高速工具钢的金相组织及检验 |
高速工具钢的金相组织及检验 一、高速工具钢的分类及其化学成分 高速工具钢以能进行高速切削而得名。刀具在切削金属时,由于摩擦的作用,引起刃部温度上升,刃部温度可高达500~600℃,碳素工具钢、合金工具钢刀具在温度到250~300℃时,硬度将显著下降。而高速工具钢具有较高的硬度、耐磨性和红硬性,同时也具有足够的强度和韧性。主要特点是在高速切削时,刃部受热至600℃左右,其硬度仍未明显降低,将制成的刀具在600℃加热4h后,冷至室温,其硬度仍大于62HRC。 随着切削加工的切削速度和走刀量不断提高,以及高硬度、高强度新材料的应用愈来愈多,对刀具的要求不断提高,导致出现了超硬高速钢(68-70HRC)。 高速工具钢的成分主要有C、W、Cr、V、Mo、Co. Al等。由于含合金元素量较多,所以热处理时能获得高的淬透性和红硬性。根据所含合金元素的不同,高速工具钢可以分为以下几类: 1.W系高速钢(如W18Cr4V) W系高速钢是应用最早和使用较广的钢种,也是各类高速钢的基本成分,含W量的质量分数在12%~18%之间。W是提高高速钢红硬性的主要元素,也是强碳化物形成元素,能形成多种碳化物,淬火加热时,部分W的碳化物不易溶解,从而对晶拉长大起阻碍作用,使钢加热至1280℃,仍然保持细小晶粒。该钢淬火温度范围较宽,不易过热,回火过程中,析出钨的碳化物,弥散分布于马氏体基体上,与钒的碳化物一起造成钢的二次硬化效应。 W系高速钢的缺点是碳化物不均匀度较为严重,热塑性差,不宜于热塑成形,同时它的合金元素含量较高,所以不够经济,国外已基本不生产此类钢,国内近年来对W系高速钢的使用也大幅度降低,代之是W-Mo系高速钢的大量采用。 2.W-Mo系高速钢(如W6Mo5Cr4V2) Mo也是碳化物形成元素,在钢中能形成多种碳化物,它在钢中的作用与W相似。Mo能提高钢的淬透性和红硬性,能够提高钢的强度,造成二次硬化,所以可用Mo代替W,按质量百分数计算,1%Mo可代替2%W。 Mo能降低高速钢结晶时的包晶反应温度,从而使铸态组织中莱氏体较W系高速钢细小。经锻造后碳化物不均匀度较好。在相同条件下,不均匀度比W系高速钢小一级,淬火回火后强度可提高15~20%,冲击值提高2倍。同时其相比密度比W系高速钢低6%,价格也较低。 Mo的主要碳化物(Fe,Mo)6C溶解于奥氏体中的温度比(Fe, W)6C为低,所以淬火时晶粒易于长大,过热敏感性高,故淬火加热温度范围较窄。 含Mo的高速钢退火时脱碳倾向较大,而且由于含有较多的V,钢的磨削性能较差。 3.高碳高钒高速钢(如W6MoCr4V3) V是造成高速钢红硬性主要元素之一,也是强碳化物形成元素,能够形成稳定的VC,回火过程中,VC以细小质点弥散析出,产生高速钢的二次硬化,其作用比W还强。此钢具有高的硬度、红硬性和耐磨性,在提高V的同时,必须相应提高C的含量,以组成V的碳化物。否则基体含碳量过低,在高温加热时出现铁素体组织。由于VC具有较高的硬度和耐磨性,所以钢的可磨削性能差,如制造精密刀具其粗糙度将受影响。所以这类钢一般只用于制造形状简单的刀具。 4. Co高速钢(如W2Mo9Cr4VCo8) Co是非碳化物形成元素,在高速钢中绝大部分溶人固溶体中,增加其合金度及提高红硬性。Co使钢在回火过程中析出弥散度较大的碳化物,提高了回火后的硬度。其硬度可达68~70HRC,被称为超硬高速钢。切削能力及红硬性大大提高。适合于制造加工硬材料、高强度、高韧性材料和在冷却条件不良情况下加工的切削刀具。 5. Al高速钢(如W10Mo4Cr4V3Al) Al不是碳化物形成元素,它在钢中的作用尚未完全清楚。试验表明,该钢淬火-回火后的硬度可达67~69HRC。钢的高硬度和高红硬性主要是该钢含碳量高(ωc=1.3%左右),A1的加入改善了钢的脆性,并使刀具切削时不产生钢屑粘刀现象。该钢的缺点是脱碳倾向大,磨削性能差。 二、高速工具钢的显微组织 (一)铸态组织 高速钢属莱氏体钢类型,高速钢铸锭冷却较快,合金元素来不及扩散,一般得不到平衡组织,在包晶反应区包晶转变不完全,保留δ相析出细小的碳化物,成为“黑色组织”,它是马氏休与托氏体的混合组织。在γ相区未进行共析转变,成为“白色组织”,主要是以马氏体组成。δ相过冷与液相反应形成共晶莱氏体,形态为骨骼状。 骨骼状莱氏体的粗细影响碳化物均匀度。较细小的莱氏体经锻轧、退火后可获得较均匀的碳化物。 (二)退火组织 退火状态的显微组织为索氏体和碳化物。经锻轧后,共晶碳化物呈带状和变形的网状分布。共晶碳化物严重不均匀,将降低高速钢的热塑性,热处理过程中易造成过热及开裂,大块碳化物附近含碳量较高,容易造成热处理过热。 退火组织要进行脱碳层深度测定。 实际生产中锻轧材仍不能直接加工刀具,必须按单件刀具尺寸进行反复镦拔。既改善钢的碳化物不均匀度,又改善流线方向,以增加强度。改锻后的组织评定用JB4290《高速钢锻件技术条件》进行取样和评级。 (三)淬火组织 高速钢淬火后的显微组织为马氏体、碳化物及体积分数为30%左右残留奥氏体。马氏体为隐针状,侵蚀后呈白色。淬火晶粒度大小是检验热处理质量的重要标志。加热温度高,晶粒长大,晶粒边界的碳化物熔化析出,会有网状组织及次生莱氏体。淬火温度低,则形成晶粒度小,有时看不清晶界,说明是淬火加热不足,图6-15、6-16、6-17为W18Cr4V钢淬火组织;图6-18、6-19为W6Mo5Cr4V2钢淬火组织。 1.过热组织检验 以晶粒边界碳化物的溶解程度和在冷却过程中析出网状程度来确定过热程度。钨钥系高速钢比钨系高速钢过热敏感性大,含碳高的钢也容易过热。 2.过烧组织检验 出现铸态黑色组织及共晶莱氏体,使刀具严重变形和脆化。过烧与过热的主要区别是,过烧组织主要出现次生莱氏体,莱氏体呈细小骨骼状存在于晶界上。 图6-15 W18Cr4V 1260℃加热淬火组织 (500×) 图6-16 W18Cr4V 1280℃加热淬火组织 (500×) (四)回火组织 回火后显微组织为回火马氏体,碳化物和残留奥氏体。 回火程度检验 由于高速钢淬火后有大量残留奥氏体,通过回火要使残留奥氏体转变完全,应进行三次回火。正常的回火组织,是侵蚀后不能观察到奥氏体晶粒,说明是回火充分,图6-20、6-21为正常回火组织,图6-22为W18Cr4V钢回火不充分组织。 图6-17 W18Cr4V 1300℃加热淬火组织 (500×) 图6-18 W6Mo5Cr4V2 1220℃加热淬火组织 (500×) 图6-19 W6Mo5Cr4V2 1250℃加热淬火组织 图6-20 W18Cr4V 1300℃加热淬火、320℃、 (500×) 560℃×2回火组织 图6-21 W6Mo5Cr4V2 1260℃加热淬火 图6-22 W18Cr4V回火不充分组织 (500×) 380℃、560℃×2回火组织 (500×) (五)晶粒度 1.特大晶粒 又称萘状断口晶粒,打开的断口上表现为鱼鳞状的花斑。萘状断口的形成主要是由于刀具经过重复的高温加热,中间未经退火,再结晶而成。 2.异常晶粒 在大晶粒中央有许多细晶粒,侵蚀后色泽较深,有点状析出物。异常晶粒的产生,是由于原材料退火不完全,淬火加热时间过长。 三、高速工具钢的金相检验 (一)退火状态 按GB/T 9943-1988《高速工具钢棒技术条件》进行 1.共晶碳化物不均匀度 标准级别图分带状及网状两个系列,每个系列各分1~8级。带状越宽、网状越完整则级别越高。钨钼系的碳化物网较为细小,但评级原则相同。 检查共晶碳化物不均匀的试样,应在钢材直径的1/4处,取厚度10~12 mm的横向试片,再取扇形试样。经金相磨抛侵蚀,不同牌号的高速钢应按标准中的热处理制度淬火,并在680~700℃回火1-2 h。 2.脱碳层 总脱碳层指铁素体+过渡层的总深度,剥皮及银亮钢材不允许有脱碳。 (二)淬火状态 按专业标准《工具钢金相检验标准》进行。检验项目见表6-3,作为工艺检验参考指标,其中钻头、键槽铣刀过中心的刃口,碳化物堆积处允许过热程度级别≤3级。剃齿刀不允许过热。根据工艺水平,在企业标准中或技术协议中应制订更严格的规定。 表6-3 淬火后检验项目及合格级别 产 品 过热程度 合格级别 回火程度合格级别 名 称 规 格(mm) W-Mo系 W系 直柄钻头 ≤Φ3 >Φ3~20 10.5~12 9.5~11 10~11.5 9.0~10.5 ≤1 ≤2 中心钻 10~11.5 10~11.5 ≤1 锥柄钻头 ≤Φ30 >Φ30 9.5~11 9.0~10.5 9.5~11 9.0~10.5 ≤2 切口及锯片铣刀 厚≤1 厚>1 10~11.5 10~11.5 ≤1 ≤2 ≤2 铣、铰刀类 9.5~11 9.5~11 ≤2 车 刀 ≤16×16 >16×16 8.5~10.5 8.5~10.5 ≤2 ≤3 齿轮刀具 9.5~11 9.5~11 ≤2 螺纹刀具 9.5~11.5 9.5~11.5 ≤1 拉 刀 9.5~11 9.5~11 ≤1 回火金相组织:回火充分时,整个视场呈黑色回火马氏体。一般回火程度时,个别区域或碳化物堆集处有白色区域。回火不足时,较大部分白色区存在,可见淬火晶粒。 过热组织:部分碳化物变形、呈棱角状;部分碳化物拖尾;部分碳化物呈线段状;部分碳化物呈半网状;部分碳化物呈明显网状。 |
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