1.1 刀具用钢
刀具用钢泛指碳素工具钢、合金工具钢、高速工具钢和钢结硬质合金四大类。碳素结构钢可以制作塑料模具及五金工具等；低碳钢经强韧化低碳马氏体处理可以制造农机具，经渗碳淬火可制造量具及模具。毫不夸张地讲，刀具用钢几乎涵盖所有的钢种。以下就刀具用钢的工作条件和基本性能方面的共性问题进行介绍。
在切削加工过程中，刀具与工件相对运动，被切削工件的局部形成切屑而脱离工件。因此，各类刀具都不同程度地承受着压应力、弯应力、扭转应力以及冲击和振动，并产生强烈的机械摩擦作用。刀具的正常失效形式是刃口部分磨钝，崩刃、折断和塑性变形则不属于正常的失效。刀具与工件之间的强烈摩擦产生大量的热，使工具刃口的温度同时升高，当温度超过该钢回火温度时，刀具刃口的硬度就会下降，若硬度低于60HRC时，就会失去切削能力。
根据刀具的材料及使用情况，在技术条件中通常对刀具提出以下一些基本要求：高的硬度、高的耐磨性、高的强度与足够的塑性及韧性、高的热硬性等。
刀具的品种规格成千上万，各自工作条件不同，对其要求也不相同，应该根据刀具的服役条件选择合适的钢材。例如：手用丝锥、锉刀等切削速度低的工具，主要要求有较高的硬度和足够的韧性，对热硬性无要求，因此可选用碳素工具钢或低合金工具钢；对于高速切削、重切削的车刀与滚刀，主要要求热硬性和耐磨性，故应用高性能高速工具钢；对于数控刀具或加工中心用刀，则应选用粉末高速工具钢。
1.1.1 碳素工具钢
为了了解各种牌号工具钢的特性，就必须以碳素工具钢作为参照物。因此，各种工具钢，都将在钢中加入少量的合金元素或不加合金元素来讨论其性能。GB/T 1298—2008《碳素工具钢》规定了8个牌号：T7、T8、T8Mn、T9、T10、T11、T12、T13。而美国（AISI）将碳素工具钢分成四个系列：
1）钢中碳、硅、锰含量均为常量（110系）。
2）含有少量的钒（质量分数为0.10%～0.50%）（120系）。
3）含有少量的铬（质量分数为0.10%～0.50%）（130系）。
4）含有少量的铬（质量分数为0.35%）和钒（质量分数为0.20%）（140系）。
美国的110系和120系是碳素工具钢中应用最多的两种，其碳含量范围很宽（质量分数为0.65%～1.35%）。碳是决定钢性能的主要元素，也是最重要的元素，即使微量的变化也会引起钢性能较大的变化。硅和锰含量基本不变。
在碳素工具钢冶炼时，硅主要用作还原剂。在碳素工具钢中硅的质量分数≤0.35%，当其质量分数超过0.50%时，才影响到钢的性能。当然硅含量较高时，若含量达到上限值，将会出现耐磨性升高而韧性下降的现象；当硅含量高以及碳的质量分数≥1.0%时，则易出现石墨化，降低钢的淬硬性。
碳素工具钢中的锰比硅更重要。锰会影响钢的淬透性，增加淬硬深度，其作用比硅在碳素工具钢中的影响大得多；然而当硅的质量分数接近于1.0%时，硅的作用恰巧与锰相似。在标准碳素工具钢热处理温度下处理时，高锰含量的钢由于临界点Ac1低，因而延长加热时间会使晶粒变粗。在这些钢中，若锰的质量分数≥0.4%，水淬的开裂概率大大增加，推测这是由于马氏体点低，以及由于迅速冷却通过这个温度范围时，钢不能承受由此而产生的高应力的缘故。在锰含量高的钢中，由于获得较深的淬硬层，也很难承受由此而产生的应力。在制订热处理工艺时，选好用好淬火冷却介质显得尤为重要。
按品质分，碳素工具钢分为优质钢和高级优质钢（如T10A）两类。碳素工具钢中S、P的质量分数通常都不大于0.03%，它们对钢的性能影响不太大；但当超标时，P会使钢产生冷脆，S会使钢产生热脆。除了化学成分外，其他因素也有影响，如晶粒度、网状碳化物、非金属夹杂物等。
碳素工具钢生产成本较低，原材料来源方便，易于冷热加工，在热处理后可获得相当高的硬度，在工件受热较低的情况下耐磨性较好，因而得到广泛的应用。其中，高级优质碳素钢韧性较高，磨削时可获得较低的表面粗糙度值，适宜制作形状复杂、精度较高的工具。但是，该钢热硬性较差，工作温度超过250℃以后，硬度和耐磨性迅速下降；淬透性也差，当工具的有效直径>15mm时，水淬后只有表面很浅的一层得到高硬度，故不能制作大尺寸的工具。这类钢淬火温度范围窄，易过热，畸变大，淬裂现象时有发生，易产生软点、软块。
碳素工具钢适宜制造手工和低速切削的刀具、冷作模具、夹具、量具及五金工具等。
1.碳素工具钢的锻造
碳素工具钢是工具钢中最容易锻造的钢种，锻造温度为980～1060℃。因加热温度高及成分的关系，组织中不含有降低可锻性的过剩碳化物，不需要像锻造高速工具钢那样小心谨慎，但也应尽量避免在锻造温度下延长加热时间，以减少表面氧化和脱碳。每一个牌号都有具体的锻造温度范围。最佳的锻造温度取决于钢中的碳含量，碳含量越低，锻造温度越高。终锻温度与碳含量之间有着相似的关系，即碳含量越低，终锻温度越高。锻后一般采用堆积式空冷或自然冷却。
作为制造工具的材料，为了在退火前获得均匀的组织，锻后可以在稍高于Accm线的温度正火（最好利用锻造余热）。
2.退火
为了保证晶粒细化和改变钢的组织使之适于机械加工和热处理，在锻造和正火后，或者冷加工后，退火是必要的。退火的目的是：
1）使钢软化易于切削加工。
2）改变组织从而改善可加工性。
3）获得有利于淬火的均匀组织。
为了减少钢的氧化和脱碳，退火时应密封在惰性物质（如干砂）中，按各自的退火温度加热。装箱可保证自退火温度缓慢冷却，但由于焦炭、铸铁屑、锯木屑这一类填充材料可能引起轻微的增碳（密封不好也会脱碳），应酌情而用。保温时间应根据钢材截面厚度来决定，截面厚度达1in（25.4mm）的退火保温时间15min就足够了，而一个截面尺寸为8in（203.2mm）的工件保温时间约为2.5h。从退火温度缓慢冷却（冷却速度≤28℃/h）到593℃后，允许以较快的速度冷却。
退火工艺方法有多种，工厂里常用普通退火和等温退火，极少数单位用正火代替退火。不同的软化方法有不同的金相组织，它们决定着工具的可加工性和淬硬性。
应该强调的是，无论正火或退火，如果加热的最高温度不超过Accm，则残留碳化物总会存在；冷却过程中，很难产生层状组织，并且不会形成沿晶粒边界的网状渗碳体。冷却速度只决定球化程度。若加热温度高于Accm，则必须注意防止冷却过程中形成网状渗碳体，并且很可能形成层状组织。
实践证明，球化退火优于其他预备热处理工艺。影响球化退火质量的因素有：
（1）钢材的化学成分 随着碳含量的增加，碳化物的数量增多，可获得球状碳化物的奥氏体化的加热温度范围增宽，这是T12钢比T7钢易于球化的主要原因。因为在同样加热温度下，碳含量较高的钢剩余碳化物质点多，奥氏体成分不均匀性大，有利于球状碳化物核心的形成。
（2）原始金相组织 原始组织越细，在奥氏体化时得到残留碳化物颗粒也越多，冷却时的球化核心也越多，球化效果便越好；反之，球化效果就差。如果原始组织中有网状碳化物，经球化退火后可能变成断续的链状碳化物，需要用正火加以消除。正常锻轧后空冷或正火后的组织都比较细小，是良好的球化退火前的原始组织。
（3）加热温度和加热时间 当加热温度比较低（如略高于Ac1）且加热时间又短时，原片状珠光体中的碳化物溶解不够充分，退火后将得到细粒状加细片状混合的珠光体组织，通常称为欠热组织。当球化退火温度过高时，碳化物大量溶入奥氏体，残留碳化物数量减少，奥氏体成分趋向均匀，因形成球状碳化物的核心减少，退火后将得到部分或全部粗大的片状珠光体，这就是过热组织。因此，退火温度和加热时间应合理。
（4）冷却速度 在球化的冷却条件下，冷速慢或等温温度高时，碳化物颗粒聚集尺寸增大；冷却快或等温温度低时，因过冷度增大，碳化物形核率增加，加之聚集不充分，所得碳化物的颗粒细小。
3.淬火
碳素工具钢基本上都在淬硬态下使用。淬火是把钢加热到Ac1以上并淬入冷却介质中去。从铁碳相图不难看出，淬火前是奥氏体加过剩碳化物组织，在控制淬硬性方面，这是极其重要的。奥氏体化后快速投入到盐水或有关淬火冷却介质中，是为了阻止奥氏体向珠光体转变，这一转变在704～482℃之间会很快发生。然而一旦快冷至482℃以下，就不再形成珠光体，到达Ms点后剩下的奥氏体将转变为马氏体。
由于在奥氏体温度下过剩碳化物不能溶解，并且有残留奥氏体，淬硬区的组织不全部是马氏体。要认真对待残留奥氏体，其数量和稳定性对钢的性能将产生很大影响。奥氏体转变成马氏体过程的某种重要特征及应用概述如下：
1）淬火时，当达到Ms点（碳的质量分数为1.0%的钢，788℃奥氏体化，Ms点大约为204℃）时，马氏体开始形成，继续降低温度则进一步发生马氏体转变；如果是连续冷却，当冷到大约-157℃时，还有1%（体积分数）奥氏体被保留下来。Ms点主要取决于淬火前奥氏体的合金含量。因此，Ms点是随钢的具体成分、奥氏体化温度和奥氏体化时间而变化的。合金含量高的钢，Ms点低些，并且转变曲线水平移向低温。显然，高的合金含量、高的奥氏体化温度以及长的奥氏体化时间，通常将导致在淬火状态组织中会保留大量的残留奥氏体。冷处理可以减少残留奥氏体并增加淬火态硬度。
2）若淬火在室温停顿下来，奥氏体转变成马氏体的过程并不立即停止，在等温保持时还会继续少量转变。鉴于此，淬火后的工件不宜在室温下搁置太久，应尽快回火，否则有置裂危险。如果在室温停顿后重新继续冷却，则马氏体转变并不立即进行，直到达到适当低的某一温度时才重新开始，随着在室温停留时间的增加，Ms点降低。在Ms以下重新开始马氏体转变，其转变曲线从连续冷却曲线向下垂直移动，其数值由在室温下停留时所产生的奥氏体的“稳定化”的量衡量。“稳定化”也可以发生在高于室温的某一温度，且导致在回火前产生大量的残留奥氏体，甚至在通过奥氏体转变为马氏体的温度范围时冷却速度也将影响“稳定化”。冷却越慢，产生残留奥氏体量越多。
如果冷却不当，可能产生马氏体+奥氏体的混合组织，其硬度是碳含量的函数。只要碳的质量分数≥0.60%，任何一种钢通常可获得所能达到的最高硬度。因此，若能以适当的速度冷却，所有的碳素工具钢都很容易淬硬到最高的硬度值。若残留奥氏体量超过正常值，则会稍稍降低硬度，然而这种降低有限，一般不超过3HRC。
通过等温淬火，碳素工具钢也可获得中等硬度的贝氏体组织，当在高温形成时则基本呈“羽毛”状，而在Ms点附近则形成针状。要在碳钢中形成贝氏体比较难，必须在高温区（即珠光体可能形成的范围）快冷，超过临界冷却速度，然后停止冷却或者大大降低冷却速度，这样等温转变可以在530℃和Ms点之间的范围内发生。显而易见，形成贝氏体组织的能力主要地取决于钢的淬透性，因而碳素工具钢形成贝氏体的能力很差。某些碳素工具钢制工具，若非要施行等温淬火，建议向钢厂专门订货，在钢中适当增加能提高淬透性的合金元素的含量，但只适合小截面工具。
4.碳素工具钢的淬透性问题
碳素工具钢虽然连中等尺寸的截面都不能淬透，但它仍是用途很广的工具钢之一。因为它有一个硬度高的马氏体表面层，同时伴有一个韧性较好的珠光体心部。钢的淬硬层深度决定于淬透性。钢的化学成分（尤其是合金元素含量）、淬冷前奥氏体晶粒大小、残留碳化物的存在、淬火加热前钢的原始组织，以及淬火加热速度等，都是影响淬透性的因素。
碳素工具钢淬透性的影响通常被其他因素掩盖着。随着钢中碳含量的增加，即使对过共析钢，若钢的晶粒大小相同并且没有未溶碳化物存在，钢的淬透性也会连续不断地增加。但实际上在过共析钢中这种情况是决不会出现的，而且当从相同的淬火温度淬火时通常会发现，共析钢比过共析钢的淬透深度深些，在过共析钢中过剩碳化物的存在和细的晶粒通常有助于这种现象的出现。
除钴以外，所有的合金元素对提高钢的淬透性都是有益的，由于它们缓和了奥氏体转变为珠光体反应的速度，所以能提高淬透性。实践充分表明，Mn、Mo、Cr溶解在奥氏体中时，能显著增加钢的淬硬层深度，而Ni、Si、W的作用相对小些。
在碳素工具钢中没有规定添加大量的合金元素，可以用调节化学成分的方法，即在狭窄的范围内调节控制允许存在的非主要元素的办法来成功地控制钢的淬透性。如果不严加控制，非主要元素也会使淬透性发生重大的变化。例如，磷的质量分数从0.013%～0.018%增加到0.04%时，淬透性会大大提高。碳素工具钢虽然是低档的工具材料，也应该分炉号管理，化学成分虽然都符合相关标准，但碳及微量元素肯定有差异，这会影响到钢的淬透性。
控制奥氏体晶粒度对控制淬透性是非常有效的，这个事实早已在高碳工具钢淬硬深度试验中得到了证实。由于高碳工具钢在热处理淬火温度下总是有过剩碳化物存在，提供了珠光体形核的核心，减少了淬硬深度，因而在断口晶粒大小和淬透性之间的真实关系是难于获得的。提高淬火温度时，碳化物溶解而同时奥氏体晶粒也增大，区分这两个因素是极其困难的。有研究得出，晶粒大小只要变化一级，淬透性改变大约10%（理想临界直径）。对于碳的质量分数为1.0%的普通碳素工具钢，当淬火温度高于Accm时，淬透性随断口晶粒大小而变化。晶粒大小除了对淬透性有很大影响外，对淬裂危险性也很敏感，保持细小的奥氏体晶粒可避免淬裂。
原始组织为球状碳化物淬火试样和原始组织为珠光体的淬火试样的比较，揭示了过共析钢淬火加热前组织对淬透性的影响。这些组织用正火的和退火的试样来代表，与正火和退火后再于871℃油淬的试样比较，前者会获得很深的淬硬层（较好的淬透性）。残留碳化物的分布和数量以及奥氏体晶粒大小的变化，可以说明原始组织对淬透性的影响。在淬火温度低于Accm时，原始组织为珠光体的试样的组织形态为奥氏体加上许多细小的碳化物质点，而原始组织为球状组织的试样的组织形态为奥氏体加上较大的和少量的碳化物质点。细小的碳化物质点淬火时有很大的珠光体生核倾向，因而降低了淬透性。在细珠光体试样中也可能呈现较细的晶粒，应该认为是它起了促进作用。若试样仅仅只进行短时间加热时，原始组织的作用在高温下可能会颠倒过来。在更高温度下，平衡状态要求均匀奥氏体，细小珠光体原始组织中碳化物由于细小而均匀，会更容易溶解，这种组织具有较高的淬透性。
加热速度对淬透性也有影响，这往往被人们所忽视。若试样进行“零保温”淬火，则盐浴炉加热的试样和空气炉加热的试样相比，前者超过临界温度的有效时间较短，实际操作时由于这种作用而使淬硬深度稍有降低。若是考虑到在临界温度以上的总时间，碳的质量分数为1.0%～1.10%的碳素工具钢在常规淬火温度下淬火处理，这种作用可以忽略不计。慢的加热速度致使较长时间的加热，碳化物溶解充分，因而有较高的淬透性。加热速度对碳的质量分数为1.0%的碳素工具钢晶粒大小的作用是一种次要影响，但事实上这种作用无疑是存在的。
5.回火
碳素工具钢的正常淬火组织为隐晶或细针马氏体+均匀分布的细粒状碳化物+少量的残留奥氏体。淬火组织中存在较大的应力，在回火时这些应力被消除，碳化物析出，韧性提高，硬度下降。同时，钢的电导率和热导率增加（阻力减少），体积逐渐减小，耐蚀性下降。用X衍射、电子衍射和膨胀法测定的结果表明，回火过程分为三个阶段。回火三个阶段的近似温度范围在回火温度与硬度的关系曲线上有部分是重叠的，如图1-1所示。
第一阶段——马氏体分解为低碳马氏体（碳的质量分数为0.25%）和ε碳化物（近似成分为Fe2.4C）。ε碳化物以薄膜的形式在马氏体中的亚晶粒上析出，直径为100～200μm。当钢中碳的质量分数>0.80%时，第一阶段的开始部分反应结果是稍稍提高硬度，然而在这个阶段的后面部分硬度随之降低。在这个阶段比体积变小。
第二阶段——残留奥氏体分解为贝氏体。这个温度范围大约在204～304℃。在这个阶段硬度继续降低而比体积增加。
第三阶段——ε碳化物和低碳马氏体（碳的质量分数为0.25%）反应生成铁素体+渗碳体。这个过程伴随着软化。即使ε碳化物完全消失之后，由于渗碳体继续析出，耗尽了铁素体基体中的碳而导致进一步软化。碳化物质点的聚集也有助于这种软化。
图1-1 w（C）为1.00%的碳素工具钢回火温度对硬度的影响
注：1.试样直径为1in（25.4mm），长度为2in（50.8mm）。有效回火时间为0.5～2h。
2.摄氏温度（t，单位为°C）与华氏温度（θθ，单位为°F）换算关系为：
图1-1中影线部分表示在工业生产实践中硬度的波动范围（大约2HRC）。图中适用的回火时间为0.5～2h（常规操作）。若回火的时间超过这个范围，回火后硬度的变化可能会大大超过影线部分所示的区域。结论指出，回火开始0.5h内硬度变化很大，对于高温回火的工件几分钟就会呈现很大的变化。因此，有人建议不用足够长的时间，而用调整温度的办法来获得所需硬度值。本着节能高效的原则，更多的人倾向高温短时工艺，提高50℃可能比延长1h效果好。
6.淬火和回火时尺寸的变化
冷加工应力、热应力及组织应力是导致淬火变形的主要原因。加热时，钢自然膨胀，而淬冷时工件外部忽然收缩，使整个工件产生应力。当这些应力超过该材料在所处温度下的屈服强度时，就会出现塑性变形。
残余内应力的生成是由于淬火时几乎不可避免的不均匀塑性变形所引起的。冷却时，任何不超过材料弹性极限的应力，在冷却过程结束时，即整个试样温度均匀时，将被解除。因此，在各个温度下有高的弹性极限，则可以期望减少残余应力。当然，塑性变形会导致尺寸的变化。然而，组织转变应力是由于奥氏体转变为不同的、比体积较大的铁素体-渗碳体集聚体的缘故。这样会引起在局部区域内由于组织转变而产生忽然膨胀且增大的内应力，引起进一步的塑形变形。热应力和组织应力趋势相反，且在某些情况下，虽然不是在常见的工具钢中，这种相反的作用足够大到使事实上在室温下不产生尺寸变化。这种情况在碳素工具钢中或其他水淬硬型工具钢中是不可能遇到的。影响的因素是试样的尺寸和形状、淬火温度，以及钢的化学成分、夹具及淬火冷却介质等。由于影响因素多，事先很难预测尺寸变化的情况。加热和冷却时引起的变形随加热或冷却速度的增加而增大；随化学成分方面任何引起热导率下降的变化而增大；随任何因素引起的在高温下的弹性极限的提高而减少；夹具不合适变形大；冷却不当变形增大。当组织的任何一部分不产生反应时，组织转变应力产生的变形就会减少。碳素工具钢水淬后变形比较大，应使用现行的合成淬火剂或硝盐水溶液。
然而，淬火钢的变形并没有结束，在回火后还会引起进一步的变形。只要工件整体淬透，回火后总是膨胀的。当在120℃回火时，残留奥氏体转变为贝氏体；在更高一些温度回火，短时间就出现贝氏体而发生膨胀；一直到260℃回火，还不能使残留奥氏体全部转变。
时效是补充回火的特殊方法，它能使尺寸趋于稳定。对于尺寸稳定性居首要地位的精密测量工具，这是非常重要的。常常用提高回火温度的方法来提高尺寸的稳定性，然而这会使硬度和耐磨性下降。有人研究了不同热处理工艺对室温下工具尺寸稳定性的作用，对于要求65HRC的零件，用简单的150℃×1h回火的效果，与包括冷处理和多次回火的复合处理的效果是一致的，并且在某些情况下甚至效果更好。
1.1.2 合金工具钢
在碳素工具钢的基础上加入W、Mo、Cr、V、Si、Mn等合金元素，从而使钢的淬透性和热硬性提高的工具钢称为合金工具钢。按合金元素含量总量又可以分为低合金工具钢、中合金工具钢和高合金工具钢。低合金工具钢多用于制造刀具。
1.合金元素在低合金工具钢中的作用
（1）钨（W）W是较强的碳化物形成元素，很少溶于铁素体，在渗碳体中溶解度也很小。在w（C）为1%的钢中，当w（W）超过1%时，开始形成M23C6型碳化物，而当w（W）超过5%后，将出现M6C型碳化物。这些碳化物具有高的硬度，而淬火加热时不容易溶入奥氏体，使奥氏体晶粒保持细小，增加淬火钢的硬度，提高钢的耐磨性。在w（C）为1%的钢中，加入w（W）为1.0%～2.0%时，钢的硬度可达66HRC；在w（C）为1.4%～1.5%的钢中，加入w（W）为1.4%～1.50%时，硬度可提高到68HRC。因此，这些钢可制造加工硬材料的刀具。为了使工具表面获得均匀的高硬度，应在水中淬火。还应指出，w（W）超过1.20%～1.50%的工具钢，经长时间退火，会使后续的淬火最高硬度下降。
（2）钼（Mo）Mo在钢中的许多作用与W相似，w（Mo）>0.50%时，就能形成含Mo的复杂碳化物（M23C6型、M6C型）。Mo加入量不多[w（Mo）为0.2%～0.4%]时，可细化碳化物，阻止晶粒长大。在工具钢中，Mo能比较有效地提高淬透性。Mo使钢的脱碳敏感性增加，尤其在钢中又含有Si时。
（3）铬（Cr）低合金工具钢中w（Cr）不超过3%，形成的合金渗碳体（Fe、Cr）3C7部分溶入铁素体。Cr既可阻止渗碳体型碳化物的聚集，又提高了马氏体的分解温度，从而提高了钢的耐回火性。Cr能提高渗碳体的稳定性，使其在加热时溶解缓慢；Cr又能提高钢的临界点，使淬火温度升高。例如：在w（C）为1%的钢中，加入w（Cr）为0.65%，油淬，能获得最高硬度的淬火温度是800～810℃；如加入w（Cr）为1.5%，淬火温度为840～850℃；加入w（Cr）为3%，淬火温度则升至870～890℃。Cr还能提高钢的淬透性，但作用逊色于Si和Mn。Cr能使钢的Ms降低，这是因为增加了淬火后残留奥氏体量。此外，Cr和Mn一样，还能防止w（C）>0.7%硅钢的石墨化倾向。通常加入w（Cr）或w（Mn）为0.60%～1.0%就能达到目的。在一般低合金刀具钢中，w（Cr）在2.0%以下时，Cr含量高些，将增加碳化物的不均匀性。
（4）钒（V）在钢中加入质量分数为0.1%～0.2%的钒，就可形成VC，在加热到1000℃时，VC也很少溶解。因此，钒比其他元素能更有效地阻止奥氏体晶粒的长大，降低过热敏感性。钒使过共析钢不易生成渗碳体网。但钒降低钢的淬硬性及淬透性，且钢中的碳含量越低降低得越强烈。在一般低合金工具钢中，w（V）约为0.15%～0.40%。
（5）锰（Mn）Mn大部分溶入基体，少部分溶于渗碳体形成（Fe、Mn）3C。含Mn的工具钢加热时晶粒容易长大，因此很少用单独加Mn的工具钢，一般加入w（Cr）为0.5%～0.8%或w（V）为0.1%～0.2%，以消除Mn的不良影响。Mn增加钢的淬透性，还使钢的临界点降低。Mn使残留奥氏体量增加，相应减少了内应力和畸变；但残留奥氏体过多时，将减少塑性变形抗力，使淬火后硬度降低。刀具用合金钢中w（Mn）一般为0.8%～1.2%。
（6）硅Si是非碳化物形成元素，在钢中溶入固溶体，能显著提高过冷奥氏体在珠光体区和贝氏体区的稳定性，因而有效地提高了钢的淬透性。Si由于能阻碍马氏体第二阶段的分解和渗碳体的聚集，故可以增加耐回火性，在w（Si）为0.6%～0.8%时已显示其作用，若将w（Si）提高到1.3%以上，耐回火性增加甚微。因此，含Si钢制刀具可以适当提高切削速度。Si不降低Ms点，故不增加残留奥氏体量。有些资料报导，加入Si使工具钢的某些工艺性变坏。由于Si强化铁素体的作用显著，使退火钢的强度增加，故增加了切削加工的难度。加入Si使钢的临界点提高，淬火加热温度也高。综上所述，在合金工具钢中，加入质量分数为1%左右的Si有益，并非多多益善，加多了，可能有害无益。
2.低合金工具钢的锻造
由于含碳及合金元素相对比较低，无论自由锻还是模锻，难度都不太大。加热温度为1130～1150℃，锻造温度为980～1093℃，在这个区间，钢的热塑性较好，无需采取特别的预防措施。锻后可以空冷、堆积式冷却，也可埋入砂坑中缓冷。
3.低合金工具钢的退火
退火工艺有普通退火和球化退火，常用球化退火：加热温度为800～850℃，保温3～4h，炉冷至720～740℃，保温3h后炉冷至550℃出炉空冷。
4.低合金工具钢的淬火与回火
尽管真空炉及其他加热炉发展迅速，合金钢制作的各种刀具大多在盐浴炉中加热。盐浴炉必须进行充分的脱氧捞渣，通常将氧化物的质量分数控制在0.30%以下，如果淬螺纹刀具时控制还要严格些，以防工具在加热时产生氧化脱碳。
在淬火之前，一定要选好夹具。实践证明，有些刀具质量不好，往往是淬火夹具不合理。
对于形状复杂的刀具，预热是不能略去的工序，一般在600～620℃的中性盐中预热，或在400～500℃的电炉中预热，预热时间通常为加热时间的2～3倍。
淬火加热温度的选择应视刀具的形状、尺寸、原始组织、装夹数等诸多因素综合考虑。如果没有十分把握，可以通过试淬确认。
在空气炉中加热时，加热温度应比盐浴炉提高15～20℃。
淬火冷却介质也影响加热温度的选择。采用油或硝盐淬火的工具，可比采用水溶液淬火的加热温度高15～20℃，采用等温淬火或分级淬火时可选上限加热温度。
淬火加热时间的长短与工具的尺寸大小、钢材的种类、炉子的功率、控制因子等多种因素有关，这是一个很复杂的问题，书本上往往说不清楚，应根据现场情况而变。通常以工具的有效厚度乘以加热系数来确定，其中牵涉到加热时间、升温时间、保温时间（也有称透烧时间）等多个概念，不同的单位掌握的尺度是不同的，工艺上往往指总的加热时间。
在选定的加热温度下，保温时间的长短必须以奥氏体均匀化为标准，可以通过淬火后的金相组织及硬度验证，但常以刀具的寿命及质量作为衡量标准。
低合金工具钢制作的刀具一般均为低温回火，贝氏体等温淬火的工具可用下限回火温度。在硝盐、油中回火时，回火时间为1.5～2h，工件尺寸较大或装炉量多者应适当延长回火时间。在空气炉中回火最好为两次，回火后空冷。
1.1.3 高速工具钢
高速工具钢（简称高速钢）在冶金行业称为高工钢，俗称锋钢（因刀刃锋利）或风钢（在空气中能淬硬）。
1.合金元素在高速工具钢中的作用
（1）碳的作用 碳在高速工具钢中作用的主要机理，是碳化物的形成及转变——溶解、析出、聚集，只不过在高速工具钢中碳化物的类型、性质及数量与普通钢不同而已。对于W、Mo、Cr、V、Ti、Nb等形成的碳化物晶格类型，随着碳含量的增加，由简单到复杂，稳定性由强到弱。
当钢中的碳含量增加而合金含量不变时，高温加热时溶解到奥氏体中的数量增加，导致淬火硬度上升，残留奥氏体增多。对于通用高速工具钢而言，如果碳含量超出标准上限，必然导致可锻性下降，淬火过热敏感性增强，残留奥氏体增多，以及一次碳化物恶化带来的韧性下降。W6Mo5Cr4V2（M2）钢的w（C）从0.85%增至1.0%，二次硬化硬度可达67～68HRC，接近于W7Mo4Cr4V2Co5（M41）钢的水平；如碳含量低于标准下限，会使钢的硬度不足，碳化物的数量也会相应减少，耐磨性、热硬性、可加工性等都会受到不良影响。因此，钢中究竟含有多少碳比较合适，一直是大家关注的问题。从GB/T 9943—2008《高速工具钢》不难看出，普通高速钢（HSS钢）的碳含量都比较高。对于某个具体牌号来说（如W6Mo5Cr4V2），由各碳化物形成元素含量中限计算所得的平衡碳差值（ΔC），表示该钢的二次硬化能力，当然也影响其他性能。实际碳含量与平衡碳之比，人们习惯上称为碳饱和度（A），它表示实际碳含量达到平衡的程度。与平衡碳差值一样，A值的水平在一定程度上反映钢材的冶炼水平，不少工具厂和钢厂订货时也强调A值，这说明钢厂和工具厂都非常重视碳含量。碳是高速工具钢中最重要的元素，微量碳的波动就会对钢的性能产生很大的影响。
（2）W的作用 一般高速工具钢中都含有W。W在高速工具钢中形成一定数量难以溶解的一次碳化物，使钢可接受近熔点的高温淬火，并且提高钢的耐磨性；形成足够量的二次碳化物，通过高温加热淬火可获得含W高的马氏体。含W高的淬火马氏体回火时，M2C及MC型碳化物脱溶是二次硬化和热硬性的主要因素。
W稍提高Ac1点，稍降低Ms点，但影响不大。W降低钢的导热性，因此，不管是锻轧、还是热处理，都必须缓慢加热，复杂刀具淬火，应进行两次甚至三次预热。
在W系高速工具钢中，W对组织和性能的影响并不总是与其含量呈比例关系。研究发现，W系高速工具钢中的w（W）为12%～15%时，可获得较好的综合力学性能。
（3）Mo的作用Mo对高速工具钢平衡态合金相形成、相变及使用性能诸多方面的作用与W相似，但也有差异，因此才有W系和W-Mo系之分。
用W当量（W+2Mo）来表示W和Mo总的合金含量。随着应用经验的积累和理论研究的深入，W和Mo在高速工具钢中作用的不同点逐步被揭示出来，最重要的莫过于W系和W-Mo系高速工具钢莱氏体碳化物在非平衡冷却情况下相变，即介稳定的M2C共晶碳化物的形成。在硬度相同的情况下，韧性的高低基本上取决于一次碳化物的组织质量，CW6Mo5Cr4V2（即高碳的W6Mo5Cr4V2钢）钢正常淬火回火后硬度可以达67HRC以上。由此可见，用部分Mo代替W可使钢的硬度等指标得到提升。
一次碳化物组织改善的另一个效果是热塑性的提高。轧制、扭制麻花钻对热塑性要求很高，W-Mo系高速工具钢高频热塑性好，满足了麻花钻等轧扭的要求；而W系高速工具钢根本不能轧，或热轧时轧裂率很高。
在二次硬化物稳定性方面，Mo的作用不如W，Mo2C析出的温度较W2C低、Mo2C高温下抗聚集能力也不如W2C。
Mo在碳化物稳定性方面的特点还产生另一个负面影响，就是锻、轧、淬火等高温加热时的过热敏感性较大，所以要严控加热温度。Mo在表面化学特性方面也有负面作用，即易产生氧化脱碳。
由于Mo、W的相对原子质量分别为96和184，前者约为后者的一半，因此，按照质量分数计算，钢中W、Mo量相等时，W的原子数只有Mo的一半。但是不论是固溶体或碳化物，真正起作用的是原子数目，故钢中1%Mo可以代替2%W，即Mo对于W的当量是2。而从其价格分析，用Mo代W还是合算的。不过从对性能影响来说，两者各有千秋。从实践经验来看，只有两者互相搭配，才能获得高性能的高速工具钢。
（4）Cr的作用 大部分高速工具钢都含有质量分数为4%左右的Cr。其作用如下：
1）与w（W）为16%～18%、w（V）为1%～4%相配合，使钢中二次碳化物具有适当的稳定性，回火时在550℃左右出现最高二次硬化状态的脱溶组织。在这里，Cr的作用实际上是略为降低析出物的稳定性，促使其大量析出。回火析出物MC及M2C中都含有较多的Cr，并认为Cr可降低各析出物点阵参数，故降低了析出物与基体间的错配，使生核激活能降低，回火析出物更加密集与弥散，从而肯定了Cr对高速工具钢二次硬化的贡献。
2）推迟A→B转变，或者说使钢避开贝氏体转变的淬透性大为提高，有利于较大工件的淬火，厚度200mm以上的大件可以采用多次分级或分级等温淬火，对减少畸变有益。
3）提高钢的耐蚀性，对高温加热时的抗氧化、抗脱碳也起到了重要作用。
Cr还能提高高速工具钢的热塑性，特别是当w（Cr）从4%降到2%时，热轧钻头的轧裂率由8%降至零。前苏联P12高速工具钢[w（Cr）为3.10%～3.60%]就有“低碳化物偏析高速工具钢”之称，热塑性良好。实践证明，适当降低铬含量，对锻轧都有好处。基于此，用于高频加热轧制的任何牌号的高速工具钢，铬含量应取中下限。
综上所述，Cr在高速工具钢中的作用主要是提高淬透性和回火硬度，以及增加耐蚀性；其缺点是增加高速工具钢碳化物不均匀度，降低塑性和热处理后抗弯强度。
（5）V的作用 一般高速工具钢中w（V）为1%～2%。w（V）<1%的钢二次硬化、热硬性、耐磨性均显不足；w（V）高于3%，可磨削性急剧恶化，从而导致刀具制造成本上升。V对提高W-Mo系高速工具钢的二次硬化能力很重要，从W18Cr4V的w（V）1%提高到W6Mo5Cr4V2钢的w（V）2%，淬火马氏体中的w（V）从0.84%（W18Cr4V钢1270℃淬火）提高到1.18%（W6Mo5Cr4V2钢1230℃淬火）。这一变化弥补了后者W含量较低以及以Mo为主所造成二次硬化能力的损失。从获得高硬度的目的出发，高速工具钢中的w（V）最多只能加到3%（粉末高速工具钢除外）。根据定比碳规则，增加V的同时必须提高C含量，w（V）每提高1%，w（C）需增加0.2%。早在20世纪30年代，人们就注视到碳和合金元素之间的亲密关系，提出了C和V的关系式：C=0.6+1.6V，后来又发展成为一种配碳的原则，在高性能高速工具钢的研制和开发中发挥了重要作用。
（6）Co的作用 和上述元素不同，Co不是碳化物形成元素，但作为一种过渡金属，它又与Si、Al等非碳化物形成元素不同，Co与C仍有一定的形成碳化物的亲和力，只不过比Fe还要弱些。只有在退火状态下，Co大部分处于α-Fe中，但在碳化物（如MC型）中，仍有一定的溶解度。Co在高速工具钢中的作用可概括为如下几点：
1）Co对高速工具钢开始熔化的温度略有提高，但热处理时又不会使晶粒长大及过烧，可选用较高的淬火温度，因而可溶入更多的碳化物。
2）Co可减少淬火态残留奥氏体数量及降低其稳定性，Co并不溶于碳化物中，但可在回火时提高二次硬化析出物的生核率并降低其长大率，促使马氏体二次硬化碳化物的析出，强化硬化效果。
3）Co能提高钢的热硬性。
4）Co还能提高钢的热导率，尤其在600～700℃之间，这对切削刀具在切削过程中降低刀尖温度很有益。
若以硬化为目的，对于W6Mo5Cr4V2钢而言，加入w（Co）5%足矣，更多的Co实无必要。如果Co含量太多，会带来很多负面效应，既降低了塑性和韧性，同时又增加了钢的脱碳敏感性。W2Mo9Cr4VCo8（M42）钢中w（Co）为8%，锻造开裂多，大截面工件易淬裂，刀具受冲击载荷易崩刃。从硬度和韧性综合考虑，以加入w（Co）3%～5%为宜。
（7）Al的作用Al是非碳化物形成元素，历来作为高速工具钢冶炼的最终脱氧剂，在钢中残留w（Al）为0.1%以下，可以固溶于铁素体或奥氏体中，为强铁素体形成元素。我国研制的W6Mo5Cr4V2Al（简称501或M2Al）钢，具有较好的综合力学性能和优良的可加工性，价格便宜，在某种情况下可以取代W2Mo9Cr4VCo8钢。但W6Mo5Cr4V2Al钢热处理特性还未被人们掌握，刀具的使用性能还不太稳定，当硬度>67.5HRC时，使用寿命不理想，还有混晶、脱碳敏感性大、磨削性差等不足，因而阻碍了它的广泛应用。W6Mo5Cr4V2Al钢刀具经适当的处理，硬度可达67～68HRC，实际刀具不能都用如此高的硬度，应根据刀具类别，选用65.5～67HRC的硬度。
（8）Si的作用Si也不是碳化物形成元素。所有高速工具钢都含有Si，大多数钢中w（Si）为0.2%～0.4%。其下限是保证炼钢时脱氧充分；上限则认定Si对高速工具钢的二次硬化无明显好处，反而对钢的韧性不利，且易引起脱碳，故设定此限。不过，Si毕竟是既廉价又货源充足的元素，人们在9SiCr、4Cr5MoVSi等合金工具钢中加Si成功后，试图在高速工具钢中进行尝试。20世纪70年代，我国研制成功超硬型高速工具钢W12Cr4V3Mo3Co5Si（简称Co5Si）、80年代又推出W3Mo2Cr4VSi（简称301）及W4Mo3Cr4VSi（简称F205或4341）等，w（Si）均为1%左右。实践证明，加入少量的Si，对钢的二次硬化、热硬性等都有利，且无明显缺点。
通过对加入Si的高速工具钢进行深入研究发现，它在回火时会析出一些特殊的碳化物，并且使其细化。Si可以显著提高二次硬化（3～4HRC），但不是绝对的，w（W）>9%的高速工具钢中加入w（Si）1%，并无提高二次硬化效果；Si还会促进一次碳化物MC的形成，对钢的韧性不利。Si的其他负面影响还有：增加钢的脱碳敏感性，略降低二次硬化峰的温度，促进非共格M6C碳化物在较高回火温度的形成，所以对600℃以上的热硬性不利。此外，Si是强铁素体元素，w（Si）≥1.2%时对退火和回火钢的韧性都不利。
（9）其他碳化物形成元素在高速工具钢的作用Nb、Ti、Zr、Hf这些强碳化物元素的微量加入可细化初生晶粒，从而细化莱氏体，可在铸钢及大断面高速工具钢中改善一次碳化物的分布，起孕育剂的作用，但其质量分数高于1%时则开始显示对初生MC碳化物的粗化作用。这些元素形成的碳化物在高温极难固溶，故对二次硬化不起作用，而且容易形成氧化物夹杂。以Nb为主的一次碳化物MC颗粒粗大，硬度很高，难于磨削，国外正在研究用粉末法生产w（Nb）为2%～3%的高速工具钢，以代替高钒高速工具钢中的部分钒。
（10）其他元素的作用 这里简介Mn、N、S、P在高速工具钢中的作用。
1）Mn是冶炼高速工具钢的脱氧剂，世界各国标准允许残存w（Mn）<0.40%。Mn与C的结合能仅略高于Fe，单独加入不发生二次硬化作用。若w（Mn）增至1%以上，即显示对Ar1及Ms点的强烈降低作用，增加淬透性，但也提高退火硬度及淬火态残留奥氏体量。钢中的Mn可以固定S，以减少FeS给钢带来的热脆性。实践证明，钢中合金元素含量w（Mn）/w（S）>20时，对锻、轧热塑性有利；w（Mn）/w（S）≥40时，对减少轧扭麻花钻开裂有好处。
2）高速工具钢中w（N）约为0.02%，N在高速工具钢钢液中的溶解度在0.1%以下。N的原子半径很小（0.07μm），与C相似，在钢中同是间隙固溶元素，因此很多性能与C相似。N与Al、Ti、Zr、V等均能形成稳定的氮化物，同时也能溶于复杂的M23C6、M6C及MC中，因而淬火加热时也有少量的N通过上述氮化物的固溶而进入到钢的基体。少量的N可细化高速工具钢铸态组织中的共晶网，细化一次碳化物（M6C），因而可以细化淬火奥氏体晶粒度；允许稍微提高约5℃的淬火温度，因而略微增加二次硬化、稳定性以及硬度和韧性的综合配比水平，有利于提高可加工性。国产无Co超硬高速工具钢W12Mo3Cr4V3N（简称V3N）中加入w（N）0.04%～0.10%，试验表明，N可以代替高C中的部分C，因而既可以保持高的二次硬化效果，又可以避免碳量近于平衡碳所引起的脆性。
3）S是高速工具钢中的有害杂质，主要影响钢的热塑性，对疲劳强度、韧性也不利。微量S对塑性的危害主要是它偏聚在晶界上，弱化了晶界所致。中频冶炼+电渣重熔能够把w（S）控制在0.01%以下，轧制钻头的开裂明显减少。在特殊情况下，向钢中加入w（S）0.07%～0.17%会改善退火态钢的可加工性及淬火态钢的磨削性，成为易切削、易磨削的高速工具钢。在美国，曾研究加硫改善高钒高速工具钢的磨削性；在德国，制造螺纹刀具的专用高速工具钢S6-5-2就是加硫的。
4）P也是高速工具钢中的有害杂质，对钢的强度和韧性有显著降低作用，各国标准中规定w（P）≤0.030%，应该说，P含量越低越好，如果能把w（P）降低至0.010%以下，对高速工具钢来说更具有重要意义。
2.高速工具钢的锻造
对于工具制造来说，高速工具钢的锻造是十分重要的一道工序，因为它不但影响工具的质量，而且还关系到生产成本。
（1）高速工具钢的组织特点及锻造实质 高速工具钢中含有大量的W、Mo、Cr、V等合金元素，形成众多的复合碳化物。在淬火加热时，一部分碳化物溶于奥氏体，淬火后又过饱和地融入α-Fe而形成高合金度的马氏体。这类马氏体在600℃时仍相当稳定，而其过剩碳化物又能在高温加热时阻止晶粒长大，因此使之具有较高的热硬性、耐磨性和韧性。含Al高速工具钢的韧性较高，含Co高速工具钢的热硬性和耐磨性更优。
试验和实践都充分证明，高速工具钢中的碳化物的颗粒均匀度和分布情况对使用性能影响极大，碳化物颗粒粗大或分布不均匀，都将对锻造产生不良影响。高速工具钢工具锻造可归纳为两大要素：除满足锻件的尺寸形状要求之外，其另一个重要的目的就是要施以大锻造比锻造，将粗大的共晶碳化物打碎并使其均匀分布，以满足工件性能方面的要求。
（2）保证高速工具钢工具锻件质量的技术环节 由于钢中存在的大量共晶碳化物只能通过较大的变形使其破碎；另一方面由于合金成分的影响，莱氏体钢的塑性低、变形抗力大，易产生锻造开裂缺陷。从而构成了一对矛盾，使得锻造工艺复杂化。因此，在制订锻造工艺时，应正视这一对矛盾，从各个环节来确定相应的技术措施，以确保其锻件质量。
1）把好原材料关。用于锻造工具，一般选用钢厂的热轧材，技术条件应符合GB/T 9943—2008《高速工具钢》。高速工具钢钢材交货硬度见表1-1。
表1-1 高速工具钢钢材交货硬度
用于锻造的高速工具钢棒低倍组织应按GB/T 1979—2001检验并评级。在钢棒横向酸浸低倍试片上不允许有目视可见的缩孔、气泡、翻皮、内裂和夹杂。高速工具钢钢材的疏松和偏析见表1-2。
表1-2 高速工具钢钢材的疏松和偏析
钢棒不允许有萘状断口存在，表面不得有肉眼可见的裂纹、疖疤和夹杂；如果有上述缺陷，必须按标准规定予以清除，才可投料锻造。
钢中共晶碳化物不均匀度应按GB/T 9943—2008验收，高速工具钢钢材的碳化物不均匀度见表1-3。
表1-3 高速工具钢钢材的碳化物不均匀度
尺寸不大于120mm的钢棒，W系牌号按第一级别图，W-Mo系牌号按第2级别图；尺寸大于120mm的钢棒，W6Mo5Cr4V2和W9Mo3Cr4V钢按第3级别图评定，其他牌号的共晶碳化物不均匀度由供需双方协商确定。
2）毛坯的加热。加热规范在锻造工艺中，是一个非常重要的部分。合理的加热，能保证钢坯有良好的可锻性。高速工具钢中含有较多的合金元素，以致导热性及塑性均较一般合金钢差，因而要注意加热速度和保温时间，尽量做到均匀加热，应该采取缓慢的加热速度。但也有很多工厂采用高温快速加热。有些工厂采用三段加热，具体操作是：①400～600℃入炉，缓慢加热到780～820℃，加热时间根据坯料的直径或厚度，按7～8min/10mm计；②在780～820℃的保温时间也按7～8min/10mm计；③较快地加热到最终温度，加热时间按0.5min/mm估算。
上述三段加热耗时多，占用的设备也多。针对这种情况，提出了快速加热的新工艺，即把坯料直接推入1150～1200℃高温区，当温度达到该钢的始锻温度后，稍加保温，即进行锻造。
采用直接进入高温区的快速加热法，与传统的三段加热相比，生产率可提高2～3倍，使金属晶粒细小，同时可减少锻件的氧化与脱碳，并且节能减排，降低了成本，但在实际运用时应注意如下几点：①加热温度必须严格控制，一般不超过1200℃。因为快速加热，炉温要比锻件温度高很多，而且加热时间短，必须注意控制炉温和锻件温度，防止锻坯在炉中停留时间过长而造成过热甚至过烧。对于大件，表里都到达炉温的时间差较大。因此，快速加热只适用于小件，国内大部分工厂对φ60mm以下工件施行快速加热，有的工厂放宽到φ80mm。当锻件有效尺寸>100mm者，应采取缓慢升温或阶段保温的制度。②上述快速加热的原理和实践，都是建立在钢材本身已消除残余应力的基础上，如果坯料在加热前，已有相当的残余应力，则应设法消除之：先缓慢加热到500℃，保温后升至760℃再保温，然后再升至锻造温度。
高速工具钢锻坯快速加热时间一般按2～3min/mm计算，也有的工厂在实践中总结出坯料直径与加热时间的关系式为
T=KD式中T——加热时间（min）；
K——加热系数，一般取0.30～0.45；
D——坯料的直径（mm）。
上式中系数K应灵活运用，可根据坯料在炉中放置的位置、间距、坯料直径大小等因素确定。坯料装炉间距小，而直径又大，应取较大的系数；反之，取较小的系数。
有人研究加热时间对碳化物不均匀度的影响，指出：加热时间在2h以内，对锻后碳化物不均匀度没有影响，当然从减少坯料的氧化和脱碳出发，应尽可能采取循环装料法（取出几件再装进去几件）是比较合理的。
一般来说，加热温度在很大程度上决定了始锻和终锻温度，在坯料相同和锻造条件相同的情况下，加热温度高，则始锻温度和终锻温度也相应提高。在实际生产中，锻造温度实难自控，正是通过加热温度的控制和选择，来控制始锻和终锻温度。锻造温度对改善碳化物不均匀度有点影响，而锻造工艺及水平的影响则更大。
高速工具钢锻件往往要反复镦粗、拔长，涉及加热次数的问题。加热次数可根据表1-4所列镦拔次数来选定。
表1-4 高速工具钢锻件加热次数的选定
在决定火次及各火次间的变形量分配时，还要考虑以下几个方面：①在不产生裂纹及其他锻造缺陷的情况下，火次应尽量减少。②各火次间的变形量应当均匀，并在可能的情况下增加最后一火的变形量。③特小和特大的锻件，每一次火的变形量均不宜过大。④操作工人技术熟练，锻锤吨位足够时，火数可以减少；反之，则应适当增加。
加热操作要点：①装炉量不宜过多，避免在炉中高温停留时间过长。对于高性能高速工具钢应更严格地控制加热温度和时间，因此装炉量更不能多。②最好逐个按程序装炉，使每个坯料在炉中的加热时间尽量接近。③坯料在加热炉内间距不小于坯料半径。④经常翻动坯料，保证加热温度均匀。⑤完全冷却到室温的锻件重新回炉加热时，最好预先退火，以消除残余应力。
3）毛坯的锻造。生产实践证明，就改善碳化物分布的效果来说，拔长优于镦粗。锻造比控制在8～12较为常见。在锻造初期，锻造比对改善碳化物的分布效果比较明显，但当锻造比达到一定值后再增加镦粗拔长次数，其改善效果甚微。在高速工具钢锻造时，锻锤的吨位的选择不可小视，若吨位过小，打击力不够，变形只发生在表层，锻件中心的碳化物不能被击碎；而吨位过大，打击力过重，则操作易失控而导致锻造缺陷。高速工具钢锻造时锻锤吨位的选择见表1-5。
表1-5 高速工具钢锻造时锻锤吨位的选择
选择锻坯变形的方法时应该考虑工具的工作情况、原材料状况及选用变形工序的成形特点等一系列因素。常用的锻造方法有：①单向镦粗；②单向拔长；③镦粗后反复重滚镦平；④轴向反复镦粗；⑤径向十字锻造；⑥综合锻造法，就是在径向十字锻造后转角45°进行倒角，然后再进行轴向拔长和镦粗，这种锻造方法保留了径向十字镦拔坯料中心不易开裂和轴向镦拔容易改善碳化物级别等优点，借助于倒角锻造又可以使锻件圆周表面的碳化物均匀些；⑦三向镦拔法，是在三坐标方向进行镦拔，它综合了轴向镦拔和径向镦拔的优点，能更大程度地打碎钢中的碳化物和消除其方向，但锻造水平要相当高。
4）锻后冷却。高速工具钢的终锻温度大多在900℃左右，这正是奥氏体的转变区域，会产生相变，势必会出现组织应力。另一方面，由于坯料的温度下降，热应力也会增加。因此，锻后一定要缓慢冷却，不然会在锻件表面或中心部分产生裂纹，这种裂纹大部是细条状的。一般情况，锻后可堆冷、灰冷或砂冷，必要时进行炉冷。
3.高速工具钢的退火
高速工具钢锻后空冷的组织为马氏体+少量的托氏体+碳化物，硬度为55～60HRC，不能进行切削加工，必须进行退火处理。
退火作为预备热处理，应当看成是刀具热处理过程打基础的一道工序。
（1）退火温度 高速工具钢的退火属于不完全退火，即稍高于Ac1温度，进行适当保温，然后以不同的冷却方法进行冷却。常用的退火温度为Ac1+30～50℃。
日本学者大和久重雄试验淬火态的W18Cr4V钢以不同的温度退火，得出900℃退火时，硬度最低。由此可见，从降低硬度观点出发，可把常用的840～850℃退火温度略微提高一些。但温度太高，加剧了氧化和脱碳，而且使溶于奥氏体中的合金元素增多，奥氏体的合金度提高，就要在冷却过程中提高珠光体的分解稳定性，导致退火时间延长，浪费能源。
（2）退火时间 高速工具钢的退火保温时间，虽不必像淬火加热时间那样精确计算至秒，但也不能太长或太短。时间太长，既影响了生产率，也会加剧氧化脱碳；而时间太短，即使温度适当，也很难将硬度降下来，达不到退火的目的。退火保温时间的确定，应考虑到装炉量与装炉方法及工件大小，以保证透烧及组织转变。
实践证明，延长退火保温时间，会使高速工具钢工具的寿命下降。因为退火时间长了，会形成钨的稳定的碳化物，淬火时，这种碳化物不能溶入固溶体中，二次硬化效果差，回火后的硬度也低，刀具的切削性能也下降了许多，尤其是W系高速工具钢，其切削性能下降了30%～40%，W-Mo系下降了约10%。对于机械加工前的退火次数应尽量减少。
在退火温度下，进行长时间的保温或者提高加热温度，都会导致碳化物的转化。W系高速工具钢在850～900℃长时间停留，会使淬火后性能降低。
（3）退火冷却 一般认为，高速工具钢坯料退火后冷却速度越快，退火后硬度越高；反之，冷却速度越慢，则硬度值越低。自人们大量地研究了奥氏体的转变以后，又有了进一步的认识，即硬度的上升与下降，并不总是和冷却速度的快慢成比例。应当根据钢材奥氏体的等温转变曲线来选择合适的冷却速度，以满足退火工件的质量要求。高速工具钢在空气中就能淬火，仅就这一点讲，只要保证在650～700℃以上缓冷即可。为了提高生产率，有少数生产单位退火时炉冷至650℃出炉空冷，多数生产单位炉冷至500～550℃出炉空冷，但不取下保温桶盖，连保温桶一起空冷。
不少人做过试验，保温以后的冷却速度对硬度肯定有影响，尤其是在寒冷的冬天，退火炉漏气都会影响退火硬度。影响退火质量的冷却速度主要是800℃左右的冷却速度，应以<30℃/h为宜。
（4）退火方法 目前国内高速工具钢锻件退火工艺主要有三种方法。
1）利用锻造余热退火。高速工具钢锻造最后一火的终锻温度大约为880℃，此时不要空冷或坑冷，而是直接放到火炉中集中冷却或保温，待锻件达到一定量后将炉温升到850℃左右的退火温度，施以等温退火或普通退火，这样可以节能。也有的单位利用锻造余热进行快速球化退火，工艺曲线见图1-2。高速工具钢锻件采用快速球化退火有很多优越性，特别是提高了钢的抗弯强度及韧性。
图1-2 W6Mo5Cr4V2钢快速球化退火工艺
2）普通退火及等温退火。锻件退火用得最多的是普通退火，其次是等温退火，工艺曲线分别见图1-3、图1-4。
退火后的硬度和脱碳层是主要检验项目，一般硬度要求不大于255HBW。退火后的金相组织为索氏体+碳化物。
有些高速工具钢锻件，如W6Mo5Cr4V2Al钢，按上述工艺退火后，在淬火时常发现混晶。为了扼制这种现象的发生，一些单位将退火温度提高到900～920℃（其他同一般退火），可有效地防止混晶发生，从而提高了刀具寿命。
图1-3 普通退火工艺
图1-4 等温退火工艺
4.高速工具钢的淬火
淬火是各个热处理环节中决定高速工具钢工具性能的关键性环节，也是工艺控制难度最大的工序。淬火分盐浴淬火和真空淬火两类。对于已去除应力的工件，其淬火工序由预热、加热、冷却三部分构成。
（1）预热 高速工具钢中含有较多的合金元素，其导热性差，热导率约为碳钢的1/2，而且塑性也比较差，如果不经预热，把冷的工件直接放入高温炉加热，则工件内外形成较大的温差，会引起大的应力，以致工件畸变或开裂，特别是大型、复杂的刀具尤为突出；高速工具钢刀具的淬火加热温度大多在1200℃以上，在如此高的温度下加热时间过长，很容易引起过热与脱碳。如果经过预热，则可缩短高温加热的透烧时间，这样既节能，又减少氧化脱碳及过热倾向。在500℃左右的空气炉中预热，还可以烘干工件上的水分，避免盐液爆炸的危险。因此，预热是高速工具钢热处理加热过程的一部分，是不可忽视的一个环节。高速工具钢一般进行两次预热。
第一次预热，一般在专制的空气炉中进行，预热温度为500～600℃，预热时间一般是高温加热时间的3倍，也有的更长。
第二次预热，在中温盐浴炉中进行，预热温度为850～870℃，预热时间为高温加热时间的两倍。中温盐浴的配方（质量分数）应为80%BaC12+20%NaCl。
（2）淬火加热 高速工具钢含有较多的合金元素，这些合金元素只有经过淬火加热充分地溶到固溶体中，才能发挥高速工具钢高硬度、高耐磨性、高热硬性的作用。
1）加热温度的确定。各种牌号的高速工具钢，都有固定的加热温度区间。实际生产中，应根据刀具的性能要求、形状及复杂程度，来确定合适的加热温度。当刀具的几何形状复杂、厚薄不均时，在保证所需的热硬性的前提下，应适当降低加热温度。对精度很高的刀具，为减少变形，也应适当降低加热温度。当钢中碳化物不均匀度严重时，如粗带状、网状、大块碳化物堆集时，为了防止开裂，宜用下限加热温度。同种材料制造不同的刀具，淬火加热温度应有所区别，即热处理工艺应该个性化。例如：用W6Mo5Cr4V2钢制作的滚刀、车刀，要求耐磨性、热硬性较高，可选用1235～1240℃的加热温度；而韧性突出的拉刀、螺钉槽铣刀等，可选用1210℃左右的加热温度。
另外，对于返修品，应弄清因何种原因而造成的返工，然后才能确定加热温度。因弯曲、硬度不足造成返修者，加热温度比常规要低8～15℃；因过热而造成的返工者，比常规要低15～20℃。
2）淬火加热时间的确定。在高速工具钢热处理工艺中，淬火加热时间是非常重要的，它直接影响刀具质量和企业的经济效益。高速工具钢刀具热处理工艺曲线如图1-5所示。
高速工具钢刀具的加热时间应为工件在盐浴中浸入的总时间（t总），如图1-5所示，t总=t1+t2+t3。
图1-5 高速钢热处理工艺曲线
影响加热时间的因素很多，主要有预热温度的高低、装炉方式和装炉量、刀具的几何形状及尺寸大小、盐浴炉功率、炉膛大小、加热温度高低、材料的内在质量、控温方式等。
高速工具钢的加热时间经验计算公式如下：t=aD
式中t——加热时间（s）；
a——加热系数（s/mm），见表1-6；
D——工件的有效尺寸（mm）。
表1-6 不同尺寸的高速工具钢加热系数
注：不同形状工件的有效尺寸为：①圆棒形刀具（如直柄麻花钻）以外径计算；②扁形刀具（如车刀）以厚度计算；③空心圆柱棒（如滚刀）以外径减去内径之差的一半计算；④空心圆锥体（如指形铣刀）以外径×0.8计算；⑤圆锥体以距大端1/3处的外径计算；⑥球体以球径×0.6计算；⑦不规则形状的刀具以主要工作尺寸计算。
（3）冷却。冷却也是极为重要的环节。淬火冷却方法必须根据工件的形状和尺寸等条件进行选择。淬火冷却方法有气冷、油冷、盐浴冷却三种，目前以盐浴冷却应用最普遍。
1）气冷采用各种惰性气体或普通空气进行冷却。气冷分为流动气冷和静止气冷两种。对于有效尺寸小于5mm的小刀具，如果容许表面有微薄的氧化皮，可以采用气冷。气冷的速度慢，因而工件的变形小，并且可以趁热矫直。但是，在空气中冷却时，工件表面易产生麻点，截面大的工件还会有碳化物析出，从而影响刀具的性能及寿命。
2）油冷时的油温不能太低也不能太高，关键是掌握好出油的时间。油冷的优点是冷却速度高，使二次碳化物不致析出，有助于保证刀具的硬度及热硬性，这种冷却既经济又方便。需要热矫直的工件，在工件出油后先冒烟后起火时立即矫直效果好。油冷的缺点是冷却速度大，工件易畸变，出油温度过高会致裂，而且现场有油烟、污染环境，对工人身体健康有害，呈日趋淘汰之势。
3）盐浴冷却是目前高速工具钢淬火常用的一种冷却方式。盐浴淬火工艺有分级淬火和等温淬火两类。
分级淬火是将奥氏体化后的工件淬入高于Ms点的热浴中，然后空冷得到马氏体+残留奥氏体+碳化物的组织。由于在Ms点就在空气中缓冷，变形、开裂倾向大大降低。分级的温度大多为500～620℃。这个温度处于奥氏体稳定区的上限。由于淬火加热温度很高，如果分级温度过低，在冷却过程中，同样会产生较大的应力，所以较高的分级温度有利于减少变形和开裂。但若控制不好，分级温度偏高时，可能有碳化物析出，致使钢的性能变坏。最常见的是一次分级，也有用两次分级、三次分级、四次分级的。
等温淬火与分级相比，主要在于淬火组织中除马氏体、残留奥氏体、碳化物外，还有一部分贝氏体。等温淬火可以进一步减少变形并提高韧性，因为下贝氏体有比较好的综合力学性能，即强度和韧性的良好配合。分级淬火和等温淬火都是为了减少变形开裂，但两者得到的淬火组织是不同的。等温的温度一般为240～280℃，等温时间为1.5～2h。
分级等温淬火是指刀具加热到奥氏体化后先分级再等温的一种淬火工艺，包括一次分级等温淬火和二次分级等温淬火，工艺曲线如图1-6所示。
一次分级等温，在我国的工具行业应用比较广泛，例如中心钻、锯片铣刀、滚丝轮、拉刀、长钻头等。大模数的齿轮滚刀、大型拉刀有时采用二次分级等温，虽然工艺稍复杂点，但对于防止开裂和减少变形是有益的。
图1-6 高速钢刀具分级等温淬火工艺曲线
a）一次分级等温淬火 b）二次分级等温淬火
5.高速工具钢的回火
（1）回火时的组织转变 高速工具钢淬火后回火时，组织中的淬火马氏体、残留奥氏体和碳化物都将发生变化。回火是碳化物从马氏体中析出及合金元素在α固溶体与碳化物间重新分布的过程。
在150～250℃回火时，从马氏体中开始析出渗碳体型碳化物，马氏体中碳含量有所降低，硬度略有下降。同时，淬火应力得以部分消除，强度、塑性均有所提高。
在250～400℃回火时，马氏体中的碳含量进一步降低，合金渗碳体继续从马氏体中析出，并沿晶界或滑移面开始发生不均匀的聚集，使淬火钢的硬度从63～64HRC降至58～60HRC，强度、塑性有所下降。
在400～500℃回火时，固溶体中的铬含量降低，碳化物中的铬含量增高。此时有铬的碳化物析出，它比渗碳体型碳化物难以聚集，由于在马氏体基体上弥散分布着铬的碳化物，其硬度提高到61HRC左右。
在500～600℃回火时，钢的硬度和强度、塑性均有提高，而在540～560℃硬度达到最大值，比淬火态高出2～4HRC，称为二次硬化。在这个温度区间不仅淬火马氏体发生转变，残留奥氏体也将在回火时转变成马氏体。在此阶段回火过程中，W、Mo、V的合金碳化物析出，固溶体中W、Mo、Cr、V的含量降低。由于W、Mo、V的碳化物以极其细小的颗粒弥散分布在马氏体基体上，使硬度达到峰值。
（2）高速工具钢的回火方法 高速工具钢回火常用的四种方法如下：
1）常规回火。高速工具钢常规回火工艺为550～570℃×1h×3次。在550～570℃区间内回火，各类合金碳化物从固溶体中呈细小分散状析出，而且不会聚集，从而提高了钢的硬度，产生了所谓“弥散硬化”现象。另一方面，在这个温度区间回火，残留奥氏体在冷却过程中转变为马氏体，这也是钢硬度升高的又一原因。如果进行一次回火，只对淬火马氏体起回火作用，而在冷却过程中形成的二次马氏体及其内应力则尚未消除；在第二次回火时，则二次马氏体被回火，残留奥氏体进一步分解，而且工件的脆性得以消除。多次回火可以加速残留奥氏体的分解，使总量减少到最少，也可进一步消除内应力及脆性，提高工具的综合性能。若是高性能高速工具钢或是等温淬火者，须进行4次回火。
2）低、高温配合回火。淬火后先在320～380℃×1h回火，然后再进行常规回火的方法称为低、高温配合回火。第一次回火温度由550～570℃降到320～380℃，有助于二次硬化、热硬性及韧性的提高。该工艺比较成熟，在中国、俄罗斯、日本、德国等已在生产线上成功应用。
3）分级回火加常规回火。这种回火工艺是在对高速工具钢残留奥氏体催化研究的基础上提出来的。其基本工艺是先进行分级回火：590℃×25min、550℃×25min，然后再进行一次常规回火：560℃×1h。经分级回火加常规回火，其残留奥氏体转变量、力学性能（除抗弯强度略低外），都优于常规回火。
根据生产实践，在批量生产中，在590℃回火若超过25min，容易使刀具的硬度低于技术要求。为使热处理工艺便于掌握、产品质量保持稳定，分级回火工艺可调整为：580℃×25min、560℃×25min，效果会更好一些。
4）高温回火。有些高速工具钢刀具、模具除了要求很高的韧性外，还要求耐磨、耐高温，如滚丝轮、剁刀片、切刀片，它们的硬度要求大多为58～62HRC，按常规回火不能达到要求，往往需要进行600℃左右的高温回火。
6.高速工具钢刀具的冷处理
高速工具钢刀具的冷处理是将工件继续冷到0℃以下的某一温度，乃至冷到Mf点以下，使残留奥氏体转变成马氏体的工艺，其实质可以说是淬火的继续。
对于形状复杂尺寸精度要求高的刀具，要进行深冷处理，可有3种选择：①淬火后先在350℃×1h回火，然后进行冷处理；②先进行560℃×1h一次回火，从安全和效果两方面考虑，这是较为适用的一种方法；③第一次560℃×1h回火后冷到-80℃左右，第二次回火冷到-135℃～-196℃，虽然工艺比较复杂，但这是最稳妥的做法。
1.1.4 钢结硬质合金
钢结硬质合金是介于工模具钢和硬质合金之间的一种新型工模具材料。它是以碳化钛、碳化钨、碳化铌、碳化钒、碳化锆、碳化钼、碳化铬等金属碳化物为硬质相，以钢为基体粘结相，用粉末冶金方法生产的多相结合材料。其性能介于钢和硬质合金之间，既具有钢的高强韧性，又具有硬质合金的高硬度、高耐磨性。它有硬质合金不具备的可加工性，可以用锻造、焊接和切削加工的方法制成不同形状的工具，可以通过热处理改变其性能，以适应可加工性和使用性能的要求。与工具钢相比，钢结硬质合金的耐磨性高得多。
1.钢结硬质合金的主要类型、牌号及化学成分
我国钢结硬质合金的主要类型、牌号及化学成分见表1-7。钢结硬质合金的相变点见表1-8。钢结硬质合金的力学性能见表1-9。
表1-7 钢结硬质合金的类型、牌号及化学成分
（续）
表1-8 钢结硬质合金的相变点（单位：℃）
表1-9 钢结硬质合金的力学性能
（续）
2.钢结硬质合金的锻造及退火
烧结后的合金必须经过改锻，以提高其致密度，改善硬质相的分布，减少碳化物偏析，并使其成形。钢结硬质合金的可锻性，取决于硬质相和钢基体的比例及钢基体的可塑性。中低合金钢钢结硬质合金具有良好的可锻性。由于其导热性比较差，加热前应预热，加热时应缓慢、均匀，要防止氧化脱碳。始锻温度和高速工具钢差不多，一般为1150～1180℃，终锻温度为950～900℃。锻后应缓冷，并及时退火。退火可在箱式炉、井式炉、连续式炉或真空炉内进行。在使用普通退火时，为防止表面氧化脱碳，常用木炭、铸铁屑或还原性气氛加以保护。亚共析钢钢结硬质合金的退火温度为t退=Ac3+（50～100）℃，过共析钢钢结硬质合金t退=Ac1+（50～100）℃。一般采用等温退火。常用几种牌号的钢结硬质合金的等温退火工艺见图1-7～图1-10。
图1-7 GT35合金退火工艺
①淬火回火态硬度。
②该牌号无热处理效应。
图1-8 R5、T1合金退火工艺
图1-9 TLMW50合金退火工艺
图1-10 GJW50合金退火工艺
3.钢结硬质合金淬火与回火
淬火的目的使钢基体转变成高合金度的马氏体组织，获得较好的力学性能。由于导热性较差，淬火件必须经过充分的预热。钢结硬质合金中的碳化物对奥氏体晶粒长大能起阻碍作用；粘结相（钢基体）中的合金碳化物溶解奥氏体后，阻碍铁和碳原子的扩散，也对奥氏体晶粒长大起抑制作用。因此，钢结硬质合金淬火加热时过热倾向比合金工具钢小，淬火加热温度范围宽，对于WC型钢结硬质合金，淬火加热温度通常为1020～1050℃；对于TiC型钢结硬质合金，淬火加热温度通常为950～1000℃；以高速工具钢为粘结相的钢结硬质合金，淬火加热温度通常取1220～1280℃。钢结硬质合金在盐浴炉中的加热保温时间一般取0.5～1min/mm。对于形状复杂或截面尺寸变化较大的工具淬火，应采取多次分级或等温淬火，可以避免开裂和减少变形。
钢结硬质合金工具淬火后应及时回火。GT35合金在磨损条件下工作时，可在较低的温度下回火（180～200℃），以获得高的硬度和耐磨性；在冲击负荷下工作时，可在较高的温度下回火（450～500℃），以保证较高的强度及韧性。R5合金在450～500℃回火可获得最高的硬度值，WC类合金在200℃回火可获得良好的综合力学性能。高速工具钢钢结硬质合金可在560℃×1h×3次回火。应尽量避免在250～350℃回火脆性区回火。常用钢结硬质合金盐浴热处理工艺规范见表1-10。
表1-10 常用钢结硬质合金盐浴热处理工艺规范
4.钢结硬质合金的化学热处理
为了进一步提高钢结硬质合金表面的硬度和耐磨性，又不致降低钢结硬质合金的整体强度和韧性，可采取化学热处理。目前钢结硬质合金的化学热处理主要有渗氮、氮碳共渗和渗硼。
（1）渗氮 渗氮通常用氨气作渗剂，工艺为500～520℃×1～2h，渗氮后表面硬度为68～72HRC，渗氮层深度为0.1～0.15mm。渗氮后的TiN颗粒为坚硬、强韧的渗层基体作支撑，使得表面具有优异的耐磨性和抗擦伤性。
（2）氮碳共渗 氮碳共渗分气体共渗和盐浴共渗两种。气体氮碳共渗通常采用通三乙醇胺或乙醇通氨两种方法，工艺为560～580℃×1～4h；盐浴氮碳共渗有LC法（中国），QPQ法（美国、德国及中国成都工具所）。氮碳共渗后，高速工具钢基钢结硬质合金的表面硬度可提高2～3HRC。
（3）渗硼 渗硼分盐浴渗硼和固体渗硼。其渗硼剂和渗硼工艺同工模具钢。钢结硬质合金经渗硼后可进行常规热处理。经渗硼处理的工具表面，不仅具有高的硬度、高耐磨性和低的摩擦因数，抗氧化性和耐蚀性也有所提高。