機械設計制造及其自動化畢業(yè)設計-拉刀的熱處理強韌化工藝試驗

1、<p><b>　　本科畢業(yè)論文</b></p><p><b>　?。?0 屆）</b></p><p>　　拉刀的熱處理強韌化工藝試驗</p><p><b>　　誠信聲明 </b></p><p>　　本人鄭重聲明：本論文及其研究工作是本人在指導教師的指導下

2、獨立完成的，在完成論文時所利用的一切資料均已在參考文獻中列出。</p><p>　　本人簽名： 年 月 日</p><p><b>　　畢業(yè)設計任務書</b></p><p>　　設計題目： 拉刀的熱處理強韌化工藝試驗 &l

3、t;/p><p>　　1．設計的主要任務及目標</p><p>　　設計的主要任務：針對拉刀在使用中常常由于崩刃或不耐磨而造成早期失效，選用拉刀常用鋼種M2進行熱處理工藝試驗，檢測淬火、回火及紅硬性，觀察在不同溫度下淬火后晶粒度，確定能達到目標硬度值且組織良好的熱處理工藝。</p><p>　　設計目標：通過熱處理試驗，研究不同淬火溫度對M2高速鋼材料的淬、回火硬度、紅

4、硬性的影響，綜合分析確定其最佳熱處理工藝參數(shù)。</p><p>　　2．設計的基本要求和內(nèi)容</p><p>　?。?）了解高速鋼研究的背景，目的及意義；</p><p>　?。?）了解高速鋼熱處理使用設備工藝的過程及作用；</p><p>　?。?）掌握金相顯微鏡的原理、操作，了解其注意事項；</p><p>　　（

5、4）觀察分析M2高速鋼的微觀組織；</p><p>　　（5）通過實驗收集數(shù)據(jù)，分析M2高速鋼的合理熱處理工藝參數(shù)；</p><p><b>　　3．主要參考文獻</b></p><p>　　[1] 李正邦. 發(fā)展我國高速鋼的戰(zhàn)略. 中國鎢業(yè), 2004, 19（5）: 1-7. </p><p>　　[2] 趙鐵成.

6、W9Mo3Cr4V鋼的強韌化處理. 特殊鋼, 1990（3）: 56-60. </p><p>　　[3] 戚正風. 高速鋼的紅硬性[J]. 金屬熱處理學報, 2001, （12）: 8-10.</p><p>　　[4] 國家機械工業(yè)委員會. 金相組織基礎知識. 北京: 機械工業(yè)出版社, 1988.</p><p><b>　　4．進度安排</b&

7、gt;</p><p>　　拉刀的熱處理強韌化工藝試驗</p><p>　　摘要:拉刀，用于拉削的成形刀具。刀具表面上有多排刀齒，各排刀齒的尺寸和形狀從切入端至切出端依次增加和變化。制造拉刀的材料高速鋼，高速鋼是一種具有高硬度、高耐磨性和高耐熱性的工具鋼。該鋼因其獨特的冶金成分和后續(xù)熱處理所獲得的優(yōu)異的切削性能，引起了機床與工具制造業(yè)的革命性變革，推動了工業(yè)的發(fā)展和社會的進步。在當今新經(jīng)濟

8、時代，高速鋼仍然保持著其在制造業(yè)中基礎工具材料的地位，而且在模具及結(jié)構(gòu)材料等方面的應用日益廣泛，所以高速鋼的發(fā)展仍然受到人們的關(guān)注。20世紀70年代后期我國鉬礦得到大量開采，于是W-Mo系鋼迅速開發(fā)代替W系鋼，在高速鋼生產(chǎn)中占了主導地位，其中主要鋼號為W6Mo5Cr4V2，是世界最通用的高速鋼M2。本課題是對M2系列高速鋼的熱處理工藝進行研究，課題來源于太原工具廠。對M2高速鋼熱處理工藝的研究，主要是通過淬火回火以及高溫回火試驗，研究一

9、種正確的熱處理工藝方法，以使其能得到高回火溫度和高紅硬性。</p><p>　　關(guān)鍵詞：拉刀，M2高速鋼，含碳量，紅硬性，熱處理工藝</p><p>　　Heat treatment process for the strength test of broach</p><p>　　Abstract:Broach, forming cutting tools are

10、 designed for broaching. Blade cutting tool on the surface of how row, each row of the size and shape of the blade to cut out from the cut end end, in turn, increase and change. The material pull a knife is made of high

11、speed steel, high speed steel is a kind of high hardness, high wear resistance and high heat resistance of tool steels. The steel because of its unique composition of metallurgy and subsequent heat treatment of excellent

12、 cutting performan</p><p>　　Keywords: broach, the M2 high speed steel, carbon contents, heat treatment process</p><p><b>　　目 錄</b></p><p><b>　　1 前言1</b><

13、;/p><p>　　1.1 課題的背景及意義1</p><p>　　1.2拉刀在現(xiàn)代化制造業(yè)中的情況2</p><p>　　1.2.1 拉刀的地位及使用中會出現(xiàn)的問題2</p><p>　　1.2.2拉刀材料的選擇2</p><p>　　1.2.3 拉刀對高速鋼質(zhì)量方面的要求3</p><p&

14、gt;　　1.3 高速鋼的發(fā)展及應用狀況3</p><p>　　1.3.1 我國高速鋼的發(fā)展狀況3</p><p>　　1.3.2 質(zhì)量水平與國外相比5</p><p>　　1.4 高速鋼的組織特點5</p><p>　　1.5 高速鋼M26</p><p>　　1.6 本課題的研究內(nèi)容7</p>

15、;<p>　　2 M2高速鋼的組織性能特點8</p><p>　　2.1 M2高速鋼的成分特點8</p><p>　　2.1.1 碳在鋼中的影響8</p><p>　　2.1.2 鎢在鋼中的影響8</p><p>　　2.1.3 鉬在鋼中的影響9</p><p>　　2.1.4 鉻在鋼中的影響

16、9</p><p>　　2.1.5 釩在鋼中的影響10</p><p>　　3熱處理的工藝過程11</p><p>　　3.1 淬火工藝曲線的確定11</p><p>　　3.2 高速鋼熱處理工藝的特點11</p><p>　　3.3熱處理工藝主要步驟及其意義12</p><p>　　

17、3.3.1 鋼的預熱12</p><p>　　3.3.2 鋼的淬火12</p><p>　　3.3.3 鋼的回火12</p><p>　　3.3.4 鋼的正火13</p><p>　　3.3.5 鋼的退火13</p><p>　　4 試驗條件與方法14</p><p>　　4.1 試

18、驗材料14</p><p>　　4.2 試樣編號15</p><p>　　4.3 試驗儀器與設備15</p><p>　　4.3.1 淬火工藝設備15</p><p>　　4.3.2 回火工藝設備15</p><p>　　4.3.3 其他各種設備15</p><p>　　4.4 工藝

19、試驗方法16</p><p>　　4.4.1 淬火工藝試驗方法16</p><p>　　4.4.2 回火工藝試驗方法17</p><p>　　4.4.3 高溫回火工藝試驗18</p><p>　　5試驗結(jié)果與分析19</p><p>　　5.1 M2淬火組織觀察19</p><p>

20、;　　5.1.1 M2淬火組織金相檢驗19</p><p>　　5.1.2淬火組織金相圖片19</p><p>　　5.1.3 碳化物的分布21</p><p>　　5.1.4 奧氏體晶粒大小21</p><p>　　5.1.5 M2淬火試樣硬度測定結(jié)果與分析22</p><p>　　5.1.6 淬火組織分析

21、23</p><p>　　5.2 M2高速鋼試樣回火硬度的檢驗24</p><p>　　5.3 淬火溫度對紅硬性的影響25</p><p>　　5.3.1 600℃×4h高溫回火硬度檢測25</p><p>　　5.3.2 高溫回火前后硬度的變化26</p><p><b>　　結(jié)

22、論28</b></p><p><b>　　參考文獻29</b></p><p><b>　　致 謝31</b></p><p><b>　　附 錄32</b></p><p><b>　　1 前言</b></p>

23、<p>　　1.1 課題的背景及意義</p><p>　　拉刀用于拉削的成形刀具。刀具表面上有多排刀齒，各排刀齒的尺寸和形狀從切入端至切出端依次增加和變化。當拉刀作拉削運動時，每個刀齒就從工件上切下一定厚度的金屬，最終得到所要求的尺寸和形狀。拉刀常用于成批和大量生產(chǎn)中加工圓孔、花鍵孔、鍵槽、平面和成形表面等，生產(chǎn)率很高。</p><p>　　拉刀切削形勢屬于封閉式切削，軸向承

24、受很大的拉力，同時齒部受到很大摩擦力而產(chǎn)生熱量，在使用過程中，由于材料材質(zhì)不均勻、硬度的過高或過低、刃磨質(zhì)量差等原因，經(jīng)常會出現(xiàn)崩刃或不耐磨造成早期失效的現(xiàn)象。</p><p>　　根據(jù)拉刀的使用背景及其損壞形式，本課題主要針對拉刀的材料（M2高速鋼）進行熱處理工藝研究，主要是通過淬火回火以及高溫回火試驗，研究一種正確的熱處理工藝方法，以使其能得到高回火溫度和高紅硬性，綜合分析確定其最佳熱處理工藝參數(shù)。</

25、p><p>　　高速鋼是刀具的主要材料，高速 鋼已問世一百多年，因其獨特的冶金成分和后續(xù)熱處理所獲得的優(yōu)異的切削性能，引起了機床與工具制造業(yè)的革命性變革，推動了工業(yè)的發(fā)展和社會的進步。直至今日，高速鋼在制造業(yè)中仍然有著基礎工具材料的地位，并在模具及結(jié)構(gòu)材料等方面的應用日益廣泛，所以高速鋼的發(fā)展仍然受到人們的關(guān)注。</p><p>　　在我國，由于高速鋼中含有的主要合金元素W、Mo、V等蘊藏豐富

26、，因此生產(chǎn)高速鋼的條件十分有利。經(jīng)過半個多世紀的努力，國產(chǎn)高速鋼的數(shù)量已居世界之首，通用理論研究、新產(chǎn)品開發(fā)、新技術(shù)應用、實驗方法及刀具熱處理方面也取得了豐碩的成果。</p><p>　　在新型高速鋼種的研究與開發(fā)中，焦點問題是解決高速鋼的硬度與其脆性之間的矛盾。硬度的提高和加入的合金元素均使高速鋼的脆性增大。因此人們努力的主要目標就是在提高高速鋼硬度的同時設法降低其脆性。</p><p>

27、;　　1.2拉刀在現(xiàn)代化制造業(yè)中的情況</p><p>　　1.2.1 拉刀的地位及使用中會出現(xiàn)的問題</p><p>　　拉削在現(xiàn)代機械制造業(yè)中，應用日漸增多，這不僅是由于其加工精度高而且切削效率高，操作也簡便。經(jīng)過拉削的表面，一般具有3級精度和光潔度p4—p6，如果經(jīng)過精拉削，則可達二級精度和光潔度p7—p9。</p><p>　　拉刀上排列著許多齒刃，由于切削

28、幅度很寬，所以即使在小的進刀量情況下，其切削阻力也很大。拉削不同金屬材料時，每一個刀刃上的平均進刀量和切削阻力的關(guān)系。由于切削阻力甚大，為了保證拉削工件的精度以及拉刀切削壽命，一般都是采用低速拉削。其拉削速度為V=2—9米/分，而拉削有色金屬，V=15米/分。拉刀在拉削過程中，軸向承受很大的拉力，同時齒部因受很大的摩擦力而產(chǎn)生熱量，所以拉刀除了同一般刀具一樣具有高的硬度和一定的熱硬性外，還要求有足夠的強度。因此對拉刀要求齒刃鋒利耐磨、軸

29、向變形小、強度大。</p><p>　　拉刀上排列著許多齒刃，由于切削幅度很寬，所以即使在小的進刀量的情況下，其切削阻力也很大。所以，在使用過程中，由于材料材質(zhì)不均勻、硬度的過高或過低、刃磨質(zhì)量差等原因，經(jīng)常會出現(xiàn)崩刃或不耐磨造成早期失效的現(xiàn)像[24]。</p><p>　　1.2.2拉刀材料的選擇</p><p>　　拉刀材料，主要是根據(jù)被拉削的金屬材料而定。一

30、般采用各種高速鋼制造，只有少數(shù)拉削有色金屬的拉刀，采用合金工具鋼。在高速鋼拉刀中，用料也不相同。拉削普通鋼材，采用的是通用型高速鋼，即18-4-1 鋼或6-5-4-2 鋼。當拉削一些難切削金屬時，則采用超硬高速鋼。最近國外有人用硬質(zhì)合金作拉刀，主要是適用于拉削速度高的場合。我國一些機械工廠，為了拉削鐵基高溫合金，如GH132或GH135等鋼種，除了使用國產(chǎn)新型高速鋼W6Mo5Cr4V2Al、W9Cr4V5Co3外，還使用M41、M42等

31、超硬高速鋼。</p><p>　　1.2.3 拉刀對高速鋼質(zhì)量方面的要求</p><p>　　實踐證明，高速鋼的質(zhì)量對拉刀的切削壽命影響很大。據(jù)文獻介紹，在同樣切削條件下，有的拉刀可以拉削萬件以上工件，而有的拉刀，僅僅拉削幾十件工件就要修磨甚至要報廢。當然影響拉刀切削性能的因素是多方面的。但是在熱處理工藝正確，而且?guī)缀纬叽绶显O計要求的情況下，凡是切削性能好的拉刀，其碳化物的分布都比較均勻

32、；凡是崩刃，耐磨性能差的拉刀，其中有95%是碳化物偏析嚴重。所以對制造拉刀的高速鋼碳化物偏析級別的要求比較嚴格。國內(nèi)各廠一般都控制在表1.2.1的范圍內(nèi)。對于齒輪刀具，是采用鍛造方法以改善其碳化物的不均勻度。但對于制造拉刀的鋼材，目前只能根據(jù)下表來選擇鋼材[23]。</p><p><b>　　表1.2.1</b></p><p>　　1.3 高速鋼的發(fā)展及應用狀況&

33、lt;/p><p>　　1.3.1 我國高速鋼的發(fā)展狀況</p><p>　　眾所周知，多年來我國是世界鎢礦儲量最大、開采與出口最多的國家。1918年在大連鋼廠已能生產(chǎn)少量高速鋼，但發(fā)展緩慢。新中國成立后，高速鋼得到迅速發(fā)展：1960年年產(chǎn)高速鋼材5111t，1965年12003t，1971年19000t，已是世界高速鋼生產(chǎn)大國。1989年達到最高年產(chǎn)33350t，其后大約在年產(chǎn)3萬t，居于世

34、界前列。我國高速鋼絕大多數(shù)用小型（15t以下）電弧爐冶煉。采用扁模鑄錠是我國的特點，鋼水凝固速度比同等截面的方型或圓錠型快，因而改善了鑄態(tài)組織，使鋼材的碳化物質(zhì)量有明顯改善。直徑150mm以上的大型材采用電渣重熔大鋼錠，經(jīng)快鍛壓機或精煅機開坯后再煅軋成材。還有采用感應爐-電渣重熔工藝生產(chǎn)高速鋼鋼帶與小型材，冶金質(zhì)量較好，也是特殊經(jīng)驗[1]。</p><p>　　20世紀80年代初期，為節(jié)約用鉬量以及改進W18Cr

35、4V與M2鋼各自存在的缺點，我國自行研制了W9Mo3Cr4V鋼，經(jīng)過短短的5~10年時間，該鋼得到了迅速發(fā)展，曾達到全國高速鋼總產(chǎn)量的1/3以上。研制W9Mo3Cr4V鋼成功地達到在盡量少用鉬的前提下，改善W18Cr4V鋼碳化物的冶金質(zhì)量及熱塑性，以滿足四輥扭軋鉆頭的需要，同時也改善了M2鋼易脫碳、淬火過熱敏感與磨削性較差的缺點。此三種通用高速鋼在使用性能上基本居同一水平，但從碳化物質(zhì)量上看，M2鋼最細小均勻，W9Mo3Cr4V鋼次之，

36、W18Cr4V較差，這與其鎢、鉬的含量不同有關(guān)。市場上鎢、鉬、釩的供應與價格情況常有波動，因此根據(jù)實際需要，3種通用高速鋼均可供不同的選擇[1]。</p><p>　　我國鈷資源較缺，價格昂貴，因此含鈷高速鋼生產(chǎn)很少。這種高性能超硬高速鋼在歐美各國占高速鋼總量的20%~25%，在我國則不及1%，因此長期不能滿足工具行業(yè)制造高性能刀具的需要。為此，我國在無鈷低鈷高速鋼方面一直進行著大量的科研工作，其中成果顯著的首推

37、W6Mo5Cr4V2Al（簡稱M2Al）鋼。它是含1%鋁的高碳M2鋼，在某些場合可以代替相同V%級別的含鈷超硬型高速鋼如M42，部分刀具曾出口美國，受到歡迎。我國自行研制Co3N（W8Mo5Cr4VCo3N，W12Mo3Cr4VCo3N）和W9Co5（W9Mo3Cr4VCo5），其含釩量皆為1%級，超硬，易磨，雖含鈷3%和含鈷5%，但是在很多場合，尤其是在制作精密刀具和加工難切削材料時，可以代替當前國際市場銷量最大的高性能高速鋼M42（

38、8%Co）使用。我國盛產(chǎn)釩，但是由于磨料工業(yè)落后，高釩高速鋼得不到應用。國外單晶剛玉砂輪或立方氮化硼砂輪早已用于3%釩以上的高釩高速鋼，收到良好效果。我國研制的含3%釩就是這類無鈷高釩超硬高速鋼[10]。</p><p>　　1.3.2 質(zhì)量水平與國外相比</p><p>　　目前我國雖然是高速鋼生產(chǎn)大國，但是與世界生產(chǎn)先進國家，如奧地利、法國、日本等國家相比在生產(chǎn)技術(shù)與產(chǎn)品的質(zhì)量上有較大

39、的差距。我國原國有特殊鋼企業(yè)的產(chǎn)品質(zhì)量處于世界中上水平，與俄羅斯、捷克大體相當。但原特鋼廠產(chǎn)量現(xiàn)在僅僅占國內(nèi)9.36%。新興的民營企業(yè)占較大的份額，但相對來說，這些企業(yè)工藝裝備、檢測手段、技術(shù)水平參差不齊。具體表現(xiàn)在：表面質(zhì)量差、尺寸精度低、化學成分不均勻、碳化物顆粒度與不均勻的差距、國產(chǎn)M42夾雜物少、缺少高檔次產(chǎn)品、缺乏嚴格的國家標準與廠控標準[1]。</p><p>　　我國的高速鋼冶金質(zhì)量不亞于進口的國外

40、著名廠的產(chǎn)品。但是由于軋機精度差，精整設備落后，相當多的產(chǎn)品的公差精度與表面質(zhì)量不如進口材，差距較大。我國富有鎢、鉬、釩資源，生產(chǎn)高速鋼具有很大的優(yōu)勢。如前所述，20世紀70年代以前，我國生產(chǎn)的通用型高速鋼主要是高W系鋼W18Cr4V。由于國內(nèi)四輥扭軋鉆頭生產(chǎn)工藝興起，迫切要求使用熱塑性好的W-Mo系高速鋼，工具制造廠對高速鋼碳化物顆粒度細化和分布均勻度的要求也越來越高，再加上20世紀70年代后期我國鉬礦得到大量開采，于是W-Mo系鋼迅

41、速開發(fā)代替W系鋼，在高速鋼生產(chǎn)中占了主導地位，其中主要鋼號為W6Mo5Cr4V2，是世界最通用的高速鋼M2[10]。</p><p>　　在低合金高速鋼中，我國首先成功地使用1%硅。由于能使鋼在熱處理時均勻細化碳化物顆粒，含硅高速鋼也有較高的淬、回火硬度和紅硬性，也具有良好的機加工工藝性能和良好的耐磨性，且硅作為合金元素價格低廉，儲量豐富，在一定程度上也提高了我國高速鋼在國際高速鋼領域的競爭力[11]。</

42、p><p>　　1.4 高速鋼的組織特點</p><p>　　高速鋼屬于萊氏體類鋼。鑄態(tài)狀態(tài)下的組織是由骨骼狀的共晶萊氏體、隱針狀馬氏體、奧氏體以及δ相共析產(chǎn)物——黑色組織（屈氏體及索氏體混合組織）所組成。鑄造高速鋼內(nèi)碳化物有三種類型：共晶萊氏體中的初生碳化物、冷卻時由奧氏體析出的次生碳化物，以及在珠光體轉(zhuǎn)變時所形成的共析碳化物。</p><p>　　高速鋼鋼錠經(jīng)鍛軋及

43、退火后，金相組織為δ及碳化物。隨著熱壓力加工變形量的不同，鋼中共晶碳化物的破碎程度和分布也有所不同。如果在鋼的橫截面上進行金相觀察，碳化物多為粒狀均勻分布或略有堆積。如果從縱向進行觀察，碳化物常呈帶狀或網(wǎng)狀分布。這稱為碳化物不均勻性或碳化物偏析[12]。</p><p>　　高速鋼淬火狀態(tài)的組織應為淬火馬氏體、粒狀碳化物及殘余奧氏體。馬氏體呈隱針狀，只有在過熱的組織中有時才能看到針狀。在經(jīng)淬火并侵蝕的金相試樣下，

44、可明顯地看出奧氏體晶界，在晶粒周圍或中心分布著粒狀的碳化物。淬火后鋼的組織中有較多的殘余奧氏體（約占20%~30%），通常在顯微鏡下不能識別。奧氏體晶粒大小隨淬火加熱溫度及保溫時間等而變化，其中與加熱溫度的關(guān)系更為密切。隨著加熱溫度的升高，奧氏體晶粒也增大。淬火后的鋼具有適當?shù)木Я６纫话阍?00倍放大下，晶粒度相當于高速鋼奧氏體晶粒度參考圖8號~10號為最適宜。如果晶粒太大，這是過熱的表現(xiàn)，鋼的機械性能降低。晶粒太小則是由于加熱不足，使

45、鋼的硬度及熱硬性差[13]。</p><p><b>　　1.5 高速鋼M2</b></p><p>　　該鋼因其獨特的冶金成分和后續(xù)熱處理所獲得的優(yōu)異的切削性能，引起了機床與工具制造業(yè)的革命性變革，推動了工業(yè)的發(fā)展和社會的進步。在當今新經(jīng)濟時代，高速鋼仍然保持著其在制造業(yè)中基礎工具材料的地位，而且在模具及結(jié)構(gòu)材料等方面的應用日益廣泛，所以高速鋼的發(fā)展仍然受到人們的關(guān)

46、注。</p><p>　　20世紀70年代后期我國鉬礦得到大量開采，于是W-Mo系鋼迅速開發(fā)代替W系鋼，在高速鋼生產(chǎn)中占了主導地位，其中主要鋼號為W6Mo5Cr4V2，是世界最通用的高速鋼M2。其化學成分</p><p>　　碳 C ：0.80～0.90(允許偏差:±0.01)</p><p>　　硅 Si：0.20～0.45(允許偏差:±0.0

47、5)</p><p>　　錳 Mn：0.15～0.40(允許偏差:+0.04)</p><p>　　硫 S ：≤0.030</p><p>　　磷 P ：≤0.030</p><p>　　鉻 Cr：3.80～4.40(允許偏差:±0.05)</p><p>　　鎳 Ni：允許殘余含量≤0.30</p&g

48、t;<p>　　銅 Cu：允許殘余含量≤0.25</p><p>　　釩 V ：1.75～2.20(允許偏差:±0.05)</p><p>　　鉬 Mo：4.50～5.50(允許偏差:尺寸≤6,±0.05;尺寸>6,±0.10)</p><p>　　鎢 W ：5.50～6.75(允許偏差:尺寸≤10,±0.

49、10;尺寸>10,±0.20)</p><p>　　1.6 本課題的研究內(nèi)容</p><p>　　本課題來源于太原工具廠。針對拉刀在使用中常常由于崩刃或不耐磨而造成早期失效，選用拉刀常用鋼種M2進行熱處理工藝試驗，檢測淬火、回火及紅硬性，觀察在不同溫度下淬火后晶粒度，確定能達到目標硬度值且組織良好的熱處理工藝。</p><p>　　2 M2高速鋼的組

50、織性能特點</p><p>　　2.1 M2高速鋼的成分特點</p><p>　　M2各合金元素的具體成分百分含量如下表2.1.1：</p><p>　　表2.1.1 傳統(tǒng)國內(nèi)通用M2鋼的主要成分</p><p>　　2.1.1 碳在鋼中的影響</p><p>　　高速鋼二次硬化等基本性能，是碳與各碳化物形成元素組成各

51、種碳化物所產(chǎn)生的。高速鋼的含碳量起著重要的作用，當含碳量較低時，不能保證形成足夠數(shù)量的復合碳化物，因而，在淬火加熱時，溶入固溶體的碳和合金元素減少，降低了高速鋼的硬度、紅硬性和耐磨性。當含碳量偏高時，碳化物數(shù)量增加，加熱時奧氏體中碳和合金元素的濃度增高，使淬火后鋼的硬度和紅硬性提高。但另一方面由于含碳量較高，也帶來不良影響，如鋼中碳化物不均勻性增大，塑性降低，工藝性變差，鍛造容易產(chǎn)生開裂；由于含碳量較高，降低了鋼的熔點和Ms線，所以工件

52、在淬火時易出現(xiàn)過熱或過燒，并增大了殘余奧氏體的量。一般對于含碳較高的高速鋼，熱處理加熱溫度應適當降低[15]。</p><p>　　2.1.2 鎢在鋼中的影響</p><p>　　鎢是賦予高速鋼紅硬性的主要元素，能形成多種碳化物，如WC、（Fe·W）3C、（Fe·W）6C等。主要是以（Fe·W）6C為主。鋼在淬火加熱時，（Fe·W）6C等很難溶解，從

53、而對晶粒長大起阻礙作用。因此可以用較高的淬火加熱溫度以提高奧氏體的合金度，使熱處理后獲得高的性能。未溶解的碳化物具有極高的硬度，增加鋼的耐磨性。</p><p>　　在回火過程中，析出鎢的碳化物，如W2C和（Fe·W）6C等，彌散分布于馬氏體基體上，與釩的碳化物一起產(chǎn)生鋼的二次硬化效應。</p><p>　　溶入固溶體的鎢，既能提高回火時馬氏體的分解溫度，又能阻礙鐵原子的擴散，故

54、提高了鋼的回火穩(wěn)定性，鋼加熱到600~625℃時，鋼中的馬氏體仍較穩(wěn)定，所以使鋼具有較高的紅硬性。鎢強烈的降低鋼的導熱性，所以鍛造時，加熱速度應該較緩慢，保溫時間應充分，停鍛溫度較高，防止鍛件開裂[14]。</p><p>　　2.1.3 鉬在鋼中的影響</p><p>　　鉬也是碳化物形成元素，在鋼中形成與鎢相似的多種碳化物。鉬和鎢是同族元素，晶體結(jié)構(gòu)和原子半徑相近，化學性質(zhì)類似，在高速

55、鋼中的作用也相似。所以可以用鉬來替代鎢，按原子百分數(shù)計，1%的鉬可替代1%的鎢，按重量百分數(shù)計，1%的鉬可替代2%的鎢。鉬在提高鋼的強度、產(chǎn)生二次硬化、提高紅硬性和淬透性方面的作用都與鎢相似。鉬能降低高速鋼結(jié)晶時的包晶反應溫度，從而使鑄態(tài)組織中的萊氏體較鎢系高速鋼細小，鍛軋后碳化物不均勻性較重，提高了鋼的熱塑性。鉬的主要碳化物（Fe·Mo）6C溶解于奧氏體中的溫度比（Fe·W）6C為低，所以淬火時晶粒易于長大，過熱敏

56、感性高，淬火加熱溫度較窄，含鉬量增加，鋼的氧化脫碳傾向也隨之增加。鉬的還有一個不良作用是它能使低合金鉬鋼發(fā)生石墨化的傾向[14]。</p><p>　　2.1.4 鉻在鋼中的影響</p><p>　　鉻的主要作用是提高鋼的淬透性，其為碳化物形成元素，在高速鋼鋼中以Cr23C6為主，淬火加熱時，鉻幾乎全部溶于奧氏體中，提高了奧氏體的穩(wěn)定性，增大了鋼的淬透性[14]。</p>&

57、lt;p>　　鉻有較強的形成復合碳化物的傾向，易溶入鎢、鉬碳化物中，有利于防止鎢、鉬的碳化物轉(zhuǎn)化為穩(wěn)定的WC和MoC，而以M6C型碳化物存在于鋼中。在淬火加熱時，M6C型碳化物比WC、MoC易溶于奧氏體，增加了奧氏體的合金度，從而增加了鋼的紅硬性。鉻還能提高鋼的抗氧化脫碳和抗腐蝕能力。如鉻量過低，將降低鋼的淬透性，但含鉻量過高，會降低鋼的Ms點，使殘余奧氏體增加，淬火硬度較低，并由于殘余奧氏體具有較大的穩(wěn)定性，使回火增加困難。&l

58、t;/p><p>　　鉻在鋼中的缺點主要有：①鉻是顯著提高鋼的脆性轉(zhuǎn)變溫度；②鉻能促進鋼的回火脆性。</p><p>　　2.1.5 釩在鋼中的影響</p><p>　　釩也是形成高速鋼紅硬性的主要元素之一，也是碳化物形成元素，形成穩(wěn)定的VC，回火過程中VC以細小質(zhì)點彌散析出，形成高速鋼的二次硬化，其作用比鎢強。溶入固溶體中的鎢，可提高馬氏體的抗回火穩(wěn)定性，所以兩者是不

59、能相互替代的。鋼的含釩量增加，其紅硬性和耐磨性則隨之提高。但由于刀具本身的耐磨，也給刀具制造過程中的磨加工增加困難。高速鋼中含釩量一般1%~5%[14]。</p><p><b>　　3熱處理的工藝過程</b></p><p>　　3.1 淬火工藝曲線的確定</p><p>　　下圖是為高速鋼熱處理而繪制的工藝曲線圖，見圖3.1。</p&

60、gt;<p>　　圖3.1 M2高速鋼熱處理工藝曲線</p><p>　　3.2 高速鋼熱處理工藝的特點</p><p>　　第一，必須預熱，高速鋼含有大量的合金元素，塑性差。如將工件由室溫直接加熱到1200℃以上的淬火溫度，易引發(fā)變形及裂開。預熱可縮短高溫加熱時間，有利于防止工價的氧化脫碳。第二淬火加熱溫度非常高，一般在1200℃-1300℃。因為高速鋼含有大量的難溶合金碳

61、化物，他們?nèi)芙鉁囟群芨?，直到接近鋼的熔化溫度時，還有部分未溶解。加熱溫度越高，碳化物溶入奧氏體越多，淬火后馬氏體中的合金越多，馬氏體的硬度越高，回火后得到高的紅硬性。但淬火溫度也不能太高，否則晶粒變得粗大，使高速鋼脆性增加。第三，回火溫度高，回火次數(shù)多。高速鋼一般在二次硬化峰值溫度或稍高一些溫度（550℃-570℃）下回火，保證得到高的硬度和紅硬性。并且進行多次回火，主要目的是為了消除大量的殘余奧氏體?；鼗疬^程中，從殘余奧氏體中析出合金

62、碳化物，是奧氏體中的合金含量減少，而使馬氏體轉(zhuǎn)變點Ms上升，并在回火冷卻中，一部分奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，硬度提高，稱為二次淬火。高速鋼淬火后含有的殘余奧氏體大約為20﹪-25﹪，第一次回火后仍有10﹪左右殘余[24]。</p><p>　　3.3熱處理工藝主要步驟及其意義</p><p>　　3.3.1 鋼的預熱</p><p>　　預先加熱到制定溫度。預熱可以減小內(nèi)

63、外溫差，降低熱應力，減少因熱應力導致的變形和開裂；減少工件在高溫區(qū)的加熱時間，減少氧化脫碳傾向，并減小高溫停留的變形；有預熱烘烤的作用，防止因工件表面有水入鹽爐，發(fā)生爆炸；對于在高溫區(qū)加熱時間比較長的工件，可以防止工件表面出現(xiàn)粗晶和混晶。</p><p>　　3.3.2 鋼的淬火</p><p>　　淬火時將鋼加熱到臨界溫度以上，保持一段時間，然后很快的放入淬火中，使其溫度驟然降低，以大于

64、臨界冷卻速度的速度冷卻，而獲得以馬氏體為主的不平衡組織的熱處理方法，淬火能增加鋼的強度和硬度，單減少其塑性。淬火中常用的淬火劑有：水、油、堿水和鹽類溶液等。</p><p>　　3.3.3 鋼的回火</p><p>　　將已經(jīng)淬火的鋼重新加熱到一定溫度，再用一定方法冷卻稱為回火其目的是消除淬火產(chǎn)生的內(nèi)應力，降低硬度和脆性，以取得預期的力學性能，回火分為高溫回火、中溫回火和低溫回火三類。回火

65、多與淬火、正火配合使用。調(diào)質(zhì)處理：淬火后高溫回火的熱處理方法。高溫回火指在500-650℃之間進行回火。調(diào)質(zhì)可以使鋼的性能，材質(zhì)得到很大程度的調(diào)整，起強度、塑性和韌性都較好，具有良好的中和機械性能。</p><p>　　3.3.4 鋼的正火</p><p>　　證火是將鋼加熱到臨界溫度以上，是鋼全部轉(zhuǎn)為均勻的奧氏體，然后在空氣中自然冷卻的熱處理方法。它能消除過共析鋼的網(wǎng)狀滲碳體，對于亞共析

66、鋼正火細化晶格，提高綜合力學性能，對要求你不高的零件用正火代替退火工藝是比較經(jīng)濟的。</p><p>　　3.3.5 鋼的退火</p><p>　　將鋼加熱到一定的溫度并保溫一段時間，然后使它慢慢冷卻，稱為退火。鋼的退火是將鋼加熱到發(fā)生相變或部分相變的溫度，經(jīng)過保溫后緩慢冷卻的熱處理方法。退火的目的，是為了消除組織缺陷，改善組織成分均勻化以及細化晶粒，提高鋼的力學性能，減少殘余應力：同時可

67、降低硬度，又提高塑性和韌性，改善切削加工性能。所以退火為了消除和改善前道工序遺留的組織缺陷和內(nèi)應力，又為后續(xù)供需做好準備，故退火屬于半成品熱處理，又稱預先熱處理。</p><p><b>　　4 試驗條件與方法</b></p><p><b>　　4.1 試驗材料</b></p><p>　　試樣的制備：本實驗試樣材料為太

68、原工具廠提供的河冶M2高速鋼材料，試樣取自Φ80mm、厚度為8mm的熱軋圓鋼，在實驗前經(jīng)切削加工成如圖4.1所示的淬火試樣。其中扇形試樣18塊。</p><p><b>　　圖 4.1</b></p><p><b>　　圖 4.2</b></p><p>　　4.2 試樣編號 </p><p>

69、;　　試樣共18塊，平均分成6組，每組3個試樣，每組采用不同的標記識別。</p><p>　　4.3 試驗儀器與設備</p><p>　　4.3.1 淬火工藝設備</p><p>　　（1）電極鹽浴爐（預熱爐），編號RL-019，型號ZUSG-120，爐膛尺寸：300mm×350mm×550mm，電極頂埋。</p><p>

70、;　　（2）電極鹽浴爐（中溫加熱爐），編號RL-018，型號ZUSG-150， 爐膛尺寸：300mm×350mm×550mm，電極頂埋。</p><p>　?。?）電極鹽浴爐（高溫加熱爐），編號RL-017，型號TSJN-125/0.5，爐膛尺寸：300mm×350mm×550mm，電極頂埋。</p><p>　?。?） 電極鹽浴爐（一次冷卻爐），編

71、號RL-016，型號ZUSG-120，爐膛尺寸900mm×600mm×600mm,電極插入式。</p><p>　?。?）熱水清洗槽，編號RQ-145。</p><p>　　4.3.2 回火工藝設備</p><p>　　硝鹽爐（回火爐），編號RL-028，型號TSH-80/0.5，爐膛尺寸900mm×600mm×600mm,電

72、極插入式。</p><p>　　4.3.3 其他各種設備</p><p>　　（1）洛氏硬度計，HRD-150。</p><p>　?。?）金相預磨機，型號M-2，直徑300mm。</p><p>　　（3）金相拋光機，型號M412A，直徑300mm。</p><p>　?。?）砂輪機，型號M-3040A，規(guī)格Φ400

73、×40mm。</p><p>　　（5）金相顯微鏡，型號Neophot-32，觀察倍數(shù)500×。</p><p>　　（6）圖像金相顯微鏡，型號4XC-V，放大倍數(shù)500×。</p><p>　　4.4 工藝試驗方法</p><p>　　4.4.1 淬火工藝試驗方法</p><p>　　（

74、1）對M2材料六組試樣，分別采用1180℃、1190℃、1200℃、1210℃、1220℃、1230℃進行淬火。采用人工捆扎，手動操作，智能溫控系統(tǒng)控制爐溫。具體的工序是：一次預熱——二次預熱——淬火加熱——一次冷卻——空冷至室溫——清洗——進行硬度試驗和金相組織觀察。</p><p><b>　　（2）加熱時間計算</b></p><p>　　爐中的工件應在規(guī)定的加

75、熱溫度范圍內(nèi)保持適當?shù)臅r間，保證必要的組織轉(zhuǎn)變和擴散。加熱時間是指從裝爐加熱起至出爐的整個加熱過程保持的時間。</p><p>　　本試樣的有效厚度為8mm，所以可以根據(jù)公式τ=K ?αD[18] 來計算出加熱時間。</p><p>　　τ——加熱時間，s； </p><p>　　α——加熱系數(shù)15s/mm，預熱系數(shù)為30 s/mm；</p>

76、<p>　　K——裝爐修正系數(shù)，取1.0； </p><p>　　D——工件的有效厚度，mm。</p><p>　　加熱時間：τ=1.0×15s/mm×8mm=120s合2min。</p><p>　　預熱時間：τ=1.0×30s/mm×8mm=240s合4min。</p><p>　　

77、有關(guān)的具體參數(shù)見下表4.4.1：</p><p>　　表4.4.1 淬火工藝設計</p><p>　　附注： A：NaCl； B：BaCl2；C：CaCl2；D：KNO3； m：分鐘； </p><p>　　4.4.2 回火工藝試驗方法</p><p>　　對試樣進行回火，具體的參數(shù)如下表4.4.2。</p><p>

78、;<b>　　表4.4.2</b></p><p>　　注意，高速鋼每次回火后，必須冷卻到室溫后才能進行下一次回火。同時，高速鋼在淬火后回火前在室溫長時間停留以及回火時間過長等也都會使殘余奧氏體穩(wěn)定，從而減少了其轉(zhuǎn)變量，即會導致“回火不足”。</p><p>　　4.4.3 高溫回火工藝試驗</p><p>　　對試樣采用鹽浴爐加熱進行紅硬性測

79、定。</p><p>　　表4.4.3 試樣紅硬性高溫回火工藝</p><p><b>　　5試驗結(jié)果與分析</b></p><p>　　5.1 M2淬火組織觀察</p><p>　　5.1.1 M2淬火組織金相檢驗</p><p>　　高速鋼加熱時是逆共析反應，開始形成奧氏體的溫度為800℃~8

80、60℃，奧氏體化溫度是1180℃~1220℃。隨著加熱溫度的提高，碳化物不斷溶解，各種合金元素碳化物的溶解程度不同。為了使合金碳化物充分溶入奧氏體，以提高刀具的紅硬性，必須提高淬火加熱溫度。但是加熱溫度過高，未溶的M6C型碳化物會向較穩(wěn)定的MC型碳化物轉(zhuǎn)化，并逐步長大成角狀，繼而沿晶界擴展開，與此同時，晶粒隨著淬火加熱溫度的升高、碳化物的溶解而急劇長大[8]。造成過熱及過燒的不良后果。高速鋼淬火后的正常組織為馬氏體+未溶碳化物+較多的殘

81、余奧氏體（30%左右），馬氏體呈隱針狀，不能觀察到針葉的輪廓。殘余奧氏體無法區(qū)分，淬火的組織只能看到奧氏體晶粒輪廓及碳化物顆粒。</p><p>　　高速鋼加熱到1100℃時，M23C6型碳化物（如Cr23C6）大部分已溶于奧氏體中，加熱到1150℃以上，M6C型W、Mo的碳化物（如W3Fe3C、Mo3Fe3C）開始明顯溶解。在1200℃~1250℃時溶解最快，但只能溶解一部分。MC型釩的碳化物（如VC）溶解較少

82、。為了提高工具的紅硬性，使合金元素成分溶解到奧氏體中，因此高速鋼切削工具淬火加熱溫度要高一些。</p><p>　　碳化物在加熱過程中，不僅有溶解，而且在一定的情況下將發(fā)生轉(zhuǎn)化，即在超過正常的淬火溫度時，高速鋼中的M6C型碳化物將向穩(wěn)定的MC型轉(zhuǎn)化，這種碳化物隨淬火溫度升高而長大并呈角狀，逐漸地沿著奧氏體晶界擴展，呈斷續(xù)網(wǎng)狀和網(wǎng)狀，造成高速鋼性能的破壞，這就是一般所說的淬火過熱[19]。以下是M2高速鋼各溫度加熱

83、淬火后的金相圖片（圖5.1~5.6）</p><p>　　5.1.2淬火組織金相圖片</p><p>　　圖5.1 1180℃淬火組織形貌 500× 圖5.2 1190℃淬火組織形貌500×</p><p>　　圖5. 3 1200℃淬火組織形貌500× 圖5.4 1210℃淬火組織形貌50

84、0×</p><p>　　圖5.5 1220℃淬火組織形貌500× 圖5.6 1230℃淬火組織形貌500×</p><p>　　5.1.3 碳化物的分布</p><p>　　溫度較低的淬火處理，組織中有大量細小彌散分布的未溶碳化物。隨著淬火加熱溫度的升高，可看出未溶碳化物的數(shù)量逐漸變少。淬火溫度越高，溶解的碳化物

85、越多，奧氏體晶粒趨于飽和。淬火后，基體中形成大量的高合金元素的隱針馬氏體和較多的殘余奧氏體。高溫淬火處理的基體中未溶碳化物比較少，殘余奧氏體比較多，所以硬度沒有溫度較低的淬火處理的高。</p><p>　　5.1.4 奧氏體晶粒大小</p><p>　　由金相圖可看出隨著淬火溫度的升高，組織晶粒逐漸變大。通過測定其晶粒度，確定它們的具體晶粒度大小，如表5.7。</p><

86、;p>　　表5.7 各溫度淬火后奧氏體晶粒度</p><p>　　圖5.8 各溫度淬火后晶粒曲線圖</p><p>　　由圖中數(shù)據(jù)可以看出，從1180℃到1230℃，奧氏體的晶粒度也從11級到10級。隨著溫度的升高，奧氏體晶粒度也逐漸變小，晶粒逐漸變大。因為溫度較低時，鋼中未溶解的大量細小均勻的碳化物對晶粒長大起機械阻礙作用（即釘扎作用），阻止奧氏體晶粒的長大[1]。而隨著加熱溫度

87、的升高，溶入奧氏體晶粒的碳化物逐漸變多，部分難溶碳化物也開始溶解，晶粒長大阻力減小，晶粒長大傾向增加。</p><p>　　5.1.5 M2淬火試樣硬度測定結(jié)果與分析</p><p>　　高速鋼的淬火組織是由合金化程度較高的馬氏體+殘留奧氏體+淬火加熱時未溶的碳化物所組成。高速鋼淬火組織的晶界之所以能容易顯現(xiàn)出來，是由于在淬火冷卻過程中，在晶界上析出VC粒子的緣故。即在正常溫度進行淬火加

88、熱時，奧氏體的晶界濃度趨于飽和，在淬火冷卻剛開始，不易溶解的VC首先析出晶界，這種VC粒子十分細?。s0.1μm），光學顯微鏡無法分辨，只有通過電子顯微鏡才能確定這種碳化物的尺寸及其在晶界上沉淀的密度[11]。</p><p>　　高速鋼的過冷奧氏體很穩(wěn)定，淬火時即使采用空冷，也能得到馬氏體，故也可以稱之為“空冷鋼”，但在生產(chǎn)上很少采用空冷，因為空冷時冷卻速度較慢，會從奧氏體中析出二次碳化物，呈完全或不完全的網(wǎng)狀

89、分布于奧氏體晶界上，因為碳化物析出，降低了奧氏體的合金化程度，從而影響了高速鋼的紅硬性，故生產(chǎn)上高速鋼的冷卻一般采用油冷或分級冷卻，以防止碳化物的析出[17]。高速鋼的馬氏體點（Ms點）較低，淬火組織中保留的殘余奧氏體組織高達20%~30%。</p><p>　　為了選擇一個比較合適的加熱溫度，在奧氏體化溫度范圍1180℃~1230℃[16]（注：HYM2高速鋼——產(chǎn)品介紹：熱處理）之間及周圍，我選擇了六個淬火加

90、熱溫度：1180℃、1190℃、1200℃、1210℃、1220℃、1230℃進行加熱淬火。硬度實驗后得到的硬度數(shù)據(jù)如附表1。 </p><p>　　圖5.9 淬火硬度隨淬火溫度變化學曲線</p><p>　　如圖5.9所示，試樣在1180℃到1190℃范圍內(nèi)隨著溫度的升高硬度降低，在1200℃到1210℃范圍內(nèi)，硬度在隨溫度升高而增大，因為越來越多的合金溶入奧氏體中，形成的馬氏體合金化

91、程度越來越高，硬度隨淬火溫度升高而增大，而淬火溫度超過1210℃時，硬度隨淬火溫度的升高而減小，由此可得M2高速鋼在1190℃和1210℃的淬火溫度下獲得較大硬度.</p><p>　　5.1.6 淬火組織分析</p><p>　　以Cr為主的M23C6碳化物溶解溫暖最低，它在M2鋼中900℃開始溶解。M6C碳化物在900℃溶解甚少，至1150℃以上，溶解量方逐漸增加。MC碳化物在1200

92、℃之下幾乎不溶解，在1200℃以上才有少量溶解。</p><p>　　淬火加熱保溫過程中，在碳化物溶解的同時，還發(fā)生未溶碳化物的聚集長大，尺寸最細小的未溶相發(fā)生溶解，溶質(zhì)被輸送到鄰近尺寸較大的顆粒附近供其生長。聚集的結(jié)果是未溶碳化物的平均尺寸隨保溫時間的延長而增加。</p><p>　　高溫下奧氏體晶界在表面能驅(qū)動下的遷移受到碳化物控制，晶粒的平均尺寸與未溶碳化物的顆粒個數(shù)有關(guān)，個數(shù)多時，

93、晶粒細小。在相同成分的高速鋼中，碳化物愈細，則個數(shù)愈多，淬火保溫結(jié)束時的碳化物顆粒個數(shù)也愈多，晶粒尺寸則較細。在Mo系高速鋼中碳化物隨溫度升高的溶解速度較快。</p><p>　　當淬火加熱溫度繼續(xù)升高時，碳化物會在晶界聚集，以致過熱、局部熔化過燒。當過熱產(chǎn)生之后，鋼的韌性急劇下降，故一般要求不得過熱。然而在某些情況下，如連續(xù)車削使用的車刀，輕微過熱還會提高切削性能，但必須嚴格控制過熱程度[8]。</p&g

94、t;<p>　　在淬火后的鋼中，剩余碳化物通常主要是M6C、MC和M2C，基本上都是一次碳化物。剩余碳化物量隨淬火溫度升高而減少，并與碳和合金元素的含量有關(guān)。一般情況下，鋼中的碳和合金元素含量增加，所剩碳化物量也會增加。當鋼中碳含量很高時，剩余碳化物類型也會變化。</p><p>　　由圖5.1~圖5.6可看出，溫度比較低的淬火熱處理后的金相中，碳化物的量比較多，且彌散分布（該碳化物為未溶碳化物，這

95、是鍛造后破碎的共晶碳化物），各試樣中的碳化物彌散程度和大小應該相差不大。在高溫淬火處理的，晶粒比較大，高溫除了促進碳化物溶解，較高的溫度也會造成晶粒過大，增大脆性，韌性降低。根據(jù)工具鋼的機械性能要求，對韌性要求較強的刀具應選擇較低的淬火熱處理溫度；當?shù)毒咴诠ぷ鬟^程中，所受的沖擊性不強，而且對紅硬性要求又比較高的，則可以采用較高的淬火熱處理溫度。</p><p>　　5.2 M2高速鋼試樣回火硬度的檢驗</

96、p><p>　　對M2高速鋼試樣進行550℃×1.5h三次回火處理后的硬度測定與淬火溫度關(guān)系如下圖所示，得到的數(shù)據(jù)如附表2。</p><p>　　圖5.10 回火硬度隨淬火溫度升高的變化曲線</p><p>　　由圖5.2.1數(shù)據(jù)可以看出來，在550℃的回火溫度下，回火硬度隨淬火加熱溫度的升高而逐漸升高，因為大量殘余奧氏體的分解和馬氏體中析出彌散細小碳化物，

97、使鋼產(chǎn)生了二次硬化。并且碳化物的析出，Ms點升高，產(chǎn)生了“二次淬火”效應[1]。當淬火溫度達到1200℃時，有較高的回火硬度，在淬火溫度為1220℃時，試樣回火硬度達到最高，之后隨著淬火溫度升高，硬度反而降低。由此可以得出淬火溫度在1200℃與1220℃之間時M2高速鋼具有較高的回火硬度。</p><p>　　5.3 淬火溫度對紅硬性的影響</p><p>　　對M2高速鋼的紅硬性的測定實

98、驗，是為了檢驗用該材料制成刀具后的高溫性能，也是對前階段淬火-回火工藝的檢測。通過紅硬性檢測，對前階段的熱處理工藝進行分析，從而選擇一個比較合理的熱處理工藝。</p><p>　　5.3.1 600℃×4h高溫回火硬度檢測</p><p>　　以下曲線為試樣在600℃×4h高溫回火后的硬度與淬火溫度的關(guān)系。具體數(shù)值見附表3。</p><p>　　

99、表5.11 600℃高溫回火后硬度值隨淬火溫度升高的的變化曲線</p><p>　　如圖表5.11所示，在1800℃到1220℃淬火溫度范圍內(nèi)硬度隨溫度的上升而增大。當淬火加熱溫度較低時，其淬火組織中保留有大量的未溶碳化物，晶粒極為細小，晶界不清晰，這種組織紅硬性較低，但韌性較高一些。當淬火溫度升高，碳化物大量溶解，晶粒就會較快的長大，但隨著碳化物的溶解，增加了奧氏體的合金化程度，所以紅硬性也越高。</p

100、><p>　　5.3.2 高溫回火前后硬度的變化</p><p>　　由于熱處理前后高速鋼硬度的變化程度嚴重影響著刀具的質(zhì)量，如果前后硬度變化太大，則該工藝或者說該材料的紅硬性不行。但是，現(xiàn)在是在給定的材料的基礎上，對該種鋼熱處理后的紅硬性檢測，也就是說要找出該種鋼比較合理的熱處理工藝，以使得熱處理后紅硬性達到最佳。以下曲線圖5.12反映了材料高溫回火后硬度變化的趨勢，即反映了材料的紅硬性。&

101、lt;/p><p>　　圖5.12 560℃回火后與600℃高溫回火后硬度比較曲線</p><p>　　由圖5.12可以看出，在1220℃以前硬度隨著淬火溫度的升高。其中1220℃淬火處理的硬度值下降幅度較大，其紅硬性較差。1210℃和1220℃之間淬火處理的硬度較大，其紅硬性最好。由表數(shù)據(jù)分析得到結(jié)論：在600℃四小時保溫環(huán)境下，1190℃和1210℃處理的試樣紅硬性居中。而1220℃紅硬

102、性最差，1210℃和1220℃最好。此情況說明，在一定溫度區(qū)間試樣的紅硬性是隨著淬火溫度的升高而提高的。</p><p><b>　　結(jié) 論</b></p><p>　　本試驗針對拉刀的強韌化對M2材料進行熱處理，分析了淬火溫度對材料性能的影響，并通過實際拉刀的應用，得出以下結(jié)論：</p><p>　?。?）根據(jù)拉刀的使用要求，其材料M2

103、高速鋼的最佳淬火溫度范圍1200~1220℃。當淬火溫度1210℃時，高速鋼的綜合性能較好。M2鋼適宜的淬火溫度為1210℃～1220℃間。對于韌性要求強，紅硬性要求不高的拉刀采用下限溫度；對于紅硬性要求高和沖擊性不強的拉刀，應采用上限溫度。</p><p>　?。?拉刀材料中主要合金元素為：W、Mo、Cr、V，它們能與碳化物結(jié)合形成合金碳化物，在淬火加熱時，合金碳化物易溶于奧氏體，增加了奧氏體的合金度，經(jīng)回火加

104、熱后，高度合金化的奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)楹辖鸹鸟R氏體，從而增加了鋼的二次硬化和紅硬性。</p><p>　?。?）為了保證拉刀的硬度，M2鋼1210℃淬火，550℃回火后硬度能夠達到64.5HRC～65.5 HRC的硬度。在保證奧氏體晶粒不長大的前提下，提高淬火溫度，在550回火后可有效提高回火硬度和紅硬性。</p><p><b>　　參考文獻</b></p>

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