第三章 高速钢的成分及热处理特点

3.1 高速钢的合金化高速钢是含有大量多种合金元素的高碳钢。合金元素在高速钢中的作用:合金元素与碳的相互作用，合金元素与铁的相互作用，以及合金元素之间的相互作用[11]。通过合金元素的最佳比例组合，从而得到各种优良性能的协调配合，使高速钢的优异性能不断得到改善与提高[12]。3.1.1 实验用钢本实验采用通用型高速钢：W6Mo5Cr4V2，该钢是由0.8％-0.9％C，5.50％-6.75％W、4.50％-5.50％Mo、3.80％-4.40％Cr、1.75％-2.2％V等元素组成[13]。

3.1.2 碳的作用

与一般碳相仿，碳在高速钢中作用的主要机制，是碳化物的形成及转变——溶解、析出、聚集，只不过在高速钢中碳化物的类型、性质、数量与普通钢不同而已。

3.1.3 钨和钼的作用及含量

W和Mo是使高速钢具有热硬性的主要元素，称（W+2Mo）Wt%为钨当量。长期以来，一般高速钢的钨当量都取6——20%。内田宪政[14]等研究了工具的耐磨性、韧性与钨当量的关系，发现，随钨当量增加，耐磨性也增加；同时使碳化物更能充分析出，增加二次硬化效果，但当钨当量达15%以上时工具耐磨性即无明显差别，而韧性却在直线下降。这意味着钨当量有15%——16%就够了[15]，特别是对于要求较高韧性的工具，钨当量更低一些。

3.1.4镉的作用及含量

Cr是使高速钢具有更好淬透性的主要元素，长期以来，一般高速钢的镉当量都取3.80％-4.40％，用以提高高速钢的淬透性，使淬火更充分。

3.1.5钒的作用及含量

V是使高速钢在回火过程中晶粒充分细化的主要元素，W6Mo5Cr4V2钢的V含量都在1.75％-2.2％范围，在回火过程中充分细化奥氏体晶粒，使碳化物能更好的析出，加强二次硬化效果。

3.2 高速钢的热处理

3.2.1 高速钢的退火

高速钢退火其目的不仅在于降低钢的硬度，以利于切削加工，也为以后的淬火做好组织准备[]。

3.2.2 高速钢的淬火

高速钢的淬火是为了获得高合金的奥氏体，淬火后获得高合金的马氏体，这种马氏体具有高的回火稳定性。

淬火加热过程中，其组织变化包括：奥氏体的形成、碳化物的溶解和转化、以及晶粒的长大。

当加热到AC1以上的温度时，随着奥氏体的形成，开始碳化物的溶解过程。随温度的增加，溶解碳化物的数量也增加，加热过程中碳化物的溶解情况，决定了奥氏体中碳化物和合金的含量，并影响钢的晶粒度，从而影响钢的性能。

当加热到AC1以上的温度时，随着奥氏体的形成，开始碳化物的溶解过程。随温度的增加，溶解碳化物的数量也增加，加热过程中碳化物的溶解情况，决定了奥氏体中碳化物和合金的含量，并影响钢的晶粒度，从而影响钢的性能。

对淬火后硬度的影响：加热温度越高，碳化物溶解越多，增加奥氏体中固溶碳量及合金度，因此使硬度增加。与此同时，残余奥氏体也相应地增加，当碳化物溶解达到一定的数量后，硬度会下降。

对红硬性的影响：通常把红硬性作为高速钢的重要性能判据，红硬性实质是反映高速钢的抗回火软化性，红硬性取决于奥氏体的合金度，因此，淬火温度越高，碳化物溶解越多，红硬性越高。

对机械性能的影响：钢在淬火加热的过程中，随着淬火温度的升高，奥氏体晶粒逐渐长大，钢中未溶大量细小均匀的碳化物，在淬火加热过程中对晶粒的长大有阻碍的作用，碳化物溶解过多，奥氏体晶粒会迅速长大，从而使强度和韧性降低。

3.2.3 高速钢的回火

回火的目的是减少或消除淬火应力，提高韧性和塑形，获得硬度、强度、塑性和韧性的适当配合，并能稳定组织。高速钢淬火后在回火过程中发生马氏体的分解，特殊碳化物的析出和残余奥氏体的转变。随着回火温度升高，硬度略有下降，在450℃以上硬度又重新升高，550℃-570℃硬度达到最高值，在增高回火温度硬度就迅速下降。

在150℃-250℃回火时，从马氏体中开始析出渗碳体型碳化物，马氏体中含碳量有所下降，硬度略有下降。同时，淬火应力部分消除，强度和塑性略有提高。

在250℃-400℃回火时，马氏体中碳含量进一步降低，合金渗氮体继续从马氏体中析出，并沿晶界或滑移面开始聚集，钢的硬度继续下降，强度和塑性开始降低。

在400℃-500℃回火时，固溶体中合金元素含量降低，碳化物中合金元素增加，渗碳体型碳化物难以聚集，由于马氏体基体上开始析出细小分散的碳化物，硬度开始回升。

在500℃-600℃回火时，钢的硬度、强度、塑性均有提高，在550℃-600℃回火时，硬度和强度达到最大值，产生二次硬化，也称“二次淬火”。

通常结构钢或低合金刃具钢一次回火已足够，但由于高速钢的淬火组织中含有大量的残余奥氏体，其体积分数常常达到20%～25%，甚至更高[21]。因此，一次回火难以全部消除，必须经过3次回火才能使钢中的残余奥氏体降至最低含量，使钢达到最高硬度：第一次回火时，只对淬火马氏体起到了回火作用，而在回火冷却过程中，由残余奥氏体转变而来的二次马氏体尚未得到回火，与其有关的内应力尚未得到消除，在第二次回火时，二次马氏体才得到回火，钢的脆性也得到改善。第二次回火时仍会发生剩下的残余奥氏体向马氏体转变，为此，一般要进行第三次回火才能使残余奥氏体转变比较完全，达到最大的二次硬化效应[22]。

第四章.试验结果分析与讨论

经1200℃淬火后，高速钢的硬度为HRC62.5～63.5，由图4-4可知：1250℃淬火态的组织为碳化物+马氏体+大量残余奥氏体。 淬火后组织均由马氏体、碳化物及残余奥氏体组成，马氏体呈隐针状，侵蚀后呈白色。—般显微镜下观察不到马氏体针叶的轮廓(电子显徽镜下可以看到)[23]。残奥氏体侵蚀看也为白色，因此，金相上无法与马氏体进行区分。显微镜下可明显看到奥氏体的晶粒轮廓及晶粒的周围或中心分布着的碳化物颗粒，比较图4-2、4-3、4-4可知，W6Mo5Cr4V2经过不同温度的淬火后，得到的金相组织亦不完全相同。1、2号试样经1150℃淬火后，奥氏体晶粒较为细小，有大量的未溶碳化物；3、4号试样经1200℃淬火后，奥氏体晶粒较1150℃粗大，未溶碳化物数量由于温度升高充分溶解于奥氏体而显著减少；而5、6号试样经1250℃淬火后碳化物随着淬火温度的升高，奥氏体晶粒逐渐长大，钢中未溶的细小碳化物，对晶粒长大起机械阻碍作用，当温度继续升高时，碳化物因大量溶解而减少，使阻碍晶粒长大的作用减弱，晶粒长大倾向严重所以出现粗大奥氏体晶粒，而残余奥氏体量较1、2、3、4号试样有所增多，而且还出现了局部过热。随着加热温度的升高，碳化物逐渐溶解，奥氏体基体的合金度也逐渐增高。淬火后，马氏体中碳与合金元素的过饱和度增大，回火时，弥散析出大量的碳化物，使钢产生显著的二次硬化效果。但随着基体中合金元素的增加，马氏体点随着降低，因而淬火后残余奥氏体量随着淬火温度的升高而增加。总之，选择尽可能高的淬火温度，使尽可能多的残余碳化物溶解，随后回火时有尽可能多的碳化物析出，从而获得尽可能高的室温硬度与红硬性。但是高的淬火温度使钢的韧性下降。因此，淬火加热温度的选择应取在不使奥氏体的晶粒明显长大的条件下，能最大显得地使碳及合金元素溶入奥氏体的温度[20]。

第五章 结论

（1）当淬火温度为1150℃时，由于淬火温度较低，碳化物溶解不充分，高温回火时碳化物呈条状及不规则的块状，只有少量碳化物的弥散析出，不能形成二次硬化

（2）1250℃淬火后因为温度过高出现粗大奥氏体晶粒、大量的残余奥氏体及局部过热，所以硬度反而降低，三次高温回火后碳化物呈颗粒状弥散析出产生二次硬化，所以硬度升高，但析出碳化物的数量较少，并且存在较多残余奥氏体所以硬度较1200℃时低，平均硬度为HRC64.5。（3）W6Mo5Cr4V2以1200℃淬火后，组织最好，碳化物充分溶解于奥氏体中，淬火后得到的马氏体合金元素含量高，且奥氏体晶粒没有发生明显长大，所以具有较高的硬度。因此W6Mo5Cr4V2最佳淬火加热温度为1200℃。（4）W6Mo5Cr4V2以1200℃淬火后经过3次560℃高温回火，得到的组织均匀，大量的碳化物呈颗粒状弥散析出，硬度较高。

谢谢各位老师的指导