第五章 结构钢的金相组织及质量检验

第五章  结构钢的金相组织及质量检验     结构钢可分为碳素结构钢和合金结构钢两大类，其含碳量的质量分数一般在0.12~0.74范围内，大多属于亚共析钢。结构钢的金相检验主要内容包括：鉴别各种冷、热加工处理后的组织；鉴别和评定钢中非金属夹杂物的类型、数量以及在生产工艺过程中所出现的组织缺陷等。               第一节    低碳马氏体钢的金相组织及检验 低碳马氏体的含碳量的质量分数为0.15~0.25。加入Cr、Mn、Mo、Ti、B、V、Ni等合金元素的低合金钢，淬火后在低温回火状态下使用。该钢具有良好的综合力学性能和工艺性能，因此近年来在矿山、汽车、石油等行业得到广泛的应用。典型牌号有20Cr、 20CrMo、15MnVB、20SiMnVB、18Cr2Ni4W和25Cr2Ni4W等。 一、低碳马氏体钢的热处理工艺 将工件加热到Ac3 .以上30~50℃，保温后快速冷却，使得工件淬火得到低碳马氏体组织（板条状马氏体）。淬火后的工件在200℃左右回火后使用，使得该工件具有一定的强度、耐磨性和韧性。 二、低碳马氏体钢的金相检验    原材料检验按GB/T 13299-1991检验其带状组织和魏氏组织。夹杂物按GB/T 10561-1989进行评定。脱碳层按GB/T 224-1987测定。晶粒度按YB/T 5148-1993检验。钢的低倍组织及缺陷酸蚀试验按GB/T 226-1991和GB/T 1979-2001进行。  （一）淬火欠热组织检验  若淬火加热温度低于钢的临界点Ac3 .或保温时间不够，只发生部分奥氏体化，而另一部分铁素体未转变，结果得到的组织为低碳马氏体和铁素体。这种淬火后保留下来的铁素体 形态常呈月牙状或块状，而马氏体的板条短小，奥氏体晶粒较细。  （二）淬火过热组织检验  若淬火加热温度过高，或保温时间过长，致使奥氏体晶粒粗化，淬火得到粗大的板条状马氏体。也有可能由于预备热处理不当，原始组织没有细化，如严重的魏氏组织伴随的粗晶组织，虽经正常淬火工艺，也会得到粗大马氏体。对于低碳马氏体钢，若淬火加热温度超过1000℃，随着淬火温度的提高奥氏体的晶粒粗化明显。  （三）淬火欠淬透组织检验  淬火处理时，工件如有非马氏体组织存在称为欠淬透。要获得全马氏体组织，必须使钢的淬火冷速大于临界淬火速率，否则高温奥氏体在形成马氏体前先析出部分铁素体或托氏体或珠光体，先析出的相或组织往往沿奥氏体晶界分布；而对某些过冷奥氏体不太稳定的钢，当淬火相对冷速不足时，在相变的初始阶段会析出一部分羽毛状的上贝氏体。                 第二节   调质钢的金相组织及检验    调质钢通常是指采用调质处理（淬火加高温回火）的中碳优质碳素结构钢和合金结构钢，如35、45、50、40Cr、 40MnB、40CrMn、30CrMnSi、38CrMoAlA、40CrNiMoA和40CrMnMo等。 调质钢主要用于制造在动态载荷或各种复合应力下工作的零件（如机器中传动轴、连杆、齿轮等）。这类零件要求钢材具有较高的综合力学性能。 一、调质钢的热处理  （一）预先热处理    为了消除和改善前道工序（铸、锻、轧、拔）遗存的组织缺陷和内应力，并为后道工序（淬火、切削、拉拔）作好组织和性能上准备而进行退火或正火工序就是预先热处理。    关于调质钢在切削加工前进行的预先热处理，珠光体钢可在Ac3 以上进行一次正火或退火；合金元素含量高的马氏体钢则先在Ac3 以上进行一次空冷淬火，然后再在Ac1以下进行高温回火，使其形成回火索氏体。  （二）最终热处理 调质钢一般加热温度在Ac3以上30~50℃，保温淬火得到马氏体组织。淬火后应进行高温回火获得回火索氏体。回火温度根据调质件的性能要求，一般取500~600℃之间，具体范围视钢的化学成分和零件的技术条件而定。因为合金元素的加人会减缓马氏体的分解、碳化物的析出和聚集以及残余奥氏体的转变等过程，回火温度将移向更高。 二、调质钢的金相检验 （一）原材料组织检验   调质工件在淬火前的理想组织应为细小均匀的铁素体加珠光体，这样才能保证在正常淬火工艺下获得良好的淬火组织---细小的马氏体。 （二）脱碳层检验   钢材在热加工或热处理时，表面因与炉气作用而形成脱碳层。脱碳层的特征是，表面铁素体量相对心部要多（半脱碳）或表面全部为铁素体（全脱碳），从而使工件淬火后出现铁素体或托氏体组织，回火后硬度不足，耐磨性和疲劳强度下降。因此调质工件淬火后不允许有超过加工余量的脱碳层。金相试样的磨面必须垂直脱碳面，边缘保持完整，不应有倒角。脱碳层的具体测量方法可按GB/T 224-1987标准进行。 （三）锻造的过热和过烧检验    锻造加热时，由于加热温度高，不仅奥氏体晶粒粗大，而且有些夹杂物发生溶解而在锻后冷却时沿奥氏体晶界重新析出。一般过热时，仅出现粗大的奥氏体晶粒并产生魏氏组织。在一些低合金钢中还会出现粗大的贝氏体或马氏体组织。    过热时沿奥氏体晶界析出的常为MnS或FeS。用一般试剂无法侵蚀显示奥氏体晶界，最好方法用饱和的硝酸铵溶液进行电解侵蚀。侵蚀后试样的奥氏体晶界呈白色网状。由于过热锻件晶粒粗大，使得塑性和韧性下降，容易造成脆断。    当钢加热到更高温度，接近液相线时，会出现过烧现象。过烧特征是钢的粗大晶界被氧化和熔化，锻造时将产生沿晶裂纹，在锻件表面出现龟裂状裂纹。 （四）调质钢的淬火回火组织    调质钢正常淬火组织为板条状马氏体和针片状马氏体，当含碳量较低时，如30CrMo等，形态特征趋向于低碳马氏体。当含碳量较高，如60Si2、50CrV等，形态特征趋向于高碳马氏体。    如果淬火加热温度过低，或保温不足，奥氏体未均匀化，或淬火前预先热处理不当，未使原始组织变得细匀一致，导致工件淬火后的组织为马氏体和未溶的铁素体，后者即使回火也不能消除（图5-1）。             图5-1   低碳马氏休＋网状铁素体  (500 X)          图5-2   45钢调质处理之回火索氏体  (500×)    如果淬火加热温度正常，且保温时间足够，但冷却速度不够，以致不能淬透，结果沿工件截面各部位将得到不同的组织，即从表层至中心依次出现马氏体、马氏体+托氏体、托氏体+铁素体等组织。甚至表层也不能得到全马氏体组织。 当工件淬火温度正常，保温时间足够，且冷却速度也较大，过冷奥氏体在淬火过程中未发生分解，那么淬火后得到的组织应是板条状马氏体和针片状马氏体。在随后的高温回火过程中，马氏体中析出碳化物，最终得到的是均匀且弥散分布的回火索氏体（图5-2）。        第三节    弹簧钢的金相组织及检验    弹簧钢是用于制造各种弹性元件的专用结构钢，它具有弹性极限高、足够的韧性、塑性和较高的疲劳强度。弹簧钢含碳量比调质钢高，其中碳素弹簧钢的含碳量的质量分数约为0.6~1.05％；合金弹簧钢的含碳量的质量分数为0.4~0.74％。弹簧钢中加入的合金元素主要为硅和锰，目的是提高淬透性。要求较高的弹簧钢，还需要加入铬、钒或钨等元素。    弹簧钢的热处理方法主要有两种：  （1）淬火加中温回火处理。 用这种处理方法的多数为热轧材料以热成形方法制作的弹簧，或者用冷拉退火钢丝以冷卷成型的弹簧。中温回火后的组织为回火托氏体，此弹簧有很高的弹性极限与屈服强度，同时又有足够的韧性和塑性。     (2) 低温去应力回火。应用这一处理方法的主要是一些用冷拉弹簧钢丝或油淬回火钢丝冷盘成形的弹簧。    钢丝成材过程的强化处理也有两种方法。一种是冷拉后的淬火回火处理，其组织为回火托氏体。另一种为“铅淬”冷拔，即将热轧盘条加热到奥氏体状态，然后淬到450~550℃的熔化铅液中作等温处理，得到冷拉性能很好的回火索氏体，最后通过一系列的冷拔，得到一定规格尺寸与强度的钢丝。这种钢丝组织为纤维状的形变回火索氏体。    弹簧钢的金相检验内容有非金属夹杂物、石墨、表面脱碳、显微组织等。    （一）石墨碳与非金属夹杂物检验   检查石墨碳及非金属夹杂物时，试样取样部位一般都在材料端部，也可按照双方 协议 离婚协议模板下载合伙人协议 下载渠道分销协议免费下载敬业协议下载授课协议下载 的规定。其检查方法及评级可分别按 GB/T 10561-1989和GB/T 13302-1991标准进行评定。石墨碳及非金属夹杂物是弹簧钢的内部缺陷。 （二）表面脱碳层检验   在弹簧钢各种材料标准中对表面脱碳均有明确的规定，一般脱碳深度根据材料的厚度或直径的百分数而定，而且冷拉材料要比热轧材料严格，如公称直径≤8 mm的热轧圆钢， 其规定总脱碳层不大于直径的2.5％，而同规格的冷拉钢则为不大于2％。 检查材料表面脱碳时，试样的切取部位均在材料两端或其中任意一端，如为弹簧成品或半成品，一般可在任意部位取。脱碳层检验标准为GB／T224-1987。 （三）显微组织检验  经过退火处理热轧弹簧钢，其组织是珠光体或珠光体和网状铁素体。规格较大的冷拉弹簧钢一般经过球化退火处理，组织为球状珠光体。冷拉碳素弹簧钢丝（包括冷拉的65 Mn弹簧钢丝），因冷拉前经过索氏体转变（俗称铅淬）处理，所以冷拉后组织呈纤维状的索氏体。油淬火回火钢丝的组织为回火托氏体。图5-3、图5-4分别为油淬火回火钢丝组织和冷拉铅浴处理钢丝组织。         图5-3   65Mn弹簧钢之回火托氏体                  图5-4  50CrV弹簧钢冷拉铅浴处理                   组织  （500×）                             之形变索氏体组织  （500×）    用热轧弹簧钢制作弹簧时，由于采用热成形方法，然后需进行淬火、回火处理，故原材料的组织检验可以省略。冷拉退火钢丝用冷盘法加工弹簧，则要检验原材料组织的球化程度。若球化不良，则材料要重新球化退火。检查“铅淬”冷拉钢丝组织时，磨面应取纵向，其他试样磨面可以取任意方向。    对于用碳素弹簧钢和合金弹簧钢制作的内燃机气门弹簧，在检验组织及缺陷时，应按GB/T 2785-1988《内燃机气门弹簧技术条件》进行。对于汽车钢板弹簧的金相检验，则按照JB 3782一1984《汽车钢板弹簧金相检验标准》进行。金相试样应在钢板全长的l／4处截取，且截面距钢板一端距离不得小于50 mm。在检查带状组织时，金相磨面应取钢板的纵向截面。                             第四节    轴承钢的金相组织及检验    轴承钢适合于制造在各种不同环境中工作的各类滚动轴承套圈和滚动体。轴承除了适应其本身高速、交变的运动特性之外，亦要适应各种不同环境条件特点，例如耐低温、耐高温、耐冲击、防锈、防磁、防辐照、高真空等，这就需要选用具有特殊性能的钢材制造在特定条件下工作的轴承零件。 高碳高铬轴承钢以GCr15、GCr15SiMn钢为代表。渗碳轴承钢主要有G20CrMo、G20Cr2Ni4、25钢、15Mn钢等。不锈钢轴承有9Cr18、1Cr18Ni9、1Cr17Ni2和Cr13类型，高温轴承以Cr4Mo4 V、W18Cr4V、W6Mo5Cr4V2为代表。防磁轴承用25Cr18Nil0W、70Mn18Cr4V2WMoV或铍青铜QBe2. 0。    滚动轴承对轴承钢的性能要求比较高，各类轴承钢对冶金质量的要求比一般工业用钢更严格，质量检测项目比较多。其中纯洁度和均匀性是各类轴承钢对冶金质量要求的两大基本特征。    轴承钢的纯洁度是指：严格控制杂质和有害成分。例如硫、磷含量较一般钢材为低；钢中非金属夹杂物必须作为冶金质量控制的重点。钢中气体含量尽可能低。    轴承钢的均匀性是指：化学成分均匀一致，尽可能降低成分偏析。尽可能减少钢中碳化物的不均匀性，包括碳化物带状、网状、液析。大颗粒碳化物是一种脆性相，它的危害性与脆性夹杂物相似，易形成疲劳源，使钢的使用寿命下降。碳北物的不均匀性会增加钢的局部过热和硬度不均匀性。所以各类轴承钢标准比其他钢类更强调碳化物的均匀度。 此外，轴承钢材表面不得有裂纹、折叠、拉裂、结痕、夹渣及其他有害的缺陷。低倍酸蚀检验，不得有缩孔、疏松、白点、气泡、裂纹和粗大的非金属夹杂物。 一、铬轴承钢    轴承钢基本成分的质量分数为含碳1.0和含铬0.6％～1.5％。其中GCr15钢是世界各国广泛采用、用量最大的轴承用钢。该钢含有少量合金元素，综合性能好，热处理后的组织比较均匀稳定，硬度高且均匀，耐磨性好，接触疲劳强度高，具有良好的尺寸稳定性和抗蚀性。但 GCr15钢对形成白点敏感性大，可焊性差，淬透性也不能满足大型轴承零件的需要。为了提高淬透性，在GCr15基本成分上加入适量的Si.、Mn或Mo,为此形成了以GCr15和GCr15SiMn为代表钢号的高碳铬轴承钢。 （一）铬轴承钢热处理工艺    1．去应力退火  加热温度400~670℃, 4~8 h 空冷。    2．低温退火  670~720℃、4~8 h 空冷。 3．等温球化退火  780~810℃、3~6 h，以每小时小于20℃的冷却速度冷到720℃保温2~4 h，再用相同的冷速冷却到650℃出炉，可得到球化组织，硬度170~207 HB。    4．正火  用于消除和减轻碳化物网时，加热温度为900~950℃。用于细化组织时，加热温度为870~890℃，用于过热零件返修时，在880~900℃正火。正火工艺应针对零件尺寸等调整冷却方式。    5．淬火  加热温度830~860℃，小于13 mm钢球在油中冷却。13~50 mm钢球在20~30℃苏打水中冷却。淬滚子在30~80℃油中冷却。对套圈零件，在30~80℃或80~120℃热油淬火；分级淬火采用120~160℃油；等温淬火在130~135℃油中等温；贝氏体淬火在210-240℃硝盐中等温。    6．冷处理  -50~-78℃，1~2 h后置于空气中。    7．回火  淬火零件冷却到室温后应及时回火，一般选择150~180℃(61~65 HRC), 200℃（≥60HRC），250℃（≥58HRC）。    8．附加回火  选择120~150℃，3~6 h后空冷。 (二)铬轴承钢的金相组织检验 铬轴承钢退火态主要检验材料表面的脱碳层和球化退火组织的评定。可按JB/T1255-1991标准中的有关脱碳层测定法和第一级别评级图进行评定。图5-5为GCr15钢球化退火组织。 图5-5   GCr15钢球化退火组织  (500X)         图5-6   GCr15钢正常淬火低温回火组织  (500X) 铬轴承钢淬火回火态试样主要用于检验原材料的非金属夹杂物、碳化物网状、带状、液析和轴承零件的淬火回火组织。试样磨面应取纵向或轧制方向，在直径的3/4处的纵向剖面。未侵蚀试样检验非金属夹杂物，按GB/T 10561-1989标准进行分类和评级。试样经4％硝酸酒精溶液侵蚀后，检验碳化物是否存在网状、带状、液析等组织。JB/T 1255-1991标准中第二级别评级图是评定铬轴承钢淬火回火后的组织，如马氏体针的粗细、残余奥氏体的多少及碳化物的分布状况和其他混合组织等。图5-6为GCr15轴承钢正常淬火回火后的组织。 铬轴承钢的碳化物分布及偏析可按JB/T 1255-1991标准中的第三级别图进行评定。评级原则是按 照碳化物网的厚薄、网的封闭程度、网的大小进行分级。 二、渗碳轴承钢 （一）渗碳轴承零件的金相检验 渗碳轴承钢材的金相检验依据国家标准GB/T 3203-1982。主要检验项目有钢中非金属夹杂物和碳化物带状评级等。    渗碳轴承钢制滚动轴承零件半成品和成品的金相组织检验，主要依据《滚动轴承零件渗碳热处理质量标准》(ZBJ 36001-1986)和《滚动轴承零件深层热处理质量标准》(ZBJ 36002-1986)两个标准，检验项目包括表面渗碳后粗大碳化物的评级、高温回火后渗碳层显微组织评级、渗碳淬火回火后表层显微组织评级、心部组织评级和渗碳层网状碳化物评级及有效硬化层深度的测定等。两个标准分别针对一般中小型渗碳零件金相检验和特大型深层渗碳零件的金相检验。 （二）深层渗碳轴承零件的金相检验    深层渗碳轴承零件多为大型、特大型零件，经长时间渗碳并直接淬火后，渗碳层有大量残留奥氏体，为了给最终二次淬火作组织准备，需先经高温回火处理，以控制渗碳层的残留奥氏体量和针状碳化物的出现。高温回火后的组织按（ZBJ 36002-1986）第二级别图评定。凡经深层渗碳处理的零件均需进行二次淬火。二次淬火、回火后的渗层组织按（Z BJ 36002-1986）第三级别图评定，评定原则是按马氏体的 粗细、残留奥氏体量多少进行。 三、特殊用途的轴承钢  （一）不锈轴承钢    不锈轴承钢主要用于制造化学工业、食品工业等腐蚀环境下和低温下工作的轴承零件，其材料主要采用高碳铬马氏体不锈钢，以9Cr18和9Cr18Mo为代表。有时也选用奥氏体不锈钢和沉淀硬化不锈钢。    9Cr18钢的热处理工艺分为原材料球化退火处理和淬火、回火处理。金相检验可按高碳铬不锈轴承钢技术条件（GB/T3086-1982）的不锈轴承钢材专用标准。球化退火处理后的组织应为均匀分布的细粒状珠光体，允许存在分散的一次碳化物。但若发现碳化物沿孪晶界析出，则判为不合格。 9Cr18钢属高碳高合金钢，铸态中存在大量共晶碳化物，经过适当的热加工后要检验共晶碳化物的破碎程度及分布状况，取钢材直径的1/2半径处的纵向磨面来评定碳化物的不均匀度。评级按GB/T 3086-1982标准中第9级别图评定。评级的原则根据碳化物分布的两种基本形式考虑。当碳化物以带状形式分布时，评级依据是带的宽度、碳化物的密集程度、碳化物的堆积程度。当碳化物以网状形式分布时，评级原则是碳化物网的变形和破碎程度、网的粗细程度、网的堆积程度。 高碳铬不锈钢滚动轴承零件经淬火、回火后的组织应为回火马氏体加块状、粒状碳化物和少量残留奥氏体。组织的评定标准可按JB 1460-1992第二级别图进行评定。  （二）高温轴承钢 高温轴承钢一般用在长期服役于315℃左右，最高温度达425℃的耐高温轴承零件，其材料主要选用高速钢和高铬马氏体不锈钢，也可采用耐高温的渗碳钢。常用Cr4Mo4V钢。该类钢经淬火、回火后的组织为细针状马氏体加碳化物和少量残留奥氏体。组织的评级标准可按JB 2850-1992中第二级别图进行，评级原则是按马氏体组织的粗细和碳化物的溶解程度来划分。 （三）耐冲击中碳合金轴承钢    耐冲击轴承可选用渗碳轴承钢或选用耐冲击工具钢和中碳合金钢，例如冶金矿山用三牙轮钻头的滚动体，钻井用涡轮具上的滚动轴承，所用的材料牌号如55SiMoV,50SiMo, 这类钢淬火、回火后具有高的屈服强度、弹性极限和耐磨性，且有良好的抗疲劳和多冲击性能。这类钢经淬火、回火后的组织由隐针、细针状马氏体、少量残留奥氏体和碳化物组成。按JB/T 6366-1992滚动轴承零件热处理技术条件中的第二评级图进行评定。如果选用渗碳轴承钢，经表面渗碳、淬回火后的组织由隐针或针状马氏体、少量残留奥氏体及碳化物组成。按JB/T 6366-1992标准中的第三级别图评定。          第六章  工模具钢的金相组织及检验                    第一节  碳素工具钢的金相组织及检验 一、碳素工具钢的成分特点 碳素工具钢是含碳量较高的钢，其碳含量的质量分数在0.7％-1.3％之间，所以也称高碳钢。由于碳的含量较高，使淬火后钢中存在大量过剩碳化物，从而保证工具钢热处理后获得高的硬度和耐磨性，能广泛用于制造各种工具及模具。这种工具钢中的主要合金元素就是碳，所以红硬性较差．如作高速切削，刀具受热会软化丧失切削性能，通常只能制造尺寸小、形状简单、切削速度不高的工具，如手工锯条、锉刀、铰刀、丝锥、板牙、凿子及形状简单的冷加工冲头、拉丝模、切片模等。其牌号有T7、T8、T9、 T10、T11、T12、T13等。 二、碳素工具钢的显微组织特点 原材料组织：大多为锻造加工后的退火状态过共析钢组   织--由片状珠光体和网状渗碳体所组成，见图6-1。为了淬火、 回火后获得马氏体和颗粒状渗碳体，必须进行预处理，消除 网状渗碳体(正火)及使片状渗碳体趋于球化(球化退火)。 球化退火后的组织为球状或球状与片状混合的珠光体， 它成为碳素工具钢珠光体评级的依据，珠光体评级分为1~ 6 级。硬度应为187~217 HB，便于切削加工，并为淬火作好   组织准备。                                                                                        图6-1   T12钢退火组织  (500×) 三、碳素工具钢的不正常退火组织 1． 网状碳化物  碳素工具钢在热加工后的冷却过程中，二次碳化物沿晶粒边界上析出而成网络状， 称为网状碳化物，见图6-2，亦为碳素工具钢检验项               目之一，其评级图为1~4级。根据网的连续性粗细和明显程度作为评级依据。 2．脱碳层  脱碳层是指钢材热加工时，由于表面与炉气的氧化反应，失去部分或全部的碳量，造成钢材表而碳量降低的区域。脱碳层分为全脱碳层和部分脱碳层。全脱碳层是全部为铁素体组织，其深度由试样的边缘至最初出现有珠光体或其他组织的部分为止。部分脱碳层深度由脱碳层终端至心部组织出现处为止。脱碳层的总厚度， 图6-2   碳素钢网状碳化物  (500×)   等于全脱碳层和部分脱碳层厚度之和。如果脱碳情况不严 重，则可能没有全脱碳部分。 3．石墨碳  游离石墨碳是碳素工具钢容易产生的一种缺陷。钢材退火温度过高，长时间保温和缓慢冷却，或者是多次退火，都可能使钢中的碳以石墨形式析出。    产生石墨碳的钢材可从金相组织上观察到石墨的形状和分布情况，其形态多为呈灰黑色的点状或不规则形状，见图6-3。试样在磨制抛光时，石墨碳容易脱落。石墨碳周围由于贫碳，铁素体数量较多，珠光体相应减少，故可与制样过程造成的凹坑加以区别。  石墨碳使钢材的强度降低，脆性增加，易产生崩折 现象，所以钢材中不允许有石墨碳存在。 图6-3  碳索工具钢石墨碳组织  (500×) 四、碳素工具钢的不正常淬火组织    由于淬火温度选择不当或保温时间不合理，就会出现淬火不足、过热或过烧组织。 （一）淬火不足组织 淬火温度偏低或保温时间不足，冷却速度不足或工件 尺寸过大均会出现淬火不足的缺陷，从显微组织形态来看， 会出现未转变的细珠光体或极细珠光体(也称托氏体)，见 图6-4。上述组织是马氏体转变前，先析出的非马氏体组 织。出现这种组织，就会造成工件硬度偏低，直接影响刀 具的耐磨性，大大降低刀具的寿命，具体表现为刀刃变钝， 切削性能降低。如发生这种情况，可以进行重新淬火，适 当调整淬火工艺，以重新获得正常淬火组织。                             （二）过热和过烧组织                                  图6-4  黑色的托氏体网  (400×) 当淬火温度过高时便产生过热组织。其显微组织表现为马氏体针叶粗大、残留奥氏体增多、渗碳体颗粒减少。过热严重时则为过烧：除马氏体非常粗大外，还会有晶界烧熔现象，产生奥氏体的高温产物。    过热和过烧组织一出现，将显著降低刀具的耐磨性、切削性和寿命，有时也会产生崩刃、断裂等破坏性事故。所以要严格控制碳素工具钢的显微组织，力求获得细小针状马氏体和弥散分布的渗碳体以及回火充分的显微组织，使组织应力尽量降低，使之既能耐磨，又有足够的韧性。                第二节   合金工具钢的金相组织及检验 在碳素工具钢化学成分的基础上，加人一种或几种其他元素而成的钢称为合金工具钢。合金工具钢可制造形状复杂、尺寸精度高、截面大及载荷重的工具。 一、合金工具钢的化学成分 合金工具钢中常加的合金元素有：Cr、Mn、Si、W、V等。常用的合金工具钢表6-1。                                                                                                                             表6-1   常用的合金工具钢牌号及成分 钢组 钢号 化 学 成 分 的 质 量 分 数  () C Si Mn Cr W Mo V 量具刃具用钢 9SiCr 8MnSi Cr06 0.85~0.95 0.75~0.85 1.30~1.45 1.20~1.60 0.30~0.60 ≤0.40 0.30~0.50 0.80~1.10 ≤0.40 0.95~1.25 0.50~0.70 冷作模具钢 Cr12 Cr12MoV Cr12Mo1V1 9Mn2V CrWMn 2.00~2.30 1.45~1.75 1.40~1.60 0.85~0.95 0.90~1.05 ≤0.40 ≤0.40 ≤0.60 ≤0.40 ≤0.40 ≤0.40 ≤0.40 ≤0.60 1.70~2.00 0.80~1.10 11.5~13.0 11.0~12.5 11.0~13.0 0.90~1.20 1.20~1.60 0.40~1.60 0.70~1.20 Co≤1.00 0.15~0.30 ≤1.10  Co 0.10~0.25 热作模具钢 5CrMnMo 5CrNiMo 3Cr2W8V 4Cr5SiMoV1 0.50~0.60 0.50~0.60 0.30~0.40 0.32~0.42 0.25~0.60 ≤0.40 ≤0.40 0.80~1.20 1.20~1.60 0.50~0.80 ≤0.40 0.20~0.50 0.60~0.90 0.50~0.80 2.20~2.70 4.75~5.50 7.50~9.00 0.15~0.30 0.15~0.30 1.10~1.75 Ni1.40~1.80 0.20~0.50 0.80~1.20 耐冲击钢 4CrW2Si 6CrW2Si 0.35~0.45 0.55~0.65 0.80~1.10 0.50~0.80 ≤0.40 ≤0.40 1.00~1.30 1.00~1.30 2.00~2.50 2.20~2.70   二、合金工具钢的退火组织    合金工具钢退火状态的金相检验项目、目的、方法等许多方面与碳素工具钢相同，以下仅叙述其不同之处。    1．珠光体  由于合金元素细化了钢的组织，因此合金工具钢的球状珠光体或片状珠光体均比碳素工具钢细小。在退火状态下，一般可以由珠光体的粗细来判别材料是碳素工具钢还是合金工具钢。    珠光体级别同样是根据球状珠光体与片状珠光体的比例来判定，评级图分为6级。具体参见GB/T 1299-2000。    2．网状碳化物  合金工具钢碳化物颗粒及碳化物网的粗细均比碳素工具钢细小，但评级的方法与碳素工具钢基本相同。    一般钢材截面小于60mm者，其合格级别等于或小于3级，也就是允许有破碎的半网在，但不允许有封闭的网状碳化物存在，因为网状碳化物具有较大的脆性，容易造成刀具的崩刃。    3．脱碳层  合金工具钢退火状态脱碳层组织与碳素工具钢相同，主要是观察珠光体的变化情况，脱碳严重时亦出现铁素体组织。    4．共晶碳化物不均匀度  合金工具钢中的高碳高铬钢(Cr12MOV、Cr12钢）属于莱氏体钢，铸造状态有共晶网状碳化物组织。经锻轧等热压力加工后可使部分网状组织破碎。由于热压力加工程度的不同，可出现各种分布的碳化物。如热压力加工变形量大，碳化物呈堆集的带状；如热压力加工变形量小，则碳化物呈较完整的网状。钢中的这种碳化物不均匀分布即为碳化物不均匀度。严重时，将造成工模具在锻造或热处理时的开裂、过热及变形，并使工模具在使用过程中易出现崩裂等缺陷。为此必须检查和控制碳化物不均匀度。    碳化物不均匀度按GB/T 1299-2000标准的评级图来评定。共分8级，1~3级为带状；4~6级分带状及网状两组图片；7~8级为网状。    碳化物不均匀度检验的取样方法：从钢材离端部50 mm处截取厚度为10~12 mm的横向试片，然后在圆试样直径上或方试样对角线的1/4处取样，再纵向进行检验。 试样可经正常淬火--回火后进行磨制，4％HNO3酒精溶液深侵蚀，在100×下观察。合格级别可按标准或使用要求确定。 三、合金工具钢的淬火组织 合金工具钢由于淬火临界速度较小，所以钢的淬透性也较好，即使以缓慢的速度冷却（如油冷），也能获得马氏体组织。马氏体多呈丛集状，不如碳素工具钢的马氏体针叶那样清晰。马氏体针叶长度与级别的评定方法与碳素工具钢相同，一般以马氏体不大于2~3级为合格，根据实际使用效果，对某些大型工具可适当放宽。 四、合金工具钢的回火组织    对于刃具和量具，为了获得高的硬度和耐磨性，常采用低温回火。回火后的组织为回火马氏体及细小颗粒状碳化物。对于合金量具钢，由于技术条件对使用性能的特殊要求，因此 热处理要进行冷处理和低温人工时效处理。冷处理可以增加尺寸稳定性，减少量具的残留奥氏体数量。再进行低温人工时效，使马氏体正方度减低，残留奥氏体稳定及充分消除应力，使量具尺寸稳定。经上述处理后量具的组织组成物与淬火、回火后组织相似，仅残留奥氏体的体积百分数会显著减少。                 第三节   模具钢的金相组织及检验 一、冷作模具钢    用做冷作模具的材料，要求高硬度、高强度和良好的耐磨性、韧性。钢的显微组织特点是：热处理后要有一定量的剩余碳化物，碳化物分布均匀、形态圆整、细小；马氏体均匀细致；奥氏体晶粒均匀细小。细小马氏体能抑制微裂纹形成。增加板条马氏体可提高强韧性。共晶碳化物形态要圆整、粒度要细小。除碳素工具钢、低合金工模具钢、莱氏体钢外，基体钢已被广泛使用。基体钢是在高速钢淬火基体成分基础上，添加碳和其他合金元素改性，除了能保证获得5％(体积分数)的碳化物外，并有强韧兼备的性能，且能兼作冷模钢和热模钢。  （一）莱氏体钢    以Cr12、Cr12MoV、Cr12Mo、Cr12Mo1V1、Cr12 W等钢种为代表。高碳高铬加钼、钒以细化组织。 LD(7Cr7Mo3 V2Si)和GM(9Cr6W3Mo2V2)钢称为半高铬钢，特点是韧性较高，耐磨性好、淬透性高。含碳量降低使碳化物均匀程度大大改善，但退火及调质工艺较为复杂。退火工艺为860℃ 2~3 h，740℃ 5~6 h缓冷，500℃出炉。最终热处理，LD加热温度为1100~1150℃分级淬火，550~600℃三次回火。GM加热温度1100-1160℃分级淬火，520-560℃三次回火。     Cr12型钢的淬火组织中有共晶碳化物、颗粒状及点状残留碳化物、淬火马氏体及残留奥氏体，由于马氏体很细，在显微镜下看不到马氏体针叶，仅可观察到明显的奥氏体晶界，基体呈白色。如果采用热油或硝盐冷却时，侵蚀后基体呈黄褐色，晶界不易显示。这是由于马氏体在热油或硝盐冷却过程中稍受回火所造成。随着淬火温度提高，晶粒度逐渐长大，颗粒状碳化物逐渐溶解，残留奥氏体数量随之增加。如果温度过高，会引起晶粒粗大，晶粒边界熔化，冷却后得到网状碳化物及黑色组织组成的过烧组织。    Cr12型钢淬回火后金相组织检验可参阅GB/T7713-1995《高碳高合金钢制冷作模具显微组织检验》。 Cr12钢常规980℃加热淬火后，共晶碳化物块度大而且多呈角状，细粒状残余碳化物颗粒较粗，数量也较多，隐针马氏体和残留奥氏体分辨不清(图6-5)，回火后基体变黑，晶界区变白，有类似黑白区的组织出现(图6-6)。而经1080℃加热淬火后的组织，共晶碳化物尖角变钝，粒状碳化物减少(图6-7)。经1100℃加热淬火的组织，共晶碳化物尖角变圆秃，有大片白色残余奥氏体，其中分布着颗粒状剩余碳化物，黑色的淬火马氏体区也有残余奥氏体(图6-8)。此钢再经520℃回火后，残余奥氏体大量转变，回火马氏体也清晰可见(图6-9)。           图6-5   Cr12钢 980℃加热淬火组织   500×        图6-6   Cr12钢 980℃淬火200℃回火组织  500×           图6-7   Cr12钢 1080℃加热淬火组织  500×        图6-8   Cr12钢1100℃加热淬火组织  500× Cr12MoV钢经1020℃常规加热淬火后，共晶碳化物块度比Cr12钢小得多，数量也较少，密集程度也比Cr12钢低。基体组织为隐针马氏体+残留奥氏体，分辨不清(图6-10)。剩余的碳化物相对较多。回火后基体变黑，回火马氏体针隐约可辨，残余奥氏体呈白色，白色奥氏体在黑色背景下特别清晰(图6-11)。而经1120℃加热淬火后，组织中的共晶碳化物尖角全部变圆，出现大量残余奥氏体，粒状碳化物已很少 (图6-12)。520℃三次回火后，残余奥氏体大部分分解，回火马氏体也清晰可见(图6-13)。有时为了增加钢的红硬性，将加热温度提高到1150℃，淬火组织中，大部分为白色残余奥氏体，共晶碳化物明显变小，           图6-9   Cr12钢 1100℃淬火520℃回火             图6-10   Cr12MoV钢 1020℃加热淬火组织  500× 三次组织  500×           图6-11   Cr12MoV钢 1020℃加热淬火                图6-12   Cr12MoV钢 1120℃加热淬火组织  500× 200℃回火组织  500× 棱角变圆，颗粒状剩余碳化物很少，但颗粒较粗(图6-14)。         图6-13   Cr12MoV钢 1120℃加热淬火              图6-14   Cr12MoV钢 1150℃加热淬火组织  500× 520℃回火三次的组织  500× 金相检验项目： 1． 共晶碳化物不均匀度按GB/T 14979标准第四评级图评定，合格级别见表6-2，用Ⅰ组评定应供需双方协议。 2．珠光体球化  按相应技术条件进行评定。 3．二次碳化物网  按GB1299/1985《合金工具钢技术条件》中第二级别图评定。一般模坯碳化物       网应≤2级。                            表6-2共晶碳化物不均匀度级别 钢材直径或边长(mm) 共晶碳化物不均匀度级别，不大于 Ⅰ组 Ⅱ组 ≤50 >50~70 >70~120 >120 3 4 5 6 4 5 6 协议    4．淬火组织及晶粒度  按《工具钢热处理金相检验》行业标准进行，规定一次硬化马氏体针≤2级，晶粒度10~12级，二次硬化马氏体针≤3级，晶粒度8~ 9级。 （二）基体钢      以65Cr4W3Mo2VNb(65Nb)、5Cr4Mo3Si MnVAI(012A1)和6Cr4Mo3Ni2WV(CG-2)等为代表。合金元素总量常在10％~12％(质量分数)。允许有5(体积分数)左右的剩余碳化物，耐磨性好。晶粒长大倾向不大，能兼做冷、热模具。这类钢对原材料退火工艺和最终热处理工艺要求较高，65Nb的退火工艺是等温球化，或进行超细化处理(1200℃固溶，720℃高温回火)。尽可能减小带状碳化物偏析、共晶碳化物链状和二次碳化物网。在金相检验中应注意012A1钢中的粗大氧化铝夹杂，CG-2钢中的VN夹杂等。   金相检验项目：   1．脱碳层测定  模坯脱碳层深度不允许超过加工余量，模具热处理后不允许有明显脱碳。    （1）退火脱碳  这类钢的脱碳组织表现为碳化物球由基体向外逐渐减少，而碳化物形态无明显改变。因此基体组织呈球状或点状珠光体。部分脱碳时有两个特征：一是碳化物球逐步均匀减少；二是低密度碳化物球的颗粒数逐步增多。全脱碳区为铁素体。      (2) 淬火回火脱碳  基体钢的脱碳与低合金工具钢的脱碳相似。淬火组织可见交叉分布的针状马氏体，表层马氏体针比心部长，侵蚀后色泽略浅，低温回火后也是具有较浅色泽，因此在制备金相试样时应注意把表面组织完全显示出来。脱碳程度较大时，如含碳量的质量分数约为0.4％时，将出现板条马氏体，表面色泽较深，回火后也是色泽较深。金相分析时要分辨假象，500倍下必须观察到成排分布的低碳板条马氏体。严重脱碳的淬火组织，会出现铁素体网，制备试样应能显示出铁素体晶界为准。   2．碳化物带状偏析  基体钢中的严重碳化物带状偏析(碳化物呈点状)和共晶碳化物等，可采用《铬轴承钢技术条件》评定，检查时取纵向试样，经淬火回火，试样需深侵蚀，在100倍和500倍放大下根据碳化物聚集程度、大小和形状评定其级别。    基体钢的碳化物多呈点状，淬火加热时碳化物带内基体含碳及合金量较高，淬火后形成以隐针孪晶马氏体为主的组织，经高温回火后，该区仍显回火不足，呈白色，剩余碳化物是黑色点状，碳化物两偏析带之间是低合金低碳区，高温回火后转变为回火马氏体、回火托氏体，甚至是回火索氏体，黑白相间的条带是由带状偏析所致，淬火组织和回火组织不均匀也是模具淬火开裂和早期失效的原因。   3．二次碳化物网  网状碳化物形成原因主要是，停锻温度较高；冷却又较慢；球化退火前需经正火消除残留网状。一般网状碳化物所包围的晶粒也比较粗大，这种晶粒相当于在停锻温度时的奥氏体晶粒。过热球化也可以形成碳化物网，显微组织中可观察到网状二次碳化物、粗粒和粗片珠光体。另外在高温加热风淬或高温分级淬火也可能形成碳化物网，显微组织要用高锰酸钾或赤血盐溶液热染，因为它是纤细而封闭的网络。    4.共晶碳化物  可参照高铬钢或高速钢的办法进行制样和评定。    5.回火程度  制备试样时必须注意，不要在磨抛时发热。用ω=95％含水酒精试剂，硝酸浓度为ω=4％的侵蚀剂，使用温度15~25℃，侵蚀时间为2 min。试样侵蚀面上观察到灰黄色不均匀者为回火不足。因为回火不足容易误判，可将同一块试样再切下一块，再补充回火一次，与前一试样在同等条件下侵蚀对比观察效果较好。 二、热作模具钢    热作模具长时间在反复急冷急热工况下工作，模具温升可达700℃，因此要求模具用钢有良好的热强性及热疲劳和韧性。高韧性热锻模钢有5CrNlnMo、5CrNiMo, 4Cr5MoSiV(H11)等。退火组织为片状珠光体和铁素体。常有严重的元素偏析。强韧兼备的热模具钢有4Cr5MoSiV1(H13)、4Cr3Mo3VNb(HM3)、4Cr3Mo2MnVB、4Cr3Mo3W4VNb(GR)等，高热强钢有3Cr2W8V、4Cr3Mo2MnVNbB(Y4)、4Cr5Mo2MnVSi(Y10)等。其他热作模具钢属共析或过共析钢。退火组织为点状及细粒状珠光体和共晶碳化物。它们的共晶碳化物属亚稳定共晶碳化物。要求是均匀、细小和圆整的碳化物，不允许大块或呈链状、带状分布。由于多种合金元素的加入，热模钢的冶金质量较难控制，钢材中的碳氮化合物及夹杂物检验均是至关重要的。    热作模具钢金相检验采用的主要标准是，YB 9-1968《铬轴承钢技术条件》, ZJB36003-1987《工具钢热处理检验》和GB/T 1299-2000〈合金工具钢技术条件》。  （一）高韧性热锻模钢    1．原材料带状组织  最好不超过2级。    2．碳化物偏析带  主要针对H11钢，按技术条件验收。    3．热处理组织  马氏体针长为≤4级。用回火托氏体和回火索氏体的模具，应注意组织不均匀和回火不均匀，出现上贝氏体时，说明有过热现象，用回火马氏体、回火托氏体和少量碳化物的模具，应注意碳化物偏析引起的组织不均匀现象。    4．碳化物网  主要针对H11钢，模坯的碳化物网要求≤2级。    5．球化质量  主要针对H11钢，按技术条件检验。  （二）强韧兼备的热作模具钢和高热强钢    1．共晶碳化物不均匀性  用做热作模具的大多是共析钢或过共析钢，并且合金元素含量较高，碳和其他合金元素扩散均匀比较困难，较严重的元素偏析就可能导致亚稳定的共晶碳化物出现。一般可采用高温长时间的扩散退火方法消除。如果共晶碳化物数量多并集聚成链或带，将会造成严重危害。因此应采用《铬轴承钢技术条件》中有关碳化物液析的评定标准及相应的技术条件进行检验，以更使模具钢的质量得到控制。    2．球化质量  按技术条件检验。    3．碳化物网  碳化物网的形成主要原因是：锻后缓冷、退火过热、高温加热空气淬火和高温分级淬火。要求模坯碳化物网≤2级。    4，碳化物偏析带  按技术条件检验。 5．热处理组织淬火后马氏体针长≤4级，晶粒度要细于8级。马氏体针长≤2级时，其晶粒度要细于9级。采用回火马氏体、回火托氏体、剩余碳化物和共晶碳化物的模具，应注意有无晶界碳化物网。共晶碳化物若呈带状或有碳化物偏析带，将使淬火回火组织不均匀。一般能在1000倍放大下分辨出回火马氏体、回火托氏体和回火索氏体。3Cr2W8V钢在回火后有时会出现宽晶界，应注意与二次网状碳化物的区别，具有宽晶界组织模具脆性倾向大。 三、塑料专用模具钢    由于塑料模具形状复杂、尺寸精度和表面粗糙度等均有较高要求，所以使用的模具材料类型较为特殊。 （一）精炼的结构钢    以3Cr2Mo(P20)为代表的精炼合金结构钢，经调质后模坯硬度30~35HRC，加工性能好。该钢对非金属夹杂物要求较高，一般要控制在2级以下。 （二）易切削预硬钢    钢中加人硫、钙、硒、碲、铅及稀土元素等，能形成易切削相。如8Cr2MnWMoVS, 5CrNi2MnMoVS(SMl)是单元易切削预硬钢。5CrNiMnMoSCa(5NiSCa)是二元易切削预硬钢。调质后硬度40~-45HRC，再经机加工，磨抛后可获得镜面。    硫系易切削钢中的易切削相，容易集中成带状分布，横向力学性能差，拉伸断口呈层状。硫化锰尺寸不能过长，要求分散分布。硫钙系易切削预硬钢中，易切削相(Mn•Ca) S呈纺锤形，钢中高硬度的Al2O3、SiO2等形成复合低熔点共晶氧化物MCaO•Al2O3•NSiO2，硬度也从原来的1800HV降到900HV，如果呈纺锤形的易切削相分布均匀，对机械性能的横纵向性能有较大改善。冶炼时如果钢水吸钙不足，(Mn•Ca) S易切削相可重新蜕变为条状MnS,因此，金相检验易切削相的形态和分布十分重要。 （三）时效硬化塑模钢    10Ni3MnMoCuA1(PMS)钢为时效硬化塑模钢。模坯锻后空冷，硬度30HRC，机加工后再时效，硬度上升到40~43HRC，磨抛后可获得镜面。PMS钢固溶空冷得到粒状贝氏体，如果空冷速度较快则在粒状贝氏体中出现板条状马氏体，使机加工性能变差。时效后，粒状贝氏体中富碳的岛状组织转变为岛状马氏体，有碳化物析出和NiAl相析出，硬度上升，使模具具有较好的镜面粗糙度。                     第四节   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