高速工具钢的发展

　　摘要本文叙述了在奥地利Leoben矿业学校进行的一项研究，从1981年开始与位于斯图加特的Max-Planck金属研究所合作，对高速钢的合金设计理论进行研究。研究结果中，铌合金钢的开发占有重要的地位。——利用梯度技术对控制凝固的研究弄清了不同的合金元素对莱氏体工具钢的铸态组织的影响。精确SEM定量金相法过程，结合碳化物和基体相的化学成分的EDX与STEM-EDX分析，得出高速钢在金属切削工具中使用性能的定量模型，即根据经验确定的权重系数将碳化物和基体的作用联合起来。含钒和其它对二次硬化必要的碳化物形成元素的基体的饱和度起着重要的作用。这种饱和度与这些碳化物形成元素在退火组织中出现的途径有关；这反过来受合金的凝固方式（是按M6C还是M2C方式）影响。——以这些为基础，开发出低合金、含铌经济型钢，它的使用性能可与那些商业用高速钢相当，而且对以铌作为合金元素的经济型超级高速钢的开发也有广阔的前景。

　　合金化和加工工艺的发展历史

　　高速钢主要用于切割工具。切割的性能取决于钢的耐磨性能、韧性和抗回火性。

　　耐磨性能受到一次碳化物（MC，M6C和/或M2C）的种类、数量和形状的影响；韧性决定于基体回火态和一次碳化物的空间与尺寸分布。在工具工作温度下，基体为含弥散分布的碳化物析出的高温回火的马氏体。这些“二次硬化碳化物”决定材料的热硬性。

　　对高速钢而言，除碳之外，钨、钼、钒、钴、铬也都是最重要的合金元素。

　　表1总结了高速钢的合金成分的演变历史。

　　多少有些巧合，Mushet发现含有5-8%W，2%C、2.5%Mn的合金钢性能比一直用于切割工具的碳钢要好。奥地利卡芬堡的F.Mayr这时也发现可以通过加入钨合金来改善切割性能。

　　在1900年的巴黎世界博览会上，Taylor和White宣布他们用加钨的合金得到的热-硬化并提出了红硬性概念。VDI（德国工程师协会）于1901年组织了一次由奥地利与德国所有工具钢生产商参与的金属切削比赛，比赛中发现在接近固相线温度对钢进行淬火可以获得良好的热硬性，来自奥地利的“B？hler-Raid”的工具取得胜利。

　　在大量实验的基础上，Taylor于1906年开发出一种钨钢，如今已占市场相当的份额，而成分基本不变，如AISIT1。

　　后来，考虑到原料的可靠供应和性能两方面的因素，合金元素范围拓宽，不仅限于当时主要的合金元素钨和铬。加入钴提高钢的性能。后来认识到增加钴的加入量可以抑制二次碳化物的粗化从而改善热硬性。

　　一战期间，德国和奥地利由于钨短缺，部分钨由钼替代。Taylor在1906年就已经认识到这两种元素的替换比为1.9：1，也就是它们的原子质量比。在美国，一战后W和Mo供应情况的快速改变导致开发出一种类似AISIM1的钼钢。钨-钼合金钢由于它们的过热敏感性和热加工方面的问题，仅仅是有限地被欧洲所接受。

　　尽管早在1905年J.A.Mathews就取得了一项美国专利，使高速钢中钒的加入量达到1%，但钒的加入量第一次显著增加是在1928年。与此同时，在德国专利中，钒和碳在合金钢的含量同时有所增加。

　　三十年代在德国，人们认识到如果多加钒，钨的含量就可下降。含有10-13%W和4%V钢的性能和含有18%钨钢的性能相似。

　　二战期间，合金的短缺引发了另一场革新，特别是在降低合金元素消费方面。在战时的德国，含3%W、3%Mo、2.5%V的钢成为高速钢的主流。

　　二战以后，人们试图寻找一些其他的合金元素。R.Mitsche和他的小组率先开始研究铝在超低钨钢中的作用。在富含铬矿的东欧，人们试图开发高铬成分的高速钢。

　　在富钼钢中，除了常见的碳化物MC和M6C，M2C也以一次碳化物出现。长期以来，这种碳化物被认为是导致热加工性和过热敏感性差的原因。在清楚了硅稳定M6C作用的基础上，人们开始试图把凝固过程向产生M6C或易分解的M2C变体方向发展。在合金中加入硅会导致在基体和一次碳化物中其他元素被置换。这可以被用来降低W和Mo的含量，生产出低价格的工具钢，或者提高一次碳化物的体积比。加氮可以增强硅分解M2C的效果，它也会影响形成的一次碳化物的种类，提高切削性能。

　　一些高碳、高钒的“超高速钢”于1939年开始应用，因为稳定的、高钒一次MC颗粒比M6C有更好的耐磨性。后来实验证明应用钽、钛或铌也有相同的效果。

　　最近，巴西蕴藏丰富的烧绿石矿的开采引发了全球范围内的把铌作为高速钢合金元素的热潮。70代末，奥地利Leoben的奥地利矿业学校的物理冶金与材料分析系和奥地利及德国的工业界开始了这个方面的研究。后来，斯图加特的Max-Planck研究所也加入了这个组织。他们至今努力的结果和未来的研究方向，就是本文将要讨论的。

　　显微结构变形处理

　　在相同热变形量下，在完成加工及经热处理的高速工具钢中一次碳化物的空间分布和尺寸很大程度上取决于枝晶间莱氏体。因此，长期以来高速钢技术的一个主要发展方向就是影响凝固过程来获得均匀的凝固组织。

　　根据一份资料，1981年生产的所有高速钢中，大约98%是由传统的铸锭生产的。从那时以后，在一些国家，粉末冶金工艺生产的高速钢比例逐渐上升，因此铸锭工艺生产的产品比重下降。

　　大型工具需要锭重达1000千克，这样可获得令人满意的性能。电渣重熔是一种相当重要的获得更洁净、组织更均匀的钢工艺，重达2000千克的铸锭需要采用这种工艺。

　　真空电弧炉重熔实验使钢的洁净度和热加工性进一步提高，但不能改善一次碳化物的分布。一份研究甚至指出，当高速钢采用真空电弧或电子束重熔后凝固速度增加，碳化物尺寸也会增加。然而，该研究并没有给出如何测量凝固速度或凝固前沿的温度梯度的详细情况。我们的试验表明，当一次碳化物颗粒被推到枝晶前沿最末端时，它可以长大到一个合适的尺寸。在特定情况下，增大铸锭的凝固速度可以造成这种条件。

　　粉末冶金生产工艺可以避免高速钢铸锭中存在的严重偏析倾向，如粗大的条带组织导致韧性差和耐磨性低的问题和热处理中出现的问题。Fischmeister和Beiss等人重新修改了这种生产工艺。

　　高速工具钢粉末生产工艺特点之一就是快速凝固，它可使成形烧结及热加工过程碳化物和非金属夹杂物均匀分布，无条带组织。采用粉末冶金工艺使许多高速钢的重要性能得到改善，特别是韧性、热处理过程中的形状稳定性和难加工条件下的切削性，此时韧性显得尤其重要。粉末冶金可以生产高含量碳化物形成元素的合金钢，这用常规铸锭是不可能生产的。

　　最近，有人尝试使用控制喷射沉积（CSD）和Osprey方法生产显微组织非常均匀的工具钢。在CSD工艺中，用氮气雾化的熔体液珠在一块移动基板上形成很薄的快速凝固层。多道喷射后沉淀层形成一定厚度。Osprey方法在产品形状有更大的灵活性。这些方法看起来和传统的粉末冶金方法相比有更大的经济潜力，因为它们可以避免成本高昂的干燥、筛选、封装、或粉末成形工序过程。但是截面厚度仍受到限制（最大100mm）。

　　流变铸造或搅拌铸造是一种正在开发的技术，特点是部分凝固金属有特殊粘性特征。对糊状物的强烈搅拌打破了枝晶的生长，并大量的晶核形成，同时剩余熔体在减少，这为生产细小组织且无宏观偏析的铸锭创造了有利的条件。

　　水平连铸如果能应用在生产工具钢上，则会产生较高的屈服强度。第一次试验已经成功了。快速凝固得到细小组织，随后只需要较少热变形量就可获得很好的性能。

　　抗磨损表面镀层及表面处理能够提高高速工具钢的切削性能。除了传统的处理手段，如渗氮，渗碳，脱氧及硬化镀铬，通过PVD及CVD工艺得到高抗磨损的TiC或TiN镀层也已引起商业的注意。激光表面熔炼也证明了它的优势。最近，在中国出现了一种热化学工艺，在这个过程中通过氧、硫、硼、碳、氮的处理后，在表面形成硬质相。据报道，高速钢经过DYSG处理后切削性能得到提高。

　　描述高速钢微观组织特征的方法

　　在过去，缺少分析方法来精确描叙高速钢微观组织。这就阻碍了根据微观组织来认识性能的这门科学的发展。

　　可使用光学显微镜来识别和表征工具材料在生产过程中出现的相——凝固的钢锭、软退火轧材及硬化回火态。但无法定量测定体积分数；要求的侵蚀导致了体积分数明显增加，达到20%左右。

　　S.Karagoz及H.Fischmeister已经开发出用扫描电镜来研究高速钢金相的工艺，它可对不同的碳化物相小到最小的相关颗粒尺寸进行正确的识别和测量。扫描电镜借助能谱X-射线荧光分析（EDX）的优势对碳化物的识别及化学分析。对高速钢中出现的所有相，利用扫描电镜的二次电子成像可提供分辨率和化学（原子数量）对比度的很好配合（比较图1），并避免了形貌侵蚀。抛光的试样在减小的束电压下呈二次电子像（避免截面表面下的成像），导致的信号强度的减小由束电流的增加来补偿。照片的密度和试样的平均原子数量之间存在一对一的关系（对比图2）；这就可以在不重复EDX分析的情况下直接进行相的识别。当对比度不足时，可用薄的半导体表面镀膜来增强。

　　定量映像分析是在除掉扫描电镜的照相屏幕后的底片上进行。上面描述的方法可以得到一定的精确度，这在以前是不可能的。

　　高速钢结构的光学显微分析有一定的局限。选择性侵蚀或干涉镀层对相关相的可靠辨别是很不错的，但前提是大于某一尺寸。要得到高速钢微观组织中许多重要的特征（例如M2C分解而产生的MC晶粒）用光学显微分析的方法就不能实现。碳化物颗粒尺寸分布对描述工具钢的微观组织很重要。使用常规的金相方法及光学显微镜，就有对碳化物颗粒尺寸估计过大的实质风险。

　　图3比较了已经报道的通过传统方法及上面描述过的工艺确定的碳化物尺寸分布，它们都是在商业AISIM2钢试样上得到的结果。这个对比性需要使用线性关系代替首选的对数关系。即使考虑了试样的不同来源及加工过程，分布形态的差别也是相当大的。小于1μm时，光学显微的结果不真实。烧结块的不充分识别使大颗粒的分布机率高。上面提过的扫描电镜方法的一个独特的优点是能够分开确定M6C及MC的分布，这得益于该方法的高作业速度和大量可分析的微粒。与使用反向散射电子的扫描电镜程序和对微粒的一个个EDX分析相比，这种方法的优点是分辨率高且速度快。在线成像分析虽然很有可能但直到最近才出现吸引力，原因是有限的工作速度及缺乏持久的成像记录。其它的碳化物分析方法，如化学萃取法，X-射线衍射分离分析或结合衍射的X-射线荧光分析等等，这些方法都太费时间。

　　一种可重复的、精确的定量微观组织分析方法是下面要讲的“基体势观点”发展的前提条件，这种观点是合金设计体系的基础。使用这种方法必须要求对比度、分辨率及速度间有适宜的平衡，因为为了统计学关联需要分析大量的微粒。

　　除了扫描电镜，一些特殊情况下也使用光电子显微镜进行微观组织分析（54，129，130），它的分辨率稍高一些，对相的分辨更精确，但速度较慢。

　　扫描透射电子显微镜（STEM）非常成功地分析基体（包括它的亚微观二次硬化碳化物），在10nm级的探测区域它可安全地放置在一次碳化物间。借助SEM-EDX或电子显微镜（波长分散）的基体分析常遭受截面平面以下的看不见的碳化物颗粒产生的信号干扰导致错误。通过场离子显微镜结合颗粒质量光谱仪（原子探针）可对平均尺寸仅为2.5nm的二次硬化碳化物进行最好的分析。

　　凝固行为的描述

　　凝固组织可以通过相平衡及偏析动力学确定。随后的加工过程及热处理只能在很小程度上矫正或改善它们。通过基体部分来确定的某种性能（如断裂韧性），能够通过合适的热处理加以调整。这些由原始碳化物的分布、尺寸、形态及数量决定的性能在最终轧件或锻件中几乎不可调整。热加工能破碎枝晶间的莱氏体网络，但是碳化物的不均匀分布就几乎不能完全矫正了：莱氏体网络引起碳化物的条带组织；条带组织中的个别碳化物颗粒尺寸与凝固的莱氏体共晶薄片的宽度有关。

　　由于对大铸锭试样凝固组织金相分析的高的费用及难度，过去很少有关于高速钢凝固过程的研究报道。然而，理解这个过程对要求的微观组织在技术上的实现是非常必要。这种知识在实验室通过热分析，差分热分析及在温度梯度下的单向凝固技术等已经得到。

　　差分热分析（DTA）结合定向凝固为解决工具钢凝固过程中的问题找到了一个非常直接的方法。通过调节凝固前沿的温度梯度及前沿的长大速率，有可能模拟钢锭的凝固条件。这种试验能够估计形成特殊类型的莱氏体碳化物所需的凝固参数的边界值。例如，凝固组织中M2C或M6C的出现取决于冷却速率：即使在高W含量，低Mo和V钢中高的冷却速率对亚稳的M2C共析有利，它们还使M6C成为莱氏体的主要碳化物组成。另外，这种控制凝固研究可以建立冷却速率与组织中共晶体数量或枝晶间距之间的系统关系。这种关系对理解在边界条件下形成的凝固组织非常重要，例如粉末的生产。

　　高速钢中的铌

　　考虑到不断提高的自动化程度提高及高的精加工成本，提高切削性能成为高速钢发展的一个重要目标。这就要求改善韧性及抗磨损性，最起码也要不因为提高某一性能而牺牲另一性能。硬质金属工具，其性能主要由相互支撑的碳化物颗粒及它们的内在性能决定的，而基体扮演的角色主要是碳化物颗粒间的粘接物的性能决定。另一方面，在高速钢中，基体自身的性能起着很重要的作用，可以通过它们来改善加工性能。但是，在合金设计时，基体不能孤立地被考虑，因为合金成分的任何一点改变将导致凝固平衡的移动，从而将同时影响基体及一次碳化物。

　　碳化物形成元素的作用可根据它们对碳的亲和力及它们在奥氏体中的溶解度定义。钨和钼决定了传统“高速钢碳化物”M6C的形成。最近已普遍认识到富Mo钢中，这种碳化物是在热加工的加热过程中一次M2C的固态分解的产物。——V的含量最初是考虑了要生成富钒的MC颗粒而规定的。钒含量达到大约2%时，这种影响也没有达到期望的程度；相反，由于钒在奥氏体中溶解度较高，二次硬化有了改善。如果钒的这种有利作用被完全利用，那么必须注意到没有太多的钒固定在低溶解度的一次碳化物中。这就出现了通过更多的亲碳元素置换MC相中的W、Mo和V而形成一次碳化物的想法。如果可能充分地利用钒，并只为了形成二次硬化析出物，那么钒的含量可以降低。

　　为了实现这个想法，必须考虑周期表第Ⅴ、Ⅵ簇的碳化形成元素，特别是钛、锆、钽和铌这些能形成非常稳定的岩盐性碳化物的元素。因为成本和可靠供应方面的原因，首选铌。将Nb或Ti作为合金元素引入到高速钢并不是新的思路，只是许多作者都固守这样一条简单的观念：将这些元素换成钒，或者最近换成钨或钼，仅仅是因为它们的原子质量比。

　　在1971年，Brook和Crompton宣布了AISIM2不同的铌合金钢的令人兴奋的钻孔测试结果。当钒完全被铌替代时，性能改善不明显。而当一半的钒被铌取代时，性能就有实质性的改善。

　　Leoben研究小组是从与AISIM2类似的钢开始研究的，该钢不含钒，但是铌含量在1.5~3%之间（表2）。他们也研究了一次碳化物的类型、数量及组成，并证实，铌对碳有较高的亲和力，形成一碳化物，它含铌量比其它碳化物形成元素少，并且稳定性也比AISIM2钢中富钒MC碳化物高。因为在最初系列钢中碳的含量一直保持未变，相当一部分的碳在NbC的形成过程中被耗尽，由此导致了共晶M6C替代M2C出现在凝固组织中（除MC之外），并且碳化物而不是MC的体积分数也有所减少。图4表明，随着钢中Nb含量的增加，MC显著增加，同时M6C在减少。

　　其中一些钢的碳化物尺寸分布见图5。在2%与3%Nb钢中，MC碳化物过分长大，与此对应韧性恶化。这些大尺寸碳化物晶体的形成机制由在某一温度梯度下的定向凝固试验阐明：除了能由速冷细化的共晶MC（图6a），还经常遇到八面体的一次富铌晶体（图6b）。它们的尺寸一般为50μm。不同类型形核使它们在高温下在铁素体开始结晶前形成，这样它们将在嵌入固态前经历一个很长的生长时期。因此，它们的生长几乎不能被更快速度的冷却所限制。但是它们能够通过铝、钛、氮的孕育处理而减少；这种孕育处理机制已经详细解释过。不含V的M2钢变体的凝固组织的一个更典型的特征是高含量的δ共析体。

　　一点也不含钒的铌合金钢几乎不出现二次硬化。这可以通过下面的事实来帮助理解：铌在奥氏体溶解度与钒相比很小，钒对形成部分连贯的MC析出物的弥散分布起决定性的作用，这种析出物起着二次硬化的作用。在钒所扮演的这两个角色中，铌能够假定仅在一次碳化物的形成中起作用，而在二次硬化时作用就不那么重要。因此对高速钢而言，确定钒的最小含量，从而在奥氏体化过程中以易于固溶的形式存在，是非常重要的。

　　下一阶段将研究与AISIM2及M7类似的钢，该钢中部分钒被铌替代（表2中的组II）。它们的凝固组织对比图7表示M2C，M6C及MC的不同比例，它与组成及冷却速度有关。这一系列钢的凝固反应的顺序见图8。（固相线点不是非常确定，因为它们的DTA信号较小）。图6a中共晶富铌MC一般形成温度（图8中的黑箭头）比普通仅含钒钢（图8中的白箭头）的要明显地高。在后面这些钢中，已知MC的形成出现在比M2C-或M6C-共晶稍靠前或靠后的时刻，并依赖于冷却速率及碳含量。此研究的所有钢中，富NbCMC共晶反应与简单的Fe-V-NbC系接近。扫描电镜的原子数量对比及扫描电镜EDX分析显示了两个明显不同类型的MC：一种是钒基碳化物，固溶很少的铌，有一些钼；另一种是铌基碳化物，它能溶解钒和钼（碳化物中钼越多钒含量就越高）。这种行为与Kieffer等人发现二元VC-NbC在1470℃以下的混溶间隙相一致。H.Kudielka等人对铌合金高速钢的XRD研究核实了这两种MC碳化物的共存；由于溶质的合并，NbC型的点阵常数由0.443nm(NbC)降低到0.436nm，此时VC型由0.417nm增长到0.426nm。这与原子半径（V为0.303nm，Nb为0.330nm）的不同是一致的。由碳的化学计量学得出的可能偏差对点阵参数的影响不能考虑。

　　至于体积分数，凝固组织中富NbC型的MC比富VC的类型占主导地位（两种类型在图7中都可见）。仅有一小部分钒固定在大的、稳定的富NbC型碳化物中，这有利于在奥氏体化过程中钒立即固溶到基体中去。

　　富NbC型MC碳化物的形态看起来由液态金属中铌的活度控制。随着Nb的活度的下降，首先发生了从八面体向粗大的枝晶转变，然后向细小的枝晶（象规则的共晶体结构）转变（也参照图9）。随着温度（此时碳化物在液态金属析出）的降低，更多的V（达到25%的原子数），同时也有更多的Mo被吞并。

　　与钒的行为相反，铌主要存在于一次碳化物MC相中。

　　剩余熔融金属的凝固，更易得到M2C共晶而不是M6C共晶，因为亚稳的M2C会在随后的加热过程中分解，形成一团团M6C和细小富钒MC颗粒，这种组织在热变形过程中可以进一步破碎（部分）。在奥氏体化过程中，MC扮演了基体二次硬化时V的来源的角色。另外，分解反应使一次碳化物块在热加工过程中更有效地破碎，并产生更均匀的碳化物分布，提高材料的韧性。

　　在900~1100℃范围内发生的M2C分解（取决于W：Mo的比率），通常发生在钢锭的软退火过程中，这一工艺主要用于减少热断裂的可能。

　　V在M2C中的溶解度比在M6C中要高得多。如果凝固过程要走M6C——共晶这条路，那么很大一部分V就被限定在大的一次MC颗粒中，这种颗粒在奥氏体化过程中溶解很慢且不完全。因此，凝固产生M2C将会在特定的奥氏体化条件下使钢有更高的二次硬化。

　　与传统合金相比，M2C在铌合金钢的分解要容易——因为细的薄层的M2C形态比粗的、块状形态更易分解，后者是M2钢中主要碳化物形态（当然速冷也有相似的作用）。另外，M2C相中较多的Cr使含铌钢与传统钢相比对分解更有利，这样，在含铌钢中凝固过程产生M2C是最希望的。然而，除非提高C含量，Nb合金钢有很强的形成M6C的趋势。这在图7可以看出：在低的冷却速率下（0.08K/s），在Nb含量为1%的类似M2钢中，即使在高碳含量时（表2中的Nr.2D），M6C在M6C旁生成，而在普通碳含量的普通M2钢中，即使在最低的冷却速率下也不会出现M6C。为了避免Nb合金钢中凝固产生M6C，碳含量一定要增加，而这也带来其它一些有利结果。

　　在结束本段前，对M6C凝固方式对最终产物韧性的影响进行了研究。图10比较了两种钢的凝固及最终加工后的组织，一种是通过M6C方式凝固的T1（18W-0Mo-1V），另一种是通过M2C凝固的M7（2W-9Mo-2V）。在相同的冷却速率下，形成与T1中的M6C块总比M7中的M2C粗大（尤其在两端）（见图10a、b）。这些粗大的端部仍大量的残存在热加工过程中破碎的莱氏体碳化物中，导致T1中最终轧件的微观组织含有比M7中更大的一次碳化物，M7中的块状碳化物由M2C分解而成，由图10c、d可见它们之间明显的不同。

　　对高速钢的韧性进行系统的研究表明，大块的一次碳化物或碳化物串是裂纹产生的根源，因此由弯曲断裂试验测得的韧性随着最大碳化物或碳化物串的尺寸成比例降低。传统方式加工的M2材料的典型临界缺陷尺寸在8~15μm。由Fischmeister提出的模型可以看出，这些缺陷是由在碳化物串中的碳化物/基体交界处生成的亚临界裂纹形成的。裂纹开始扩展的试样的断裂机制也可用来解释“垂直通过碳化物串（普通纵向试样）的断裂强度大约是横向试样的两倍”这样一个事实，横向断裂平面与碳化物串方向平行。

　　可见，从韧性和热处理方面考虑，期望出现通过M2C共晶方式的凝固。对传统高速钢相似的铌合金钢进行的性能及韧性测试表明，适当调整碳含量，使凝固通过M2C这种方式进行的话，钢的性能与传统钢相等或更高。

　　切削性能与“基体潜势”

　　各种不同高速钢的基体成分的研究大概是当今冶金研究工作中最薄弱的环节之一。一般的假设是基体中碳和碳化物形成元素的饱和度应尽可能的高。

　　在作者所在小组的工作中，基体的成分由图11中流程图确定，输入所有的合金成分，以及块状碳化物的体积分数与它们的化学成分——及由XRD或Vegard法则确定的点阵常数——也就给出了相密度。在前面已对金相和分析方法进行了描叙。

　　通过这种方法，确定了表1中列出了重要的商业用钢和大部分实验用钢的基体的成分。这些结果后来由扫描电子显微镜对基体进行直接的分析加以证实。它也为系统研究基体与块状（一次）碳化物如何影响高速钢的切削性能奠定了基础。

　　碳化物对二次硬化的作用是如此之小（图12），以致直到最近它们的成分也只能从过时条件下的分析加以推测（有相应的误差）。对峰值硬化状态的分析可以使用场离子显微电镜和原子探针。迄今为止，仅对特殊的高合金粉末冶金钢种ASP60（7W，7Mo，6V，10Cr）取得了分析结果。分析表明，富含V和Mo的MC型碳化物与主要金属元素为Mo和Cr的M2C型碳化物是二次硬化的主因。参照这些结果来讨论其它钢时，要将基体中V和Mo的含量考虑为可能发生二次硬化的参数，在切削工具刃部附近，工作温度下就可因为连续析出而出现二次硬化。Fischmeister引入了“基体二次硬化潜势”或“基体潜势”这个术语来说明这些复杂的特性。它指的是加工过程中基体可以达到和保持的最大热强度。基体潜势中重要的成分是V、Mo和C的含量，它们共同决定可获得析出强化的程度。结果Mo和V不是固定在碳化析出物中，而将仍然起着基体固溶强化的作用，如果基体中有W，W也将起同样的作用。回火马氏体中的亚晶或致密晶界也对基体强度有一定贡献。

　　很明显，不可能将高速钢的切削性能与硬化回火材料的微观组织中的一次（如块状、未溶）碳化物的体积分数联系起来。如果钢的切削性能与钢的微观组织成可描述成某种定量关系，那么基体中碳化物的体积以及基体热强度——“基体潜势”——也必须加以考虑。如果上面列举的因素可能对改善基体性能有利，则可用下式来描叙钢的切削性能：

　　式中：

　　P：切削性能（连续切削直到刃部钝化失效时缺口长度）

　　Vv：体积分数

　　Mx：基体

　　Xi：合金元素I在基体中的浓度

　　D：回火马氏体晶界间平均间距

　　ai，bi，ci，d：重量系数

　　根据目前的知识，重量系数只能由经验来定。显然，对不同的切削方法及不同的失效判别标准，结果会不同。必须根据加工性能数据及公式中的组织参数进行修正以尽可能适于多数钢种。这项工作仍在进行，但已取得的结果很好地支持了上面的理论。

　　例如，传统钢号AISIM2（6W-5Mo-2V）和M7（2W-9Mo-2V），虽然它们中的W和Mo的原子百分数相同，但是它们的块状碳化物体积分数及基体的成分截然不同（见表3）。可是，尽管有这些区别，它们在连续切削中的性能极其相似。这说明一定程度上，一次碳化物和基体潜势对切削性能的影响是可以互换的。当用其它钢进行对比时，也能证明这个结论。这说明在M7中可以少用W，在M2中可以少用Mo。这成为发展经济型含铌钢的起点，下面我们将要回顾一下。

　　新的经济型铌合金钢种

　　为了研究铌在高速钢的有利作用的可能途径，我们研究了一系列贫铌钢。大体上，这些实验用钢的切削性能与那些铌含量较多的传统钢的性能相同。并且，在不损失切削性能的情况下，对AISIM2钢可节省2%W，对AISIM7钢可节省4%Mo。将铌的优化利用结合起来，开发出一种成分为3W-5Mo-1.5V-0.5Nb的高速钢（表2中的Ⅲ）。

　　图13为这种钢在连续车削、钻孔、铣削下的性能，并与传统的AISIM2进行了对比。工具寿命——依照泰勒的切削速度图表明在低和中等切削速度下，该钢与M2相同。低的速度下扩孔这种微弱的优势就很明显（图13b）；在高的切削速度下，新钢种比M2稍差一些，但它们之间的差别位于统计显著性水平之下。在开槽铣削（图13c）时，这两种钢本质上是一样的。总的来说，在中等强度材料简单切削加工中，在性能相同的前提下，新的、经济型铌合金钢能替代传统的高合金钢种。

　　到目前为止，对这种钢和其它铌合金钢的研究表明，它们与仅含钒的钢相比，二次硬度可持续到更高的温度。这表明铌确实进入到二次硬化碳化物中，这种可能性以上已讨论过，接下来进行的基体分析及FIM原子探针研究工作也将阐述这种观点。

　　然而，钒暂时保持为主要的二次硬化的载体的地位，也用在铌钢中。当一次MC形成元素由Nb替代时，事实上所有的V都可以用于提高二次硬度，并且V的含量也应该降低。碳化物与基体成分的定量研究表明，质量平衡应如图14所示：铌合金钢同样需要1.1%V用于二次硬化，另外，大约0.6%V留在一次MC碳化物中（成分与上面的经济型钢相似）。

　　加工技术的研究

　　作者所在小组工作的希望达到两个目标：一是在性能不变的前提下减少合金含量，二是提高MC量，这会将磨损保护的角色移交给MC相，它的作用效果最好，但是在传统方法生产的高速钢中，不可能产生足够的MC。铌对这样一种富含MC的钢——“超级高速钢”——的开发是有好处的。

　　现在问题出现了，当大量使用强的MC形成元素时，由在熔体中出现的一次结晶体形成的MC晶体将过分长大（图6b）。可能的补救措施是从分析普通高速钢的孕育机制得来的，就是Al2O3与Ti（C，N，O）的延晶外向孕育。如图15，被Ti（C，N，O）包裹的铝的氧化物颗粒起作富Nb的MC的异类形核的核心的作用，大量的Nb合金钢试验表明，对中等Nb含量的钢，通过这种孕育工艺，富含NbC的一次MC晶体的尺寸能保持在韧性要求的范围内。

　　为了得到更加均匀的细小微观组织，有必要从熔体中孕育出铁素体。这有可能实现，许多作者也已介绍过，但是通过这种工艺改善的余地很有限。

　　粉末冶金是一条更有效地得到细小均匀微观组织的途径。Nb合金熔体中富Nb的碳化物的过分长大能通雾化法被抑制（图16）。这样的粉末生产出来的钢具有非常细小的碳化物颗粒；结果，韧性改善，允许一次碳化物的体积分数增加，从而提高耐磨性。因此，粉末冶金工艺为合金设计带来了最大的灵活性，它可以不添加二次硬化的碳化物形成元素就使钢具有保护磨损功能。

　　沿着这些思路设计出来的合金应该有大量细小均匀分布的高稳定MC颗粒，保护磨损并稳定晶粒尺寸。这些颗粒的高的热力学稳定性将奥氏体化温度显著提高，基体饱和度更高，基体硬化程度更高，而不用担心晶粒粗化或晶界熔化。第一次由实验成功地证明了这一点。

　　作者所在的研究小组也探索过类似的凝固工艺。试验中由氮气液化的NbC粉末，被喷射到优化的基体溶液中去。比重偏析（富含Ti的高速钢中最严重的问题）就不成问题了，因为NbC的密度与溶液的密度很接近。

　　第一次试验说明有可能按照这种方式实现期望的组织。图17说明在喷射液凝固时，块状的“一次”碳化物主要为富Nb的MC，M6C量很少。该钢的硬度达到65HRC。可喜的是，可以想象将喷射碳化物与带钢水平铸造结合起来，这样基体中几乎没有M6C，而得到细小枝晶组织以及更有利的碳化物分布。

　　结论与展望

　　当不希望对高速钢的生产技术进行根本性改变时，粉末冶金技术就可能越来越重要了。在进一步理解组织与性能关系的基础上，保持以有良好的性能前提下提高合金的经济效益的原则下，继续开发用铸锭生产的高速钢。对高速工具钢，除了粉末冶金应用越来越多，减小磨损的涂层厚度在商业上也变得重要起来。

　　作者所在研究小组的下一步目标主要是进一步研究通过控制组织来优化性能。喷射冶金与粉末冶金过程在获得期望的组织——优化饱和的基体中有高体积分数的稳定的、抗耐磨的一碳化物——方面具有潜力，有待开发。要特别关注高速钢中马氏体的形貌以及二次硬化的详细机制，还有马氏体的形态是如何影响工具的性能的。

　　对工具性能进行科学评价的一个普遍的缺点是，习惯性地限制在测试室温硬度、强度和韧性等。应该研究高速钢的蠕变和热疲劳特性以深入了解工具在实际使用条件下的情况。

对Nb作为微合金化元素应用在高速钢中的研究已解决了很多重要问题。一次碳化物M2C分解成M6C与MC的情况已经被当作一个要点，进一步研究应放在弄清伴生合金元素与杂质对这个分解反应的影响。铌的碳化物具有较高的稳定性说明在铌参与二次硬化反应的钢中有望使工具的使用温度更高。

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