高速钢热处理

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高速钢热处理法则有哪些？

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1.高速钢分级淬火用盐浴
  \' e2 S3 k  R, L从中国有高速钢盐浴加热淬火以来，就沿用前苏联的5-3-2配方（质量分数，%），即50BaCl2+30KCl+20NaCl，熔点温度560℃，使用温度580～620℃。对于有效尺寸在20mm以下的工具或HSS钢制件，均可达到65HRC以上的高硬度；HSS-E钢制件均可达≥66HRC。我国的工具行业，使用这个分级淬火工艺，创造一个又一个省优、部优、国优，说明它极具生命力。
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. I+ E* o# k4 d# O时代在发展，技术在进步，随着人们对冷却速度重要性认识的深化，发现工件在800～1000℃的平均冷却速度<7℃&#8260;s，将有碳化物析出而影响硬度及其他性能，于是不惜巨资从欧美引进钙基分级盐，其配方（质量分数，%）即48CaCl2+31BaCl2+21NaCl，熔点435℃，使用温度480～560℃。国内有的厂为简化配方，改为50CaCl2+30BaCl2+20NaCl，熔点较传统钙基盐略有提高，但分级温度仍维持在480～560℃的水平。

关于Ca基盐浴技术，原苏联在20世纪40年代就公开了，50年代传到中国，60年代不少厂试用过，笔者1974～1978年在桂林工作时，也曾配过Ca基盐浴，由于当时是每周开一次炉，歇炉时间长，盐浴吸湿性太强，被迫淘汰。

: @8 W6 h, Q3 J" E+ N0 Y# L3 t' f4 X, I有的厂对分级盐浴的冷却速度进行了现场测试，φ40mm工件在800～1000℃于550℃中冷却速度正好为7℃&#8260;s，意思说有效尺寸在40mm以下完全可以淬硬，一串φ25mm工件在500℃钙基冷却，800～1000℃的冷却速度为9℃&#8260;s。

毫无疑问，580～620℃钡基盐浴工件在1000～800℃的冷却速度肯定比480～560℃钙基盐浴要慢，当工件的有效直径在20～40mm时，钙基盐优越，但尺寸在20mm以下，没有必要换成钙基盐，关键是如何将盐浴温度控制在600℃以下。
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3 h. j" |" n- v3 q) E/ v- B对于直径>40mm以上的工件可采用先油冷却后转分级盐冷，然后再到硝盐中分级，这样可以保证热处理后硬度≥65HRC。至于国外的经验，本着“洋为中用、改革创新”的原则，千万不可盲从，外国的月亮不比中国的圆，中国热处理工作者有能力有智慧管好用好分级盐。

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.回火程度及其次数
高速钢淬火后必须回火，而且要及时，回火的目的有4个：
* p; ]. f' E( S% @, _5 I①彻底消除淬火应力。
1 R7 e# T3 O2 T& d②促使残留奥氏体充分分解。
3 @- b4 R+ C7 |+ |% Y③产生最佳的二次硬化效果。
④达到所要求的综合力学性能和良好的使用性能。
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, i" E( Z2 Z# I0 o7 f  w回火温度540～560℃，不管是盐浴淬火还是真空淬火，拟选用100%KNO3或100%NaNO3盐浴，保温1h。每次回火后一定要冷到室温方可进行下一次回火。回火次数一般为3次，如果回火不充分，或经等温淬火者，以及高性能高速钢制件，均要进行4次回火。
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回火程度一般分三个级别，不是依回火次数为据，而是金相说了算。
一级（充分）：金相上表征为黑色的回火马氏体+星星点点的碳化物。
二级（一般）：个别区域或碳化物堆积处有白色区存在。
* x% l% X/ y) `0 I4 N三级（不足）：较大部分视场为白色区，隐约可见淬火晶粒。
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欲进行蒸气处理、氧氮处理等工具需在回火温度区域表面强化者，回火程度达二级即可，这样可以节能。
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检查回火程度用4%硝酸酒精溶液侵蚀，温度18～25℃，侵蚀时间2～4min，500倍显微镜下观察，以最差视场为判据。

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二次贝氏体处理
) P' t9 g8 K# ]" [% Z1 R为了提高刀具的韧性、强度和切削性能，工具厂往往采取一次贝氏体处理，即中性盐浴480～560℃分级后立即转入240～280℃硝盐浴中等温1～2h；二次贝氏体处理适用于形状极其复杂的特大型刀具（如模数>15的铣刀、滚刀以及有效厚度>100mm的有孔刀具），在第一次贝氏体处理时产生40%～50%的下贝氏体，其余是残留奥氏体及少量的碳化物，在第一次回火过程中，就有大量的残留奥氏体转变为马氏体，第一次回火出炉后不要放在空气中冷，而是直接转入240～280℃的硝盐浴中等温一定的时间，不让残留奥氏体转变成马氏体而转变成贝氏体，即所谓的二次贝氏体处理，这样可以减少和防止大型复杂刀具的开裂倾向。
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二次贝氏体处理工艺虽复杂些，但对防止大型刀具热处理开裂很有好处。回火过程要缓慢升温，每次回火应低于500℃入炉，回火出炉后不准风吹，最好静冷。由于二次贝氏体处理，4次回火不一定很充分，应补充一次回火。

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摩擦焊刀具的热处理
1 F& y7 N2 ~) E5 l& J为了节约昂贵的高速钢，国内外普遍采用摩擦焊生产φ10mm以上的杆式刀具。摩擦焊时产生1000℃以上的高温，在焊缝两侧很小的区域产生较大的温差，焊后若直接空冷，焊缝的高速钢一侧发生马氏体转变，而结构钢一侧空冷只发生珠光体转变，由于比体积的差异，将引起很大的组织应力，以致产生开裂。为此，焊后的刀具应立即放到650～750℃的炉中保温，待料罐装满后保温1～2h退火，炉冷至500℃以下出炉空冷。如果生产量很大，不便实施上述工艺，应将焊件保温温度选择在740～760℃，保温时间延长至2～3h，使焊缝两侧充分转变成珠光体+索氏体，随后空冷再退火。
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: k0 N$ l' j! F" U; }9 r) \; [摩擦焊刀具淬火争论的焦点为是否超焊缝加热。超焊缝加热的论据：改善了焊后的原始组织，考验了焊接质量，提高了焊缝强度，充分利用了高速钢；低于焊缝加热的论据：为了防止淬火裂纹，避免质量纠纷。自焊接刀具真空淬火成功后，怀疑盐浴淬火超焊缝加热致裂的声音少了，笔者坚持超焊缝加热的观点，实践证明超焊缝加热跟淬火裂纹没有直接关系。目前工具厂大多采用低于焊缝15～20mm加热，实际上缩短了高速钢的切削长度，造成浪费，很不经济。

超焊缝加热的刀具严禁酸洗，如果一定要酸洗，必须控制好酸的浓度、酸洗的时间、酸液温度三大要素，防止氢脆。

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.深冷处理
* M9 W5 \- h5 ^8 J9 e高速钢刀具经正常淬火、回火后的组织是回火马氏体+微量残留奥氏体+碳化物。对于要不要消除残存的微量（<5%）残留奥氏体，笔者认为完全没有必要。高速钢刀具正常淬火经550～570℃×1h×3次回火后，热处理已达极致，再经深冷处理有画蛇添足之嫌。奥氏体是钢组织中极软的相，其硬度只有200HBW左右，与高速钢刀具使用硬度65～66HRC相比后可以看出，过多的残留奥氏体显然不会使刀具高硬度。日本学者饭岛一昭等通过试验认为：15%以下的残留奥氏体不会使刀具硬度下降，但能提高钢的塑性和韧性。因此，用深冷处理减少残留奥氏体对韧性肯定是有害的。自20世纪70年代开始一直到21世纪初，国内很多工具厂都曾作过高速钢刀具的冷处理和深冷处理，失败的多，成功的极少，我们嘉龙公司也做过几年的深冷处理，也未见什么成效，于是设备搁置待命。
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高速钢刀具与其他超硬材料刀具相比，最大的优势是韧性稍高一点，深冷处理使残存的残留奥氏体再降低，韧性更差，岂不是向伤口上撒盐吗？
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/ Y# X, x* t+ _" ?& H1 I: _' d实践证明，5%以下的残留奥氏体对刀具使用没有害处。HSS钢的使用硬度65～66HRC，HSS-E钢的使用硬度66～67HRC，在其他条件都相同的情况下，硬度高者磨损少，刀具的耐用度就高。由此可以判断，会降低硬度的残留奥氏体显然不受欢迎。但刀具的寿命历来不以硬度高低论英雄，过高的硬度导致脆性增大，不仅不会提高寿命，反而会减少寿命。

8 M0 B2 p; W9 t% m! z影响高速钢刀具寿命的因素是多方面的，不能一味地追求高硬度，我们的原则是在满足韧性的前提下力求高硬度。经验表明，回火充分的刀具施以深冷处理，基本上不会增加硬度，更不会提高热硬性，反而会使韧性下降。国内有一些工具厂对部分刀具增加深冷处理，比如剃齿刀、小模数滚刀之类，其目的是消除应力、稳定尺寸，因为两者是要以内径定心的，希望刀具在使用过程中，内孔不发生尺寸变化。还有一些高速钢制高端量具、模具进行深冷处理，目的也是稳定尺寸。
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