1.1 刀具用鋼
刀具用鋼泛指碳素工具鋼、合金工具鋼、高速工具鋼和鋼結硬質合金四大類。碳素結構鋼可以制作塑料模具及五金工具等；低碳鋼經強韌化低碳馬氏體處理可以制造農機具，經滲碳淬火可制造量具及模具。毫不夸張地講，刀具用鋼幾乎涵蓋所有的鋼種。以下就刀具用鋼的工作條件和基本性能方面的共性問題進行介紹。
在切削加工過程中，刀具與工件相對運動，被切削工件的局部形成切屑而脫離工件。因此，各類刀具都不同程度地承受著壓應力、彎應力、扭轉應力以及沖擊和振動，并產生強烈的機械摩擦作用。刀具的正常失效形式是刃口部分磨鈍，崩刃、折斷和塑性變形則不屬于正常的失效。刀具與工件之間的強烈摩擦產生大量的熱，使工具刃口的溫度同時升高，當溫度超過該鋼回火溫度時，刀具刃口的硬度就會下降，若硬度低于60HRC時，就會失去切削能力。
根據刀具的材料及使用情況，在技術條件中通常對刀具提出以下一些基本要求：高的硬度、高的耐磨性、高的強度與足夠的塑性及韌性、高的熱硬性等。
刀具的品種規格成千上萬，各自工作條件不同，對其要求也不相同，應該根據刀具的服役條件選擇合適的鋼材。例如：手用絲錐、銼刀等切削速度低的工具，主要要求有較高的硬度和足夠的韌性，對熱硬性無要求，因此可選用碳素工具鋼或低合金工具鋼；對于高速切削、重切削的車刀與滾刀，主要要求熱硬性和耐磨性，故應用高性能高速工具鋼；對于數控刀具或加工中心用刀，則應選用粉末高速工具鋼。
1.1.1 碳素工具鋼
為了了解各種牌號工具鋼的特性，就必須以碳素工具鋼作為參照物。因此，各種工具鋼，都將在鋼中加入少量的合金元素或不加合金元素來討論其性能。GB/T 1298—2008《碳素工具鋼》規定了8個牌號：T7、T8、T8Mn、T9、T10、T11、T12、T13。而美國（AISI）將碳素工具鋼分成四個系列：
1）鋼中碳、硅、錳含量均為常量（110系）。
2）含有少量的釩（質量分數為0.10%～0.50%）（120系）。
3）含有少量的鉻（質量分數為0.10%～0.50%）（130系）。
4）含有少量的鉻（質量分數為0.35%）和釩（質量分數為0.20%）（140系）。
美國的110系和120系是碳素工具鋼中應用最多的兩種，其碳含量范圍很寬（質量分數為0.65%～1.35%）。碳是決定鋼性能的主要元素，也是最重要的元素，即使微量的變化也會引起鋼性能較大的變化。硅和錳含量基本不變。
在碳素工具鋼冶煉時，硅主要用作還原劑。在碳素工具鋼中硅的質量分數≤0.35%，當其質量分數超過0.50%時，才影響到鋼的性能。當然硅含量較高時，若含量達到上限值，將會出現耐磨性升高而韌性下降的現象；當硅含量高以及碳的質量分數≥1.0%時，則易出現石墨化，降低鋼的淬硬性。
碳素工具鋼中的錳比硅更重要。錳會影響鋼的淬透性，增加淬硬深度，其作用比硅在碳素工具鋼中的影響大得多；然而當硅的質量分數接近于1.0%時，硅的作用恰巧與錳相似。在標準碳素工具鋼熱處理溫度下處理時，高錳含量的鋼由于臨界點Ac1低，因而延長加熱時間會使晶粒變粗。在這些鋼中，若錳的質量分數≥0.4%，水淬的開裂概率大大增加，推測這是由于馬氏體點低，以及由于迅速冷卻通過這個溫度范圍時，鋼不能承受由此而產生的高應力的緣故。在錳含量高的鋼中，由于獲得較深的淬硬層，也很難承受由此而產生的應力。在制訂熱處理工藝時，選好用好淬火冷卻介質顯得尤為重要。
按品質分，碳素工具鋼分為優質鋼和高級優質鋼（如T10A）兩類。碳素工具鋼中S、P的質量分數通常都不大于0.03%，它們對鋼的性能影響不太大；但當超標時，P會使鋼產生冷脆，S會使鋼產生熱脆。除了化學成分外，其他因素也有影響，如晶粒度、網狀碳化物、非金屬夾雜物等。
碳素工具鋼生產成本較低，原材料來源方便，易于冷熱加工，在熱處理后可獲得相當高的硬度，在工件受熱較低的情況下耐磨性較好，因而得到廣泛的應用。其中，高級優質碳素鋼韌性較高，磨削時可獲得較低的表面粗糙度值，適宜制作形狀復雜、精度較高的工具。但是，該鋼熱硬性較差，工作溫度超過250℃以后，硬度和耐磨性迅速下降；淬透性也差，當工具的有效直徑>15mm時，水淬后只有表面很淺的一層得到高硬度，故不能制作大尺寸的工具。這類鋼淬火溫度范圍窄，易過熱，畸變大，淬裂現象時有發生，易產生軟點、軟塊。
碳素工具鋼適宜制造手工和低速切削的刀具、冷作模具、夾具、量具及五金工具等。
1.碳素工具鋼的鍛造
碳素工具鋼是工具鋼中最容易鍛造的鋼種，鍛造溫度為980～1060℃。因加熱溫度高及成分的關系，組織中不含有降低可鍛性的過剩碳化物，不需要像鍛造高速工具鋼那樣小心謹慎，但也應盡量避免在鍛造溫度下延長加熱時間，以減少表面氧化和脫碳。每一個牌號都有具體的鍛造溫度范圍。最佳的鍛造溫度取決于鋼中的碳含量，碳含量越低，鍛造溫度越高。終鍛溫度與碳含量之間有著相似的關系，即碳含量越低，終鍛溫度越高。鍛后一般采用堆積式空冷或自然冷卻。
作為制造工具的材料，為了在退火前獲得均勻的組織，鍛后可以在稍高于Accm線的溫度正火（最好利用鍛造余熱）。
2.退火
為了保證晶粒細化和改變鋼的組織使之適于機械加工和熱處理，在鍛造和正火后，或者冷加工后，退火是必要的。退火的目的是：
1）使鋼軟化易于切削加工。
2）改變組織從而改善可加工性。
3）獲得有利于淬火的均勻組織。
為了減少鋼的氧化和脫碳，退火時應密封在惰性物質（如干砂）中，按各自的退火溫度加熱。裝箱可保證自退火溫度緩慢冷卻，但由于焦炭、鑄鐵屑、鋸木屑這一類填充材料可能引起輕微的增碳（密封不好也會脫碳），應酌情而用。保溫時間應根據鋼材截面厚度來決定，截面厚度達1in（25.4mm）的退火保溫時間15min就足夠了，而一個截面尺寸為8in（203.2mm）的工件保溫時間約為2.5h。從退火溫度緩慢冷卻（冷卻速度≤28℃/h）到593℃后，允許以較快的速度冷卻。
退火工藝方法有多種，工廠里常用普通退火和等溫退火，極少數單位用正火代替退火。不同的軟化方法有不同的金相組織，它們決定著工具的可加工性和淬硬性。
應該強調的是，無論正火或退火，如果加熱的最高溫度不超過Accm，則殘留碳化物總會存在；冷卻過程中，很難產生層狀組織，并且不會形成沿晶粒邊界的網狀滲碳體。冷卻速度只決定球化程度。若加熱溫度高于Accm，則必須注意防止冷卻過程中形成網狀滲碳體，并且很可能形成層狀組織。
實踐證明，球化退火優于其他預備熱處理工藝。影響球化退火質量的因素有：
（1）鋼材的化學成分 隨著碳含量的增加，碳化物的數量增多，可獲得球狀碳化物的奧氏體化的加熱溫度范圍增寬，這是T12鋼比T7鋼易于球化的主要原因。因為在同樣加熱溫度下，碳含量較高的鋼剩余碳化物質點多，奧氏體成分不均勻性大，有利于球狀碳化物核心的形成。
（2）原始金相組織 原始組織越細，在奧氏體化時得到殘留碳化物顆粒也越多，冷卻時的球化核心也越多，球化效果便越好；反之，球化效果就差。如果原始組織中有網狀碳化物，經球化退火后可能變成斷續的鏈狀碳化物，需要用正火加以消除。正常鍛軋后空冷或正火后的組織都比較細小，是良好的球化退火前的原始組織。
（3）加熱溫度和加熱時間 當加熱溫度比較低（如略高于Ac1）且加熱時間又短時，原片狀珠光體中的碳化物溶解不夠充分，退火后將得到細粒狀加細片狀混合的珠光體組織，通常稱為欠熱組織。當球化退火溫度過高時，碳化物大量溶入奧氏體，殘留碳化物數量減少，奧氏體成分趨向均勻，因形成球狀碳化物的核心減少，退火后將得到部分或全部粗大的片狀珠光體，這就是過熱組織。因此，退火溫度和加熱時間應合理。
（4）冷卻速度 在球化的冷卻條件下，冷速慢或等溫溫度高時，碳化物顆粒聚集尺寸增大；冷卻快或等溫溫度低時，因過冷度增大，碳化物形核率增加，加之聚集不充分，所得碳化物的顆粒細小。
3.淬火
碳素工具鋼基本上都在淬硬態下使用。淬火是把鋼加熱到Ac1以上并淬入冷卻介質中去。從鐵碳相圖不難看出，淬火前是奧氏體加過剩碳化物組織，在控制淬硬性方面，這是極其重要的。奧氏體化后快速投入到鹽水或有關淬火冷卻介質中，是為了阻止奧氏體向珠光體轉變，這一轉變在704～482℃之間會很快發生。然而一旦快冷至482℃以下，就不再形成珠光體，到達Ms點后剩下的奧氏體將轉變為馬氏體。
由于在奧氏體溫度下過剩碳化物不能溶解，并且有殘留奧氏體，淬硬區的組織不全部是馬氏體。要認真對待殘留奧氏體，其數量和穩定性對鋼的性能將產生很大影響。奧氏體轉變成馬氏體過程的某種重要特征及應用概述如下：
1）淬火時，當達到Ms點（碳的質量分數為1.0%的鋼，788℃奧氏體化，Ms點大約為204℃）時，馬氏體開始形成，繼續降低溫度則進一步發生馬氏體轉變；如果是連續冷卻，當冷到大約-157℃時，還有1%（體積分數）奧氏體被保留下來。Ms點主要取決于淬火前奧氏體的合金含量。因此，Ms點是隨鋼的具體成分、奧氏體化溫度和奧氏體化時間而變化的。合金含量高的鋼，Ms點低些，并且轉變曲線水平移向低溫。顯然，高的合金含量、高的奧氏體化溫度以及長的奧氏體化時間，通常將導致在淬火狀態組織中會保留大量的殘留奧氏體。冷處理可以減少殘留奧氏體并增加淬火態硬度。
2）若淬火在室溫停頓下來，奧氏體轉變成馬氏體的過程并不立即停止，在等溫保持時還會繼續少量轉變。鑒于此，淬火后的工件不宜在室溫下擱置太久，應盡快回火，否則有置裂危險。如果在室溫停頓后重新繼續冷卻，則馬氏體轉變并不立即進行，直到達到適當低的某一溫度時才重新開始，隨著在室溫停留時間的增加，Ms點降低。在Ms以下重新開始馬氏體轉變，其轉變曲線從連續冷卻曲線向下垂直移動，其數值由在室溫下停留時所產生的奧氏體的“穩定化”的量衡量。“穩定化”也可以發生在高于室溫的某一溫度，且導致在回火前產生大量的殘留奧氏體，甚至在通過奧氏體轉變為馬氏體的溫度范圍時冷卻速度也將影響“穩定化”。冷卻越慢，產生殘留奧氏體量越多。
如果冷卻不當，可能產生馬氏體+奧氏體的混合組織，其硬度是碳含量的函數。只要碳的質量分數≥0.60%，任何一種鋼通常可獲得所能達到的最高硬度。因此，若能以適當的速度冷卻，所有的碳素工具鋼都很容易淬硬到最高的硬度值。若殘留奧氏體量超過正常值，則會稍稍降低硬度，然而這種降低有限，一般不超過3HRC。
通過等溫淬火，碳素工具鋼也可獲得中等硬度的貝氏體組織，當在高溫形成時則基本呈“羽毛”狀，而在Ms點附近則形成針狀。要在碳鋼中形成貝氏體比較難，必須在高溫區（即珠光體可能形成的范圍）快冷，超過臨界冷卻速度，然后停止冷卻或者大大降低冷卻速度，這樣等溫轉變可以在530℃和Ms點之間的范圍內發生。顯而易見，形成貝氏體組織的能力主要地取決于鋼的淬透性，因而碳素工具鋼形成貝氏體的能力很差。某些碳素工具鋼制工具，若非要施行等溫淬火，建議向鋼廠專門訂貨，在鋼中適當增加能提高淬透性的合金元素的含量，但只適合小截面工具。
4.碳素工具鋼的淬透性問題
碳素工具鋼雖然連中等尺寸的截面都不能淬透，但它仍是用途很廣的工具鋼之一。因為它有一個硬度高的馬氏體表面層，同時伴有一個韌性較好的珠光體心部。鋼的淬硬層深度決定于淬透性。鋼的化學成分（尤其是合金元素含量）、淬冷前奧氏體晶粒大小、殘留碳化物的存在、淬火加熱前鋼的原始組織，以及淬火加熱速度等，都是影響淬透性的因素。
碳素工具鋼淬透性的影響通常被其他因素掩蓋著。隨著鋼中碳含量的增加，即使對過共析鋼，若鋼的晶粒大小相同并且沒有未溶碳化物存在，鋼的淬透性也會連續不斷地增加。但實際上在過共析鋼中這種情況是決不會出現的，而且當從相同的淬火溫度淬火時通常會發現，共析鋼比過共析鋼的淬透深度深些，在過共析鋼中過剩碳化物的存在和細的晶粒通常有助于這種現象的出現。
除鈷以外，所有的合金元素對提高鋼的淬透性都是有益的，由于它們緩和了奧氏體轉變為珠光體反應的速度，所以能提高淬透性。實踐充分表明，Mn、Mo、Cr溶解在奧氏體中時，能顯著增加鋼的淬硬層深度，而Ni、Si、W的作用相對小些。
在碳素工具鋼中沒有規定添加大量的合金元素，可以用調節化學成分的方法，即在狹窄的范圍內調節控制允許存在的非主要元素的辦法來成功地控制鋼的淬透性。如果不嚴加控制，非主要元素也會使淬透性發生重大的變化。例如，磷的質量分數從0.013%～0.018%增加到0.04%時，淬透性會大大提高。碳素工具鋼雖然是低檔的工具材料，也應該分爐號管理，化學成分雖然都符合相關標準，但碳及微量元素肯定有差異，這會影響到鋼的淬透性。
控制奧氏體晶粒度對控制淬透性是非常有效的，這個事實早已在高碳工具鋼淬硬深度試驗中得到了證實。由于高碳工具鋼在熱處理淬火溫度下總是有過剩碳化物存在，提供了珠光體形核的核心，減少了淬硬深度，因而在斷口晶粒大小和淬透性之間的真實關系是難于獲得的。提高淬火溫度時，碳化物溶解而同時奧氏體晶粒也增大，區分這兩個因素是極其困難的。有研究得出，晶粒大小只要變化一級，淬透性改變大約10%（理想臨界直徑）。對于碳的質量分數為1.0%的普通碳素工具鋼，當淬火溫度高于Accm時，淬透性隨斷口晶粒大小而變化。晶粒大小除了對淬透性有很大影響外，對淬裂危險性也很敏感，保持細小的奧氏體晶粒可避免淬裂。
原始組織為球狀碳化物淬火試樣和原始組織為珠光體的淬火試樣的比較，揭示了過共析鋼淬火加熱前組織對淬透性的影響。這些組織用正火的和退火的試樣來代表，與正火和退火后再于871℃油淬的試樣比較，前者會獲得很深的淬硬層（較好的淬透性）。殘留碳化物的分布和數量以及奧氏體晶粒大小的變化，可以說明原始組織對淬透性的影響。在淬火溫度低于Accm時，原始組織為珠光體的試樣的組織形態為奧氏體加上許多細小的碳化物質點，而原始組織為球狀組織的試樣的組織形態為奧氏體加上較大的和少量的碳化物質點。細小的碳化物質點淬火時有很大的珠光體生核傾向，因而降低了淬透性。在細珠光體試樣中也可能呈現較細的晶粒，應該認為是它起了促進作用。若試樣僅僅只進行短時間加熱時，原始組織的作用在高溫下可能會顛倒過來。在更高溫度下，平衡狀態要求均勻奧氏體，細小珠光體原始組織中碳化物由于細小而均勻，會更容易溶解，這種組織具有較高的淬透性。
加熱速度對淬透性也有影響，這往往被人們所忽視。若試樣進行“零保溫”淬火，則鹽浴爐加熱的試樣和空氣爐加熱的試樣相比，前者超過臨界溫度的有效時間較短，實際操作時由于這種作用而使淬硬深度稍有降低。若是考慮到在臨界溫度以上的總時間，碳的質量分數為1.0%～1.10%的碳素工具鋼在常規淬火溫度下淬火處理，這種作用可以忽略不計。慢的加熱速度致使較長時間的加熱，碳化物溶解充分，因而有較高的淬透性。加熱速度對碳的質量分數為1.0%的碳素工具鋼晶粒大小的作用是一種次要影響，但事實上這種作用無疑是存在的。
5.回火
碳素工具鋼的正常淬火組織為隱晶或細針馬氏體+均勻分布的細粒狀碳化物+少量的殘留奧氏體。淬火組織中存在較大的應力，在回火時這些應力被消除，碳化物析出，韌性提高，硬度下降。同時，鋼的電導率和熱導率增加（阻力減少），體積逐漸減小，耐蝕性下降。用X衍射、電子衍射和膨脹法測定的結果表明，回火過程分為三個階段。回火三個階段的近似溫度范圍在回火溫度與硬度的關系曲線上有部分是重疊的，如圖1-1所示。
第一階段——馬氏體分解為低碳馬氏體（碳的質量分數為0.25%）和ε碳化物（近似成分為Fe2.4C）。ε碳化物以薄膜的形式在馬氏體中的亞晶粒上析出，直徑為100～200μm。當鋼中碳的質量分數>0.80%時，第一階段的開始部分反應結果是稍稍提高硬度，然而在這個階段的后面部分硬度隨之降低。在這個階段比體積變小。
第二階段——殘留奧氏體分解為貝氏體。這個溫度范圍大約在204～304℃。在這個階段硬度繼續降低而比體積增加。
第三階段——ε碳化物和低碳馬氏體（碳的質量分數為0.25%）反應生成鐵素體+滲碳體。這個過程伴隨著軟化。即使ε碳化物完全消失之后，由于滲碳體繼續析出，耗盡了鐵素體基體中的碳而導致進一步軟化。碳化物質點的聚集也有助于這種軟化。
圖1-1 w（C）為1.00%的碳素工具鋼回火溫度對硬度的影響
注：1.試樣直徑為1in（25.4mm），長度為2in（50.8mm）。有效回火時間為0.5～2h。
2.攝氏溫度（t，單位為°C）與華氏溫度（θθ，單位為°F）換算關系為：
圖1-1中影線部分表示在工業生產實踐中硬度的波動范圍（大約2HRC）。圖中適用的回火時間為0.5～2h（常規操作）。若回火的時間超過這個范圍，回火后硬度的變化可能會大大超過影線部分所示的區域。結論指出，回火開始0.5h內硬度變化很大，對于高溫回火的工件幾分鐘就會呈現很大的變化。因此，有人建議不用足夠長的時間，而用調整溫度的辦法來獲得所需硬度值。本著節能高效的原則，更多的人傾向高溫短時工藝，提高50℃可能比延長1h效果好。
6.淬火和回火時尺寸的變化
冷加工應力、熱應力及組織應力是導致淬火變形的主要原因。加熱時，鋼自然膨脹，而淬冷時工件外部忽然收縮，使整個工件產生應力。當這些應力超過該材料在所處溫度下的屈服強度時，就會出現塑性變形。
殘余內應力的生成是由于淬火時幾乎不可避免的不均勻塑性變形所引起的。冷卻時，任何不超過材料彈性極限的應力，在冷卻過程結束時，即整個試樣溫度均勻時，將被解除。因此，在各個溫度下有高的彈性極限，則可以期望減少殘余應力。當然，塑性變形會導致尺寸的變化。然而，組織轉變應力是由于奧氏體轉變為不同的、比體積較大的鐵素體-滲碳體集聚體的緣故。這樣會引起在局部區域內由于組織轉變而產生忽然膨脹且增大的內應力，引起進一步的塑形變形。熱應力和組織應力趨勢相反，且在某些情況下，雖然不是在常見的工具鋼中，這種相反的作用足夠大到使事實上在室溫下不產生尺寸變化。這種情況在碳素工具鋼中或其他水淬硬型工具鋼中是不可能遇到的。影響的因素是試樣的尺寸和形狀、淬火溫度，以及鋼的化學成分、夾具及淬火冷卻介質等。由于影響因素多，事先很難預測尺寸變化的情況。加熱和冷卻時引起的變形隨加熱或冷卻速度的增加而增大；隨化學成分方面任何引起熱導率下降的變化而增大；隨任何因素引起的在高溫下的彈性極限的提高而減少；夾具不合適變形大；冷卻不當變形增大。當組織的任何一部分不產生反應時，組織轉變應力產生的變形就會減少。碳素工具鋼水淬后變形比較大，應使用現行的合成淬火劑或硝鹽水溶液。
然而，淬火鋼的變形并沒有結束，在回火后還會引起進一步的變形。只要工件整體淬透，回火后總是膨脹的。當在120℃回火時，殘留奧氏體轉變為貝氏體；在更高一些溫度回火，短時間就出現貝氏體而發生膨脹；一直到260℃回火，還不能使殘留奧氏體全部轉變。
時效是補充回火的特殊方法，它能使尺寸趨于穩定。對于尺寸穩定性居首要地位的精密測量工具，這是非常重要的。常常用提高回火溫度的方法來提高尺寸的穩定性，然而這會使硬度和耐磨性下降。有人研究了不同熱處理工藝對室溫下工具尺寸穩定性的作用，對于要求65HRC的零件，用簡單的150℃×1h回火的效果，與包括冷處理和多次回火的復合處理的效果是一致的，并且在某些情況下甚至效果更好。
1.1.2 合金工具鋼
在碳素工具鋼的基礎上加入W、Mo、Cr、V、Si、Mn等合金元素，從而使鋼的淬透性和熱硬性提高的工具鋼稱為合金工具鋼。按合金元素含量總量又可以分為低合金工具鋼、中合金工具鋼和高合金工具鋼。低合金工具鋼多用于制造刀具。
1.合金元素在低合金工具鋼中的作用
（1）鎢（W）W是較強的碳化物形成元素，很少溶于鐵素體，在滲碳體中溶解度也很小。在w（C）為1%的鋼中，當w（W）超過1%時，開始形成M23C6型碳化物，而當w（W）超過5%后，將出現M6C型碳化物。這些碳化物具有高的硬度，而淬火加熱時不容易溶入奧氏體，使奧氏體晶粒保持細小，增加淬火鋼的硬度，提高鋼的耐磨性。在w（C）為1%的鋼中，加入w（W）為1.0%～2.0%時，鋼的硬度可達66HRC；在w（C）為1.4%～1.5%的鋼中，加入w（W）為1.4%～1.50%時，硬度可提高到68HRC。因此，這些鋼可制造加工硬材料的刀具。為了使工具表面獲得均勻的高硬度，應在水中淬火。還應指出，w（W）超過1.20%～1.50%的工具鋼，經長時間退火，會使后續的淬火最高硬度下降。
（2）鉬（Mo）Mo在鋼中的許多作用與W相似，w（Mo）>0.50%時，就能形成含Mo的復雜碳化物（M23C6型、M6C型）。Mo加入量不多[w（Mo）為0.2%～0.4%]時，可細化碳化物，阻止晶粒長大。在工具鋼中，Mo能比較有效地提高淬透性。Mo使鋼的脫碳敏感性增加，尤其在鋼中又含有Si時。
（3）鉻（Cr）低合金工具鋼中w（Cr）不超過3%，形成的合金滲碳體（Fe、Cr）3C7部分溶入鐵素體。Cr既可阻止滲碳體型碳化物的聚集，又提高了馬氏體的分解溫度，從而提高了鋼的耐回火性。Cr能提高滲碳體的穩定性，使其在加熱時溶解緩慢；Cr又能提高鋼的臨界點，使淬火溫度升高。例如：在w（C）為1%的鋼中，加入w（Cr）為0.65%，油淬，能獲得最高硬度的淬火溫度是800～810℃；如加入w（Cr）為1.5%，淬火溫度為840～850℃；加入w（Cr）為3%，淬火溫度則升至870～890℃。Cr還能提高鋼的淬透性，但作用遜色于Si和Mn。Cr能使鋼的Ms降低，這是因為增加了淬火后殘留奧氏體量。此外，Cr和Mn一樣，還能防止w（C）>0.7%硅鋼的石墨化傾向。通常加入w（Cr）或w（Mn）為0.60%～1.0%就能達到目的。在一般低合金刀具鋼中，w（Cr）在2.0%以下時，Cr含量高些，將增加碳化物的不均勻性。
（4）釩（V）在鋼中加入質量分數為0.1%～0.2%的釩，就可形成VC，在加熱到1000℃時，VC也很少溶解。因此，釩比其他元素能更有效地阻止奧氏體晶粒的長大，降低過熱敏感性。釩使過共析鋼不易生成滲碳體網。但釩降低鋼的淬硬性及淬透性，且鋼中的碳含量越低降低得越強烈。在一般低合金工具鋼中，w（V）約為0.15%～0.40%。
（5）錳（Mn）Mn大部分溶入基體，少部分溶于滲碳體形成（Fe、Mn）3C。含Mn的工具鋼加熱時晶粒容易長大，因此很少用單獨加Mn的工具鋼，一般加入w（Cr）為0.5%～0.8%或w（V）為0.1%～0.2%，以消除Mn的不良影響。Mn增加鋼的淬透性，還使鋼的臨界點降低。Mn使殘留奧氏體量增加，相應減少了內應力和畸變；但殘留奧氏體過多時，將減少塑性變形抗力，使淬火后硬度降低。刀具用合金鋼中w（Mn）一般為0.8%～1.2%。
（6）硅Si是非碳化物形成元素，在鋼中溶入固溶體，能顯著提高過冷奧氏體在珠光體區和貝氏體區的穩定性，因而有效地提高了鋼的淬透性。Si由于能阻礙馬氏體第二階段的分解和滲碳體的聚集，故可以增加耐回火性，在w（Si）為0.6%～0.8%時已顯示其作用，若將w（Si）提高到1.3%以上，耐回火性增加甚微。因此，含Si鋼制刀具可以適當提高切削速度。Si不降低Ms點，故不增加殘留奧氏體量。有些資料報導，加入Si使工具鋼的某些工藝性變壞。由于Si強化鐵素體的作用顯著，使退火鋼的強度增加，故增加了切削加工的難度。加入Si使鋼的臨界點提高，淬火加熱溫度也高。綜上所述，在合金工具鋼中，加入質量分數為1%左右的Si有益，并非多多益善，加多了，可能有害無益。
2.低合金工具鋼的鍛造
由于含碳及合金元素相對比較低，無論自由鍛還是模鍛，難度都不太大。加熱溫度為1130～1150℃，鍛造溫度為980～1093℃，在這個區間，鋼的熱塑性較好，無需采取特別的預防措施。鍛后可以空冷、堆積式冷卻，也可埋入砂坑中緩冷。
3.低合金工具鋼的退火
退火工藝有普通退火和球化退火，常用球化退火：加熱溫度為800～850℃，保溫3～4h，爐冷至720～740℃，保溫3h后爐冷至550℃出爐空冷。
4.低合金工具鋼的淬火與回火
盡管真空爐及其他加熱爐發展迅速，合金鋼制作的各種刀具大多在鹽浴爐中加熱。鹽浴爐必須進行充分的脫氧撈渣，通常將氧化物的質量分數控制在0.30%以下，如果淬螺紋刀具時控制還要嚴格些，以防工具在加熱時產生氧化脫碳。
在淬火之前，一定要選好夾具。實踐證明，有些刀具質量不好，往往是淬火夾具不合理。
對于形狀復雜的刀具，預熱是不能略去的工序，一般在600～620℃的中性鹽中預熱，或在400～500℃的電爐中預熱，預熱時間通常為加熱時間的2～3倍。
淬火加熱溫度的選擇應視刀具的形狀、尺寸、原始組織、裝夾數等諸多因素綜合考慮。如果沒有十分把握，可以通過試淬確認。
在空氣爐中加熱時，加熱溫度應比鹽浴爐提高15～20℃。
淬火冷卻介質也影響加熱溫度的選擇。采用油或硝鹽淬火的工具，可比采用水溶液淬火的加熱溫度高15～20℃，采用等溫淬火或分級淬火時可選上限加熱溫度。
淬火加熱時間的長短與工具的尺寸大小、鋼材的種類、爐子的功率、控制因子等多種因素有關，這是一個很復雜的問題，書本上往往說不清楚，應根據現場情況而變。通常以工具的有效厚度乘以加熱系數來確定，其中牽涉到加熱時間、升溫時間、保溫時間（也有稱透燒時間）等多個概念，不同的單位掌握的尺度是不同的，工藝上往往指總的加熱時間。
在選定的加熱溫度下，保溫時間的長短必須以奧氏體均勻化為標準，可以通過淬火后的金相組織及硬度驗證，但常以刀具的壽命及質量作為衡量標準。
低合金工具鋼制作的刀具一般均為低溫回火，貝氏體等溫淬火的工具可用下限回火溫度。在硝鹽、油中回火時，回火時間為1.5～2h，工件尺寸較大或裝爐量多者應適當延長回火時間。在空氣爐中回火最好為兩次，回火后空冷。
1.1.3 高速工具鋼
高速工具鋼（簡稱高速鋼）在冶金行業稱為高工鋼，俗稱鋒鋼（因刀刃鋒利）或風鋼（在空氣中能淬硬）。
1.合金元素在高速工具鋼中的作用
（1）碳的作用 碳在高速工具鋼中作用的主要機理，是碳化物的形成及轉變——溶解、析出、聚集，只不過在高速工具鋼中碳化物的類型、性質及數量與普通鋼不同而已。對于W、Mo、Cr、V、Ti、Nb等形成的碳化物晶格類型，隨著碳含量的增加，由簡單到復雜，穩定性由強到弱。
當鋼中的碳含量增加而合金含量不變時，高溫加熱時溶解到奧氏體中的數量增加，導致淬火硬度上升，殘留奧氏體增多。對于通用高速工具鋼而言，如果碳含量超出標準上限，必然導致可鍛性下降，淬火過熱敏感性增強，殘留奧氏體增多，以及一次碳化物惡化帶來的韌性下降。W6Mo5Cr4V2（M2）鋼的w（C）從0.85%增至1.0%，二次硬化硬度可達67～68HRC，接近于W7Mo4Cr4V2Co5（M41）鋼的水平；如碳含量低于標準下限，會使鋼的硬度不足，碳化物的數量也會相應減少，耐磨性、熱硬性、可加工性等都會受到不良影響。因此，鋼中究竟含有多少碳比較合適，一直是大家關注的問題。從GB/T 9943—2008《高速工具鋼》不難看出，普通高速鋼（HSS鋼）的碳含量都比較高。對于某個具體牌號來說（如W6Mo5Cr4V2），由各碳化物形成元素含量中限計算所得的平衡碳差值（ΔC），表示該鋼的二次硬化能力，當然也影響其他性能。實際碳含量與平衡碳之比，人們習慣上稱為碳飽和度（A），它表示實際碳含量達到平衡的程度。與平衡碳差值一樣，A值的水平在一定程度上反映鋼材的冶煉水平，不少工具廠和鋼廠訂貨時也強調A值，這說明鋼廠和工具廠都非常重視碳含量。碳是高速工具鋼中最重要的元素，微量碳的波動就會對鋼的性能產生很大的影響。
（2）W的作用 一般高速工具鋼中都含有W。W在高速工具鋼中形成一定數量難以溶解的一次碳化物，使鋼可接受近熔點的高溫淬火，并且提高鋼的耐磨性；形成足夠量的二次碳化物，通過高溫加熱淬火可獲得含W高的馬氏體。含W高的淬火馬氏體回火時，M2C及MC型碳化物脫溶是二次硬化和熱硬性的主要因素。
W稍提高Ac1點，稍降低Ms點，但影響不大。W降低鋼的導熱性，因此，不管是鍛軋、還是熱處理，都必須緩慢加熱，復雜刀具淬火，應進行兩次甚至三次預熱。
在W系高速工具鋼中，W對組織和性能的影響并不總是與其含量呈比例關系。研究發現，W系高速工具鋼中的w（W）為12%～15%時，可獲得較好的綜合力學性能。
（3）Mo的作用Mo對高速工具鋼平衡態合金相形成、相變及使用性能諸多方面的作用與W相似，但也有差異，因此才有W系和W-Mo系之分。
用W當量（W+2Mo）來表示W和Mo總的合金含量。隨著應用經驗的積累和理論研究的深入，W和Mo在高速工具鋼中作用的不同點逐步被揭示出來，最重要的莫過于W系和W-Mo系高速工具鋼萊氏體碳化物在非平衡冷卻情況下相變，即介穩定的M2C共晶碳化物的形成。在硬度相同的情況下，韌性的高低基本上取決于一次碳化物的組織質量，CW6Mo5Cr4V2（即高碳的W6Mo5Cr4V2鋼）鋼正常淬火回火后硬度可以達67HRC以上。由此可見，用部分Mo代替W可使鋼的硬度等指標得到提升。
一次碳化物組織改善的另一個效果是熱塑性的提高。軋制、扭制麻花鉆對熱塑性要求很高，W-Mo系高速工具鋼高頻熱塑性好，滿足了麻花鉆等軋扭的要求；而W系高速工具鋼根本不能軋，或熱軋時軋裂率很高。
在二次硬化物穩定性方面，Mo的作用不如W，Mo2C析出的溫度較W2C低、Mo2C高溫下抗聚集能力也不如W2C。
Mo在碳化物穩定性方面的特點還產生另一個負面影響，就是鍛、軋、淬火等高溫加熱時的過熱敏感性較大，所以要嚴控加熱溫度。Mo在表面化學特性方面也有負面作用，即易產生氧化脫碳。
由于Mo、W的相對原子質量分別為96和184，前者約為后者的一半，因此，按照質量分數計算，鋼中W、Mo量相等時，W的原子數只有Mo的一半。但是不論是固溶體或碳化物，真正起作用的是原子數目，故鋼中1%Mo可以代替2%W，即Mo對于W的當量是2。而從其價格分析，用Mo代W還是合算的。不過從對性能影響來說，兩者各有千秋。從實踐經驗來看，只有兩者互相搭配，才能獲得高性能的高速工具鋼。
（4）Cr的作用 大部分高速工具鋼都含有質量分數為4%左右的Cr。其作用如下：
1）與w（W）為16%～18%、w（V）為1%～4%相配合，使鋼中二次碳化物具有適當的穩定性，回火時在550℃左右出現最高二次硬化狀態的脫溶組織。在這里，Cr的作用實際上是略為降低析出物的穩定性，促使其大量析出。回火析出物MC及M2C中都含有較多的Cr，并認為Cr可降低各析出物點陣參數，故降低了析出物與基體間的錯配，使生核激活能降低，回火析出物更加密集與彌散，從而肯定了Cr對高速工具鋼二次硬化的貢獻。
2）推遲A→B轉變，或者說使鋼避開貝氏體轉變的淬透性大為提高，有利于較大工件的淬火，厚度200mm以上的大件可以采用多次分級或分級等溫淬火，對減少畸變有益。
3）提高鋼的耐蝕性，對高溫加熱時的抗氧化、抗脫碳也起到了重要作用。
Cr還能提高高速工具鋼的熱塑性，特別是當w（Cr）從4%降到2%時，熱軋鉆頭的軋裂率由8%降至零。前蘇聯P12高速工具鋼[w（Cr）為3.10%～3.60%]就有“低碳化物偏析高速工具鋼”之稱，熱塑性良好。實踐證明，適當降低鉻含量，對鍛軋都有好處。基于此，用于高頻加熱軋制的任何牌號的高速工具鋼，鉻含量應取中下限。
綜上所述，Cr在高速工具鋼中的作用主要是提高淬透性和回火硬度，以及增加耐蝕性；其缺點是增加高速工具鋼碳化物不均勻度，降低塑性和熱處理后抗彎強度。
（5）V的作用 一般高速工具鋼中w（V）為1%～2%。w（V）<1%的鋼二次硬化、熱硬性、耐磨性均顯不足；w（V）高于3%，可磨削性急劇惡化，從而導致刀具制造成本上升。V對提高W-Mo系高速工具鋼的二次硬化能力很重要，從W18Cr4V的w（V）1%提高到W6Mo5Cr4V2鋼的w（V）2%，淬火馬氏體中的w（V）從0.84%（W18Cr4V鋼1270℃淬火）提高到1.18%（W6Mo5Cr4V2鋼1230℃淬火）。這一變化彌補了后者W含量較低以及以Mo為主所造成二次硬化能力的損失。從獲得高硬度的目的出發，高速工具鋼中的w（V）最多只能加到3%（粉末高速工具鋼除外）。根據定比碳規則，增加V的同時必須提高C含量，w（V）每提高1%，w（C）需增加0.2%。早在20世紀30年代，人們就注視到碳和合金元素之間的親密關系，提出了C和V的關系式：C=0.6+1.6V，后來又發展成為一種配碳的原則，在高性能高速工具鋼的研制和開發中發揮了重要作用。
（6）Co的作用 和上述元素不同，Co不是碳化物形成元素，但作為一種過渡金屬，它又與Si、Al等非碳化物形成元素不同，Co與C仍有一定的形成碳化物的親和力，只不過比Fe還要弱些。只有在退火狀態下，Co大部分處于α-Fe中，但在碳化物（如MC型）中，仍有一定的溶解度。Co在高速工具鋼中的作用可概括為如下幾點：
1）Co對高速工具鋼開始熔化的溫度略有提高，但熱處理時又不會使晶粒長大及過燒，可選用較高的淬火溫度，因而可溶入更多的碳化物。
2）Co可減少淬火態殘留奧氏體數量及降低其穩定性，Co并不溶于碳化物中，但可在回火時提高二次硬化析出物的生核率并降低其長大率，促使馬氏體二次硬化碳化物的析出，強化硬化效果。
3）Co能提高鋼的熱硬性。
4）Co還能提高鋼的熱導率，尤其在600～700℃之間，這對切削刀具在切削過程中降低刀尖溫度很有益。
若以硬化為目的，對于W6Mo5Cr4V2鋼而言，加入w（Co）5%足矣，更多的Co實無必要。如果Co含量太多，會帶來很多負面效應，既降低了塑性和韌性，同時又增加了鋼的脫碳敏感性。W2Mo9Cr4VCo8（M42）鋼中w（Co）為8%，鍛造開裂多，大截面工件易淬裂，刀具受沖擊載荷易崩刃。從硬度和韌性綜合考慮，以加入w（Co）3%～5%為宜。
（7）Al的作用Al是非碳化物形成元素，歷來作為高速工具鋼冶煉的最終脫氧劑，在鋼中殘留w（Al）為0.1%以下，可以固溶于鐵素體或奧氏體中，為強鐵素體形成元素。我國研制的W6Mo5Cr4V2Al（簡稱501或M2Al）鋼，具有較好的綜合力學性能和優良的可加工性，價格便宜，在某種情況下可以取代W2Mo9Cr4VCo8鋼。但W6Mo5Cr4V2Al鋼熱處理特性還未被人們掌握，刀具的使用性能還不太穩定，當硬度>67.5HRC時，使用壽命不理想，還有混晶、脫碳敏感性大、磨削性差等不足，因而阻礙了它的廣泛應用。W6Mo5Cr4V2Al鋼刀具經適當的處理，硬度可達67～68HRC，實際刀具不能都用如此高的硬度，應根據刀具類別，選用65.5～67HRC的硬度。
（8）Si的作用Si也不是碳化物形成元素。所有高速工具鋼都含有Si，大多數鋼中w（Si）為0.2%～0.4%。其下限是保證煉鋼時脫氧充分；上限則認定Si對高速工具鋼的二次硬化無明顯好處，反而對鋼的韌性不利，且易引起脫碳，故設定此限。不過，Si畢竟是既廉價又貨源充足的元素，人們在9SiCr、4Cr5MoVSi等合金工具鋼中加Si成功后，試圖在高速工具鋼中進行嘗試。20世紀70年代，我國研制成功超硬型高速工具鋼W12Cr4V3Mo3Co5Si（簡稱Co5Si）、80年代又推出W3Mo2Cr4VSi（簡稱301）及W4Mo3Cr4VSi（簡稱F205或4341）等，w（Si）均為1%左右。實踐證明，加入少量的Si，對鋼的二次硬化、熱硬性等都有利，且無明顯缺點。
通過對加入Si的高速工具鋼進行深入研究發現，它在回火時會析出一些特殊的碳化物，并且使其細化。Si可以顯著提高二次硬化（3～4HRC），但不是絕對的，w（W）>9%的高速工具鋼中加入w（Si）1%，并無提高二次硬化效果；Si還會促進一次碳化物MC的形成，對鋼的韌性不利。Si的其他負面影響還有：增加鋼的脫碳敏感性，略降低二次硬化峰的溫度，促進非共格M6C碳化物在較高回火溫度的形成，所以對600℃以上的熱硬性不利。此外，Si是強鐵素體元素，w（Si）≥1.2%時對退火和回火鋼的韌性都不利。
（9）其他碳化物形成元素在高速工具鋼的作用Nb、Ti、Zr、Hf這些強碳化物元素的微量加入可細化初生晶粒，從而細化萊氏體，可在鑄鋼及大斷面高速工具鋼中改善一次碳化物的分布，起孕育劑的作用，但其質量分數高于1%時則開始顯示對初生MC碳化物的粗化作用。這些元素形成的碳化物在高溫極難固溶，故對二次硬化不起作用，而且容易形成氧化物夾雜。以Nb為主的一次碳化物MC顆粒粗大，硬度很高，難于磨削，國外正在研究用粉末法生產w（Nb）為2%～3%的高速工具鋼，以代替高釩高速工具鋼中的部分釩。
（10）其他元素的作用 這里簡介Mn、N、S、P在高速工具鋼中的作用。
1）Mn是冶煉高速工具鋼的脫氧劑，世界各國標準允許殘存w（Mn）<0.40%。Mn與C的結合能僅略高于Fe，單獨加入不發生二次硬化作用。若w（Mn）增至1%以上，即顯示對Ar1及Ms點的強烈降低作用，增加淬透性，但也提高退火硬度及淬火態殘留奧氏體量。鋼中的Mn可以固定S，以減少FeS給鋼帶來的熱脆性。實踐證明，鋼中合金元素含量w（Mn）/w（S）>20時，對鍛、軋熱塑性有利；w（Mn）/w（S）≥40時，對減少軋扭麻花鉆開裂有好處。
2）高速工具鋼中w（N）約為0.02%，N在高速工具鋼鋼液中的溶解度在0.1%以下。N的原子半徑很小（0.07μm），與C相似，在鋼中同是間隙固溶元素，因此很多性能與C相似。N與Al、Ti、Zr、V等均能形成穩定的氮化物，同時也能溶于復雜的M23C6、M6C及MC中，因而淬火加熱時也有少量的N通過上述氮化物的固溶而進入到鋼的基體。少量的N可細化高速工具鋼鑄態組織中的共晶網，細化一次碳化物（M6C），因而可以細化淬火奧氏體晶粒度；允許稍微提高約5℃的淬火溫度，因而略微增加二次硬化、穩定性以及硬度和韌性的綜合配比水平，有利于提高可加工性。國產無Co超硬高速工具鋼W12Mo3Cr4V3N（簡稱V3N）中加入w（N）0.04%～0.10%，試驗表明，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是高速工具鋼中的有害雜質，主要影響鋼的熱塑性，對疲勞強度、韌性也不利。微量S對塑性的危害主要是它偏聚在晶界上，弱化了晶界所致。中頻冶煉+電渣重熔能夠把w（S）控制在0.01%以下，軋制鉆頭的開裂明顯減少。在特殊情況下，向鋼中加入w（S）0.07%～0.17%會改善退火態鋼的可加工性及淬火態鋼的磨削性，成為易切削、易磨削的高速工具鋼。在美國，曾研究加硫改善高釩高速工具鋼的磨削性；在德國，制造螺紋刀具的專用高速工具鋼S6-5-2就是加硫的。
4）P也是高速工具鋼中的有害雜質，對鋼的強度和韌性有顯著降低作用，各國標準中規定w（P）≤0.030%，應該說，P含量越低越好，如果能把w（P）降低至0.010%以下，對高速工具鋼來說更具有重要意義。
2.高速工具鋼的鍛造
對于工具制造來說，高速工具鋼的鍛造是十分重要的一道工序，因為它不但影響工具的質量，而且還關系到生產成本。
（1）高速工具鋼的組織特點及鍛造實質 高速工具鋼中含有大量的W、Mo、Cr、V等合金元素，形成眾多的復合碳化物。在淬火加熱時，一部分碳化物溶于奧氏體，淬火后又過飽和地融入α-Fe而形成高合金度的馬氏體。這類馬氏體在600℃時仍相當穩定，而其過剩碳化物又能在高溫加熱時阻止晶粒長大，因此使之具有較高的熱硬性、耐磨性和韌性。含Al高速工具鋼的韌性較高，含Co高速工具鋼的熱硬性和耐磨性更優。
試驗和實踐都充分證明，高速工具鋼中的碳化物的顆粒均勻度和分布情況對使用性能影響極大，碳化物顆粒粗大或分布不均勻，都將對鍛造產生不良影響。高速工具鋼工具鍛造可歸納為兩大要素：除滿足鍛件的尺寸形狀要求之外，其另一個重要的目的就是要施以大鍛造比鍛造，將粗大的共晶碳化物打碎并使其均勻分布，以滿足工件性能方面的要求。
（2）保證高速工具鋼工具鍛件質量的技術環節 由于鋼中存在的大量共晶碳化物只能通過較大的變形使其破碎；另一方面由于合金成分的影響，萊氏體鋼的塑性低、變形抗力大，易產生鍛造開裂缺陷。從而構成了一對矛盾，使得鍛造工藝復雜化。因此，在制訂鍛造工藝時，應正視這一對矛盾，從各個環節來確定相應的技術措施，以確保其鍛件質量。
1）把好原材料關。用于鍛造工具，一般選用鋼廠的熱軋材，技術條件應符合GB/T 9943—2008《高速工具鋼》。高速工具鋼鋼材交貨硬度見表1-1。
表1-1 高速工具鋼鋼材交貨硬度
用于鍛造的高速工具鋼棒低倍組織應按GB/T 1979—2001檢驗并評級。在鋼棒橫向酸浸低倍試片上不允許有目視可見的縮孔、氣泡、翻皮、內裂和夾雜。高速工具鋼鋼材的疏松和偏析見表1-2。
表1-2 高速工具鋼鋼材的疏松和偏析
鋼棒不允許有萘狀斷口存在，表面不得有肉眼可見的裂紋、癤疤和夾雜；如果有上述缺陷，必須按標準規定予以清除，才可投料鍛造。
鋼中共晶碳化物不均勻度應按GB/T 9943—2008驗收，高速工具鋼鋼材的碳化物不均勻度見表1-3。
表1-3 高速工具鋼鋼材的碳化物不均勻度
尺寸不大于120mm的鋼棒，W系牌號按第一級別圖，W-Mo系牌號按第2級別圖；尺寸大于120mm的鋼棒，W6Mo5Cr4V2和W9Mo3Cr4V鋼按第3級別圖評定，其他牌號的共晶碳化物不均勻度由供需雙方協商確定。
2）毛坯的加熱。加熱規范在鍛造工藝中，是一個非常重要的部分。合理的加熱，能保證鋼坯有良好的可鍛性。高速工具鋼中含有較多的合金元素，以致導熱性及塑性均較一般合金鋼差，因而要注意加熱速度和保溫時間，盡量做到均勻加熱，應該采取緩慢的加熱速度。但也有很多工廠采用高溫快速加熱。有些工廠采用三段加熱，具體操作是：①400～600℃入爐，緩慢加熱到780～820℃，加熱時間根據坯料的直徑或厚度，按7～8min/10mm計；②在780～820℃的保溫時間也按7～8min/10mm計；③較快地加熱到最終溫度，加熱時間按0.5min/mm估算。
上述三段加熱耗時多，占用的設備也多。針對這種情況，提出了快速加熱的新工藝，即把坯料直接推入1150～1200℃高溫區，當溫度達到該鋼的始鍛溫度后，稍加保溫，即進行鍛造。
采用直接進入高溫區的快速加熱法，與傳統的三段加熱相比，生產率可提高2～3倍，使金屬晶粒細小，同時可減少鍛件的氧化與脫碳，并且節能減排，降低了成本，但在實際運用時應注意如下幾點：①加熱溫度必須嚴格控制，一般不超過1200℃。因為快速加熱，爐溫要比鍛件溫度高很多，而且加熱時間短，必須注意控制爐溫和鍛件溫度，防止鍛坯在爐中停留時間過長而造成過熱甚至過燒。對于大件，表里都到達爐溫的時間差較大。因此，快速加熱只適用于小件，國內大部分工廠對φ60mm以下工件施行快速加熱，有的工廠放寬到φ80mm。當鍛件有效尺寸>100mm者，應采取緩慢升溫或階段保溫的制度。②上述快速加熱的原理和實踐，都是建立在鋼材本身已消除殘余應力的基礎上，如果坯料在加熱前，已有相當的殘余應力，則應設法消除之：先緩慢加熱到500℃，保溫后升至760℃再保溫，然后再升至鍛造溫度。
高速工具鋼鍛坯快速加熱時間一般按2～3min/mm計算，也有的工廠在實踐中總結出坯料直徑與加熱時間的關系式為
T=KD式中T——加熱時間（min）；
K——加熱系數，一般取0.30～0.45；
D——坯料的直徑（mm）。
上式中系數K應靈活運用，可根據坯料在爐中放置的位置、間距、坯料直徑大小等因素確定。坯料裝爐間距小，而直徑又大，應取較大的系數；反之，取較小的系數。
有人研究加熱時間對碳化物不均勻度的影響，指出：加熱時間在2h以內，對鍛后碳化物不均勻度沒有影響，當然從減少坯料的氧化和脫碳出發，應盡可能采取循環裝料法（取出幾件再裝進去幾件）是比較合理的。
一般來說，加熱溫度在很大程度上決定了始鍛和終鍛溫度，在坯料相同和鍛造條件相同的情況下，加熱溫度高，則始鍛溫度和終鍛溫度也相應提高。在實際生產中，鍛造溫度實難自控，正是通過加熱溫度的控制和選擇，來控制始鍛和終鍛溫度。鍛造溫度對改善碳化物不均勻度有點影響，而鍛造工藝及水平的影響則更大。
高速工具鋼鍛件往往要反復鐓粗、拔長，涉及加熱次數的問題。加熱次數可根據表1-4所列鐓拔次數來選定。
表1-4 高速工具鋼鍛件加熱次數的選定
在決定火次及各火次間的變形量分配時，還要考慮以下幾個方面：①在不產生裂紋及其他鍛造缺陷的情況下，火次應盡量減少。②各火次間的變形量應當均勻，并在可能的情況下增加最后一火的變形量。③特小和特大的鍛件，每一次火的變形量均不宜過大。④操作工人技術熟練，鍛錘噸位足夠時，火數可以減少；反之，則應適當增加。
加熱操作要點：①裝爐量不宜過多，避免在爐中高溫停留時間過長。對于高性能高速工具鋼應更嚴格地控制加熱溫度和時間，因此裝爐量更不能多。②最好逐個按程序裝爐，使每個坯料在爐中的加熱時間盡量接近。③坯料在加熱爐內間距不小于坯料半徑。④經常翻動坯料，保證加熱溫度均勻。⑤完全冷卻到室溫的鍛件重新回爐加熱時，最好預先退火，以消除殘余應力。
3）毛坯的鍛造。生產實踐證明，就改善碳化物分布的效果來說，拔長優于鐓粗。鍛造比控制在8～12較為常見。在鍛造初期，鍛造比對改善碳化物的分布效果比較明顯，但當鍛造比達到一定值后再增加鐓粗拔長次數，其改善效果甚微。在高速工具鋼鍛造時，鍛錘的噸位的選擇不可小視，若噸位過小，打擊力不夠，變形只發生在表層，鍛件中心的碳化物不能被擊碎；而噸位過大，打擊力過重，則操作易失控而導致鍛造缺陷。高速工具鋼鍛造時鍛錘噸位的選擇見表1-5。
表1-5 高速工具鋼鍛造時鍛錘噸位的選擇
選擇鍛坯變形的方法時應該考慮工具的工作情況、原材料狀況及選用變形工序的成形特點等一系列因素。常用的鍛造方法有：①單向鐓粗；②單向拔長；③鐓粗后反復重滾鐓平；④軸向反復鐓粗；⑤徑向十字鍛造；⑥綜合鍛造法，就是在徑向十字鍛造后轉角45°進行倒角，然后再進行軸向拔長和鐓粗，這種鍛造方法保留了徑向十字鐓拔坯料中心不易開裂和軸向鐓拔容易改善碳化物級別等優點，借助于倒角鍛造又可以使鍛件圓周表面的碳化物均勻些；⑦三向鐓拔法，是在三坐標方向進行鐓拔，它綜合了軸向鐓拔和徑向鐓拔的優點，能更大程度地打碎鋼中的碳化物和消除其方向，但鍛造水平要相當高。
4）鍛后冷卻。高速工具鋼的終鍛溫度大多在900℃左右，這正是奧氏體的轉變區域，會產生相變，勢必會出現組織應力。另一方面，由于坯料的溫度下降，熱應力也會增加。因此，鍛后一定要緩慢冷卻，不然會在鍛件表面或中心部分產生裂紋，這種裂紋大部是細條狀的。一般情況，鍛后可堆冷、灰冷或砂冷，必要時進行爐冷。
3.高速工具鋼的退火
高速工具鋼鍛后空冷的組織為馬氏體+少量的托氏體+碳化物，硬度為55～60HRC，不能進行切削加工，必須進行退火處理。
退火作為預備熱處理，應當看成是刀具熱處理過程打基礎的一道工序。
（1）退火溫度 高速工具鋼的退火屬于不完全退火，即稍高于Ac1溫度，進行適當保溫，然后以不同的冷卻方法進行冷卻。常用的退火溫度為Ac1+30～50℃。
日本學者大和久重雄試驗淬火態的W18Cr4V鋼以不同的溫度退火，得出900℃退火時，硬度最低。由此可見，從降低硬度觀點出發，可把常用的840～850℃退火溫度略微提高一些。但溫度太高，加劇了氧化和脫碳，而且使溶于奧氏體中的合金元素增多，奧氏體的合金度提高，就要在冷卻過程中提高珠光體的分解穩定性，導致退火時間延長，浪費能源。
（2）退火時間 高速工具鋼的退火保溫時間，雖不必像淬火加熱時間那樣精確計算至秒，但也不能太長或太短。時間太長，既影響了生產率，也會加劇氧化脫碳；而時間太短，即使溫度適當，也很難將硬度降下來，達不到退火的目的。退火保溫時間的確定，應考慮到裝爐量與裝爐方法及工件大小，以保證透燒及組織轉變。
實踐證明，延長退火保溫時間，會使高速工具鋼工具的壽命下降。因為退火時間長了，會形成鎢的穩定的碳化物，淬火時，這種碳化物不能溶入固溶體中，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許多，尤其是W系高速工具鋼，其切削性能下降了30%～40%，W-Mo系下降了約10%。對于機械加工前的退火次數應盡量減少。
在退火溫度下，進行長時間的保溫或者提高加熱溫度，都會導致碳化物的轉化。W系高速工具鋼在850～900℃長時間停留，會使淬火后性能降低。
（3）退火冷卻 一般認為，高速工具鋼坯料退火后冷卻速度越快，退火后硬度越高；反之，冷卻速度越慢，則硬度值越低。自人們大量地研究了奧氏體的轉變以后，又有了進一步的認識，即硬度的上升與下降，并不總是和冷卻速度的快慢成比例。應當根據鋼材奧氏體的等溫轉變曲線來選擇合適的冷卻速度，以滿足退火工件的質量要求。高速工具鋼在空氣中就能淬火，僅就這一點講，只要保證在650～700℃以上緩冷即可。為了提高生產率，有少數生產單位退火時爐冷至650℃出爐空冷，多數生產單位爐冷至500～550℃出爐空冷，但不取下保溫桶蓋，連保溫桶一起空冷。
不少人做過試驗，保溫以后的冷卻速度對硬度肯定有影響，尤其是在寒冷的冬天，退火爐漏氣都會影響退火硬度。影響退火質量的冷卻速度主要是800℃左右的冷卻速度，應以<30℃/h為宜。
（4）退火方法 目前國內高速工具鋼鍛件退火工藝主要有三種方法。
1）利用鍛造余熱退火。高速工具鋼鍛造最后一火的終鍛溫度大約為880℃，此時不要空冷或坑冷，而是直接放到火爐中集中冷卻或保溫，待鍛件達到一定量后將爐溫升到850℃左右的退火溫度，施以等溫退火或普通退火，這樣可以節能。也有的單位利用鍛造余熱進行快速球化退火，工藝曲線見圖1-2。高速工具鋼鍛件采用快速球化退火有很多優越性，特別是提高了鋼的抗彎強度及韌性。
圖1-2 W6Mo5Cr4V2鋼快速球化退火工藝
2）普通退火及等溫退火。鍛件退火用得最多的是普通退火，其次是等溫退火，工藝曲線分別見圖1-3、圖1-4。
退火后的硬度和脫碳層是主要檢驗項目，一般硬度要求不大于255HBW。退火后的金相組織為索氏體+碳化物。
有些高速工具鋼鍛件，如W6Mo5Cr4V2Al鋼，按上述工藝退火后，在淬火時常發現混晶。為了扼制這種現象的發生，一些單位將退火溫度提高到900～920℃（其他同一般退火），可有效地防止混晶發生，從而提高了刀具壽命。
圖1-3 普通退火工藝
圖1-4 等溫退火工藝
4.高速工具鋼的淬火
淬火是各個熱處理環節中決定高速工具鋼工具性能的關鍵性環節，也是工藝控制難度最大的工序。淬火分鹽浴淬火和真空淬火兩類。對于已去除應力的工件，其淬火工序由預熱、加熱、冷卻三部分構成。
（1）預熱 高速工具鋼中含有較多的合金元素，其導熱性差，熱導率約為碳鋼的1/2，而且塑性也比較差，如果不經預熱，把冷的工件直接放入高溫爐加熱，則工件內外形成較大的溫差，會引起大的應力，以致工件畸變或開裂，特別是大型、復雜的刀具尤為突出；高速工具鋼刀具的淬火加熱溫度大多在1200℃以上，在如此高的溫度下加熱時間過長，很容易引起過熱與脫碳。如果經過預熱，則可縮短高溫加熱的透燒時間，這樣既節能，又減少氧化脫碳及過熱傾向。在500℃左右的空氣爐中預熱，還可以烘干工件上的水分，避免鹽液爆炸的危險。因此，預熱是高速工具鋼熱處理加熱過程的一部分，是不可忽視的一個環節。高速工具鋼一般進行兩次預熱。
第一次預熱，一般在專制的空氣爐中進行，預熱溫度為500～600℃，預熱時間一般是高溫加熱時間的3倍，也有的更長。
第二次預熱，在中溫鹽浴爐中進行，預熱溫度為850～870℃，預熱時間為高溫加熱時間的兩倍。中溫鹽浴的配方（質量分數）應為80%BaC12+20%NaCl。
（2）淬火加熱 高速工具鋼含有較多的合金元素，這些合金元素只有經過淬火加熱充分地溶到固溶體中，才能發揮高速工具鋼高硬度、高耐磨性、高熱硬性的作用。
1）加熱溫度的確定。各種牌號的高速工具鋼，都有固定的加熱溫度區間。實際生產中，應根據刀具的性能要求、形狀及復雜程度，來確定合適的加熱溫度。當刀具的幾何形狀復雜、厚薄不均時，在保證所需的熱硬性的前提下，應適當降低加熱溫度。對精度很高的刀具，為減少變形，也應適當降低加熱溫度。當鋼中碳化物不均勻度嚴重時，如粗帶狀、網狀、大塊碳化物堆集時，為了防止開裂，宜用下限加熱溫度。同種材料制造不同的刀具，淬火加熱溫度應有所區別，即熱處理工藝應該個性化。例如：用W6Mo5Cr4V2鋼制作的滾刀、車刀，要求耐磨性、熱硬性較高，可選用1235～1240℃的加熱溫度；而韌性突出的拉刀、螺釘槽銑刀等，可選用1210℃左右的加熱溫度。
另外，對于返修品，應弄清因何種原因而造成的返工，然后才能確定加熱溫度。因彎曲、硬度不足造成返修者，加熱溫度比常規要低8～15℃；因過熱而造成的返工者，比常規要低15～20℃。
2）淬火加熱時間的確定。在高速工具鋼熱處理工藝中，淬火加熱時間是非常重要的，它直接影響刀具質量和企業的經濟效益。高速工具鋼刀具熱處理工藝曲線如圖1-5所示。
高速工具鋼刀具的加熱時間應為工件在鹽浴中浸入的總時間（t總），如圖1-5所示，t總=t1+t2+t3。
圖1-5 高速鋼熱處理工藝曲線
影響加熱時間的因素很多，主要有預熱溫度的高低、裝爐方式和裝爐量、刀具的幾何形狀及尺寸大小、鹽浴爐功率、爐膛大小、加熱溫度高低、材料的內在質量、控溫方式等。
高速工具鋼的加熱時間經驗計算公式如下：t=aD
式中t——加熱時間（s）；
a——加熱系數（s/mm），見表1-6；
D——工件的有效尺寸（mm）。
表1-6 不同尺寸的高速工具鋼加熱系數
注：不同形狀工件的有效尺寸為：①圓棒形刀具（如直柄麻花鉆）以外徑計算；②扁形刀具（如車刀）以厚度計算；③空心圓柱棒（如滾刀）以外徑減去內徑之差的一半計算；④空心圓錐體（如指形銑刀）以外徑×0.8計算；⑤圓錐體以距大端1/3處的外徑計算；⑥球體以球徑×0.6計算；⑦不規則形狀的刀具以主要工作尺寸計算。
（3）冷卻。冷卻也是極為重要的環節。淬火冷卻方法必須根據工件的形狀和尺寸等條件進行選擇。淬火冷卻方法有氣冷、油冷、鹽浴冷卻三種，目前以鹽浴冷卻應用最普遍。
1）氣冷采用各種惰性氣體或普通空氣進行冷卻。氣冷分為流動氣冷和靜止氣冷兩種。對于有效尺寸小于5mm的小刀具，如果容許表面有微薄的氧化皮，可以采用氣冷。氣冷的速度慢，因而工件的變形小，并且可以趁熱矯直。但是，在空氣中冷卻時，工件表面易產生麻點，截面大的工件還會有碳化物析出，從而影響刀具的性能及壽命。
2）油冷時的油溫不能太低也不能太高，關鍵是掌握好出油的時間。油冷的優點是冷卻速度高，使二次碳化物不致析出，有助于保證刀具的硬度及熱硬性，這種冷卻既經濟又方便。需要熱矯直的工件，在工件出油后先冒煙后起火時立即矯直效果好。油冷的缺點是冷卻速度大，工件易畸變，出油溫度過高會致裂，而且現場有油煙、污染環境，對工人身體健康有害，呈日趨淘汰之勢。
3）鹽浴冷卻是目前高速工具鋼淬火常用的一種冷卻方式。鹽浴淬火工藝有分級淬火和等溫淬火兩類。
分級淬火是將奧氏體化后的工件淬入高于Ms點的熱浴中，然后空冷得到馬氏體+殘留奧氏體+碳化物的組織。由于在Ms點就在空氣中緩冷，變形、開裂傾向大大降低。分級的溫度大多為500～620℃。這個溫度處于奧氏體穩定區的上限。由于淬火加熱溫度很高，如果分級溫度過低，在冷卻過程中，同樣會產生較大的應力，所以較高的分級溫度有利于減少變形和開裂。但若控制不好，分級溫度偏高時，可能有碳化物析出，致使鋼的性能變壞。最常見的是一次分級，也有用兩次分級、三次分級、四次分級的。
等溫淬火與分級相比，主要在于淬火組織中除馬氏體、殘留奧氏體、碳化物外，還有一部分貝氏體。等溫淬火可以進一步減少變形并提高韌性，因為下貝氏體有比較好的綜合力學性能，即強度和韌性的良好配合。分級淬火和等溫淬火都是為了減少變形開裂，但兩者得到的淬火組織是不同的。等溫的溫度一般為240～280℃，等溫時間為1.5～2h。
分級等溫淬火是指刀具加熱到奧氏體化后先分級再等溫的一種淬火工藝，包括一次分級等溫淬火和二次分級等溫淬火，工藝曲線如圖1-6所示。
一次分級等溫，在我國的工具行業應用比較廣泛，例如中心鉆、鋸片銑刀、滾絲輪、拉刀、長鉆頭等。大模數的齒輪滾刀、大型拉刀有時采用二次分級等溫，雖然工藝稍復雜點，但對于防止開裂和減少變形是有益的。
圖1-6 高速鋼刀具分級等溫淬火工藝曲線
a）一次分級等溫淬火 b）二次分級等溫淬火
5.高速工具鋼的回火
（1）回火時的組織轉變 高速工具鋼淬火后回火時，組織中的淬火馬氏體、殘留奧氏體和碳化物都將發生變化。回火是碳化物從馬氏體中析出及合金元素在α固溶體與碳化物間重新分布的過程。
在150～250℃回火時，從馬氏體中開始析出滲碳體型碳化物，馬氏體中碳含量有所降低，硬度略有下降。同時，淬火應力得以部分消除，強度、塑性均有所提高。
在250～400℃回火時，馬氏體中的碳含量進一步降低，合金滲碳體繼續從馬氏體中析出，并沿晶界或滑移面開始發生不均勻的聚集，使淬火鋼的硬度從63～64HRC降至58～60HRC，強度、塑性有所下降。
在400～500℃回火時，固溶體中的鉻含量降低，碳化物中的鉻含量增高。此時有鉻的碳化物析出，它比滲碳體型碳化物難以聚集，由于在馬氏體基體上彌散分布著鉻的碳化物，其硬度提高到61HRC左右。
在500～600℃回火時，鋼的硬度和強度、塑性均有提高，而在540～560℃硬度達到最大值，比淬火態高出2～4HRC，稱為二次硬化。在這個溫度區間不僅淬火馬氏體發生轉變，殘留奧氏體也將在回火時轉變成馬氏體。在此階段回火過程中，W、Mo、V的合金碳化物析出，固溶體中W、Mo、Cr、V的含量降低。由于W、Mo、V的碳化物以極其細小的顆粒彌散分布在馬氏體基體上，使硬度達到峰值。
（2）高速工具鋼的回火方法 高速工具鋼回火常用的四種方法如下：
1）常規回火。高速工具鋼常規回火工藝為550～570℃×1h×3次。在550～570℃區間內回火，各類合金碳化物從固溶體中呈細小分散狀析出，而且不會聚集，從而提高了鋼的硬度，產生了所謂“彌散硬化”現象。另一方面，在這個溫度區間回火，殘留奧氏體在冷卻過程中轉變為馬氏體，這也是鋼硬度升高的又一原因。如果進行一次回火，只對淬火馬氏體起回火作用，而在冷卻過程中形成的二次馬氏體及其內應力則尚未消除；在第二次回火時，則二次馬氏體被回火，殘留奧氏體進一步分解，而且工件的脆性得以消除。多次回火可以加速殘留奧氏體的分解，使總量減少到最少，也可進一步消除內應力及脆性，提高工具的綜合性能。若是高性能高速工具鋼或是等溫淬火者，須進行4次回火。
2）低、高溫配合回火。淬火后先在320～380℃×1h回火，然后再進行常規回火的方法稱為低、高溫配合回火。第一次回火溫度由550～570℃降到320～380℃，有助于二次硬化、熱硬性及韌性的提高。該工藝比較成熟，在中國、俄羅斯、日本、德國等已在生產線上成功應用。
3）分級回火加常規回火。這種回火工藝是在對高速工具鋼殘留奧氏體催化研究的基礎上提出來的。其基本工藝是先進行分級回火：590℃×25min、550℃×25min，然后再進行一次常規回火：560℃×1h。經分級回火加常規回火，其殘留奧氏體轉變量、力學性能（除抗彎強度略低外），都優于常規回火。
根據生產實踐，在批量生產中，在590℃回火若超過25min，容易使刀具的硬度低于技術要求。為使熱處理工藝便于掌握、產品質量保持穩定，分級回火工藝可調整為：580℃×25min、560℃×25min，效果會更好一些。
4）高溫回火。有些高速工具鋼刀具、模具除了要求很高的韌性外，還要求耐磨、耐高溫，如滾絲輪、剁刀片、切刀片，它們的硬度要求大多為58～62HRC，按常規回火不能達到要求，往往需要進行600℃左右的高溫回火。
6.高速工具鋼刀具的冷處理
高速工具鋼刀具的冷處理是將工件繼續冷到0℃以下的某一溫度，乃至冷到Mf點以下，使殘留奧氏體轉變成馬氏體的工藝，其實質可以說是淬火的繼續。
對于形狀復雜尺寸精度要求高的刀具，要進行深冷處理，可有3種選擇：①淬火后先在350℃×1h回火，然后進行冷處理；②先進行560℃×1h一次回火，從安全和效果兩方面考慮，這是較為適用的一種方法；③第一次560℃×1h回火后冷到-80℃左右，第二次回火冷到-135℃～-196℃，雖然工藝比較復雜，但這是最穩妥的做法。
1.1.4 鋼結硬質合金
鋼結硬質合金是介于工模具鋼和硬質合金之間的一種新型工模具材料。它是以碳化鈦、碳化鎢、碳化鈮、碳化釩、碳化鋯、碳化鉬、碳化鉻等金屬碳化物為硬質相，以鋼為基體粘結相，用粉末冶金方法生產的多相結合材料。其性能介于鋼和硬質合金之間，既具有鋼的高強韌性，又具有硬質合金的高硬度、高耐磨性。它有硬質合金不具備的可加工性，可以用鍛造、焊接和切削加工的方法制成不同形狀的工具，可以通過熱處理改變其性能，以適應可加工性和使用性能的要求。與工具鋼相比，鋼結硬質合金的耐磨性高得多。
1.鋼結硬質合金的主要類型、牌號及化學成分
我國鋼結硬質合金的主要類型、牌號及化學成分見表1-7。鋼結硬質合金的相變點見表1-8。鋼結硬質合金的力學性能見表1-9。
表1-7 鋼結硬質合金的類型、牌號及化學成分
（續）
表1-8 鋼結硬質合金的相變點（單位：℃）
表1-9 鋼結硬質合金的力學性能
（續）
2.鋼結硬質合金的鍛造及退火
燒結后的合金必須經過改鍛，以提高其致密度，改善硬質相的分布，減少碳化物偏析，并使其成形。鋼結硬質合金的可鍛性，取決于硬質相和鋼基體的比例及鋼基體的可塑性。中低合金鋼鋼結硬質合金具有良好的可鍛性。由于其導熱性比較差，加熱前應預熱，加熱時應緩慢、均勻，要防止氧化脫碳。始鍛溫度和高速工具鋼差不多，一般為1150～1180℃，終鍛溫度為950～900℃。鍛后應緩冷，并及時退火。退火可在箱式爐、井式爐、連續式爐或真空爐內進行。在使用普通退火時，為防止表面氧化脫碳，常用木炭、鑄鐵屑或還原性氣氛加以保護。亞共析鋼鋼結硬質合金的退火溫度為t退=Ac3+（50～100）℃，過共析鋼鋼結硬質合金t退=Ac1+（50～100）℃。一般采用等溫退火。常用幾種牌號的鋼結硬質合金的等溫退火工藝見圖1-7～圖1-10。
圖1-7 GT35合金退火工藝
①淬火回火態硬度。
②該牌號無熱處理效應。
圖1-8 R5、T1合金退火工藝
圖1-9 TLMW50合金退火工藝
圖1-10 GJW50合金退火工藝
3.鋼結硬質合金淬火與回火
淬火的目的使鋼基體轉變成高合金度的馬氏體組織，獲得較好的力學性能。由于導熱性較差，淬火件必須經過充分的預熱。鋼結硬質合金中的碳化物對奧氏體晶粒長大能起阻礙作用；粘結相（鋼基體）中的合金碳化物溶解奧氏體后，阻礙鐵和碳原子的擴散，也對奧氏體晶粒長大起抑制作用。因此，鋼結硬質合金淬火加熱時過熱傾向比合金工具鋼小，淬火加熱溫度范圍寬，對于WC型鋼結硬質合金，淬火加熱溫度通常為1020～1050℃；對于TiC型鋼結硬質合金，淬火加熱溫度通常為950～1000℃；以高速工具鋼為粘結相的鋼結硬質合金，淬火加熱溫度通常取1220～1280℃。鋼結硬質合金在鹽浴爐中的加熱保溫時間一般取0.5～1min/mm。對于形狀復雜或截面尺寸變化較大的工具淬火，應采取多次分級或等溫淬火，可以避免開裂和減少變形。
鋼結硬質合金工具淬火后應及時回火。GT35合金在磨損條件下工作時，可在較低的溫度下回火（180～200℃），以獲得高的硬度和耐磨性；在沖擊負荷下工作時，可在較高的溫度下回火（450～500℃），以保證較高的強度及韌性。R5合金在450～500℃回火可獲得最高的硬度值，WC類合金在200℃回火可獲得良好的綜合力學性能。高速工具鋼鋼結硬質合金可在560℃×1h×3次回火。應盡量避免在250～350℃回火脆性區回火。常用鋼結硬質合金鹽浴熱處理工藝規范見表1-10。
表1-10 常用鋼結硬質合金鹽浴熱處理工藝規范
4.鋼結硬質合金的化學熱處理
為了進一步提高鋼結硬質合金表面的硬度和耐磨性，又不致降低鋼結硬質合金的整體強度和韌性，可采取化學熱處理。目前鋼結硬質合金的化學熱處理主要有滲氮、氮碳共滲和滲硼。
（1）滲氮 滲氮通常用氨氣作滲劑，工藝為500～520℃×1～2h，滲氮后表面硬度為68～72HRC，滲氮層深度為0.1～0.15mm。滲氮后的TiN顆粒為堅硬、強韌的滲層基體作支撐，使得表面具有優異的耐磨性和抗擦傷性。
（2）氮碳共滲 氮碳共滲分氣體共滲和鹽浴共滲兩種。氣體氮碳共滲通常采用通三乙醇胺或乙醇通氨兩種方法，工藝為560～580℃×1～4h；鹽浴氮碳共滲有LC法（中國），QPQ法（美國、德國及中國成都工具所）。氮碳共滲后，高速工具鋼基鋼結硬質合金的表面硬度可提高2～3HRC。
（3）滲硼 滲硼分鹽浴滲硼和固體滲硼。其滲硼劑和滲硼工藝同工模具鋼。鋼結硬質合金經滲硼后可進行常規熱處理。經滲硼處理的工具表面，不僅具有高的硬度、高耐磨性和低的摩擦因數，抗氧化性和耐蝕性也有所提高。