史 涛 ，李方杰，鄢翊飞，沙业雨，周 勰

(上海工程技术大学 材料工程学院，上海 201602)

高速钢具有硬质合金等超硬工具材料达不到的强度、韧性和良好的可加工性，并且具有较低的使用成本，因此，高速钢被广泛应用于制造各种高速切削刀具。尽管随着科技的快速发展，在刀具材料领域出现了很多炙手可热的新型超硬切削材料，但是高速钢依旧凭借着成本低和切削性能优良等特性占据着切削材料领域的重要位置[1]。

W6Mo5Cr4V2高速钢属于钨钼系高速钢，其硬度、耐磨性等性能比传统高速钢更好。通过设计合适的淬火和回火工艺，能更大程度的激发材料潜力，提高合金性能、延长其制备产品的使用寿命[2]。陈子银等[3]研究了回火温度对W6Mo5Cr4V2钢数控刀具性能的影响，并指出W6Mo5Cr4V2钢在656 ℃回火时，能够获得良好的抗弯、冲击和磨损性能。文献[4]指出在450～600 ℃回火时，从马氏体和残余奥氏体中弥散析出碳化物，并且残余奥氏体在冷却过程中转变为二次马氏体，由于弥散析出和二次马氏体的形成，造成高速钢发生“二次硬化”，若回火温度高于600 ℃，马氏体中的碳化物聚集长大，高速钢硬度则下降。工艺手册[5]指出W6Mo5Cr4V2高速钢淬火温度若小于1140 ℃，碳化物溶解量小，强度、韧性和耐磨性下降；只有淬火温度大于1200 ℃，碳化物才会大量的溶解于奥氏体中，回火时才会弥散析出大量的碳化物，增加高速钢的硬度和强度。本文将采取不同的淬火温度和560 ℃三次循环回火工艺，研究淬火温度对W6Mo5Cr4V2高速钢的显微组织和硬度的影响，进而获得高速钢的最佳淬火温度。

1 试验材料与方法

本试验选用W6Mo5Cr4V2钢数控刀具试样。为避免热处理过程中试样的氧化和脱碳，在热处理前对样品用石英管抽真空封样。试样先预热到650 ℃保温60 min，然后预热到880 ℃保温50 min，再分别在1050、1100及1150 ℃保温50 min后空冷至室温，最后循环三次回火560 ℃保温60 min，空冷至室温，热处理工艺见图1。热处理后的样品经机械磨抛后，采用3%硝酸酒精腐蚀。采用光学显微镜、扫描电镜及能谱仪分析不同淬火温度对试样的显微组织的影响；采用MK-VK维氏硬度机对试样进行硬度测试，测试参数为：1.96 N，加载时间为15 s，每个试样检测20个点，取算术平均值为最终硬度值。

图1 试样热处理工艺Fig.1 Heat treatment process of sample

2 试验结果与讨论

2.1 金相组织

图2为W6Mo5Cr4V2高速钢的铸态组织。其铸态组织为等轴晶，由浅白色的碳化物、残余奥氏体以及基体上的马氏体组成。残余奥氏体的形成是由于奥氏体在较快的冷却速度下不能进行共析反应，仅有部分奥氏体转变成马氏体[6]。其中残余奥氏体和马氏体腐蚀后均为灰色，不易分辨[7]，本文重点关注了热处理对碳化物的影响。

图2 W6Mo5Cr4V2高速钢铸态组织Fig.2 As-cast microstructure of W6Mo5Cr4V2 high speed steel

文献[8]将W6Mo5Cr4V2高速钢中碳化物按照尺寸大小分为初生碳化物(>2 μm)和二次碳化物(≤2 μm)。不同淬火温度下保温50 min和560 ℃保温60 min三次回火热处理后，W6Mo5Cr4V2高速钢的金相组织如图3所示。由图3(a)和3(b)可知，当淬火温度为1050 ℃时，试样基体中存在大尺寸、呈白色网络状的碳化物，由大量不规则的颗粒积聚成粗细不均的链状组织，并且在交叉处还存在粗化聚集现象。这种初生碳化物的形成是由于淬火温度低，碳化物尚未溶入基体，在随后回火过程中粗化长大，这与文献[9-10]报道一致。由图3(c)和3(d)可知，当淬火温度为1100 ℃时，粗大的网络状初生碳化物开始球化和细化。由图3(e)和3(f)可知，当淬火温度为1150 ℃时，显微组织发生了明显的转变，碳化物沿着原始奥氏体晶界相互连接在一起，微观组织为典型的魏氏组织。由上述分析可知，随着淬火温度的升高，粗大的初生碳化物溶解到基体中，再析出细长的二次碳化物；随着淬火温度的进一步升高，碳化物沿着原始奥氏体晶界相互连接粗化，并且组织恶化为魏氏组织，在实际生产中应当避免。

(a),(b)1050 ℃；(c),(d)1100 ℃；(e),(f)1150 ℃图3 不同淬火温度下W6Mo5Cr4V2高速钢的金相组织Fig.3 Microstructure of W6Mo5Cr4V2 high speed steel under different quenching temperature

图4为经过1100 ℃淬火保温50 min和560 ℃保温60 min三次回火热处理后，W6Mo5Cr4V2高速钢的SEM图，可以看出马氏体基体中有很多弥散分布的纳米级碳化物颗粒。为了明确该类碳化物的成分，对其进行能谱分析，碳化物主要由Cr、Fe、Mo、W、V及C组成，如图5所示。

图4 1100 ℃淬火和560 ℃三次回火后W6Mo5Cr4V2高速钢SEM图Fig.4 SEM image of W6Mo5Cr4V2 high speed steel after quenching at 1100 ℃ and tempering at 560 ℃

图5 碳化物的能谱分析结果Fig.5 EDS result of carbides

2.2 硬度

W6Mo5Cr4V2高速钢硬度测量结果见图6，铸态硬度为708.91 HV(60.2 HRC)；1050、1100、1150 ℃淬火+560 ℃三次回火后，硬度分别为571.1 HV(53.8 HRC)、731.4 HV(61.3 HRC)和764.3 HV(62.8 HRC)。

图6 W6Mo5Cr4V2高速钢硬度Fig.6 Hardness of W6Mo5Cr4V2 high speed steel

2.3 分析和讨论

1050 ℃淬火保温50 min和560 ℃保温60 min三次回火后，基体中存在粗大的初生碳化物，而马氏体中固溶的合金元素减小，所以硬度最低。这是由于淬火温度过低造成碳化物溶解不充分。当淬火温度低于1050 ℃时，粗大的初生碳化物不容易溶解。而在1100 ℃淬火保温50 min+560 ℃保温60 min三次回火后，粗大的初生碳化物溶解，在回火过程中析出了弥散细小的碳化物。该类碳化物的来源不仅有淬火马氏体的分解；还有分解后碳化物溶解，沿一定方向再析出更为稳定的碳化物；可能还有残余奥氏体的分解。尽管碳化物的来源不确定，但这类碳化物的形成过程产生了“二次硬化”[11]，与图3的硬度分析结果一致，从而导致硬度增加。在1150 ℃淬火保温50 min+560 ℃保温60 min三次回火后，可以明显的看出碳化物沿晶界析出，尽管硬度有所增加，但这种过热组织具有很差的塑性和韧性，在生产中要尽量避免。

3 结论

1)对于W6Mo5Cr4V2高速钢，淬火温度较低时(1050 ℃)，粗大碳化物不会溶解；随着淬火温度的升高(1100 ℃)，粗大碳化物溶解，再析出弥散细小的碳化物；但淬火温度过高时(1150 ℃)，会形成过热组织，恶化高速钢的综合性能。

2)随着淬火温度的升高，W6Mo5Cr4V2高速钢的硬度增加，在1100 ℃淬火时，由于弥散碳化物的析出和碳化物类型的转变，出现了二次硬化现象；淬火温度为1150 ℃时，硬度达到最高值62.8 HRC，但是其显微组织形貌是典型的魏氏组织，其中碳化物沿原始奥氏体晶界析出，是一种综合性能较差的组织，生产中应该避免。

3)W6Mo5Cr4V2高速钢最佳淬火温度为1100 ℃，可同时获得优异的微观组织和硬度。