高速鋼制備和熱處理工藝的研究現(xiàn)狀及發(fā)展趨勢

徐桂麗，黃 鵬，孫 溪，祖國胤

(東北大學材料科學與工程學院，遼寧 沈陽 110819)

1 前 言

高速鋼(high speed steel, HSS)是高速工具鋼的簡稱，又稱鋒鋼和高工鋼，由Taylor F W和White M于1898年設計而成，按性能可分為低合金高速鋼(HSS-L)、普通高速鋼(HSS)和高性能高速鋼(HSS-E)[1]，如表1所示。高速鋼主要用于制造各種機床的切削刀具和軋輥材料，特別是多刃刀具、經受沖擊和振動的切削刀具，也有部分用于高載荷模具、航空高溫軸承及特殊耐熱耐磨零部件等[2-4]。

相對于歐美發(fā)達國家，我國高速鋼技術的研究和應用起步較晚，但我國鎢、鉬、釩等金屬資源豐富，高速鋼發(fā)展迅速，目前已是高速鋼和高速鋼刀具生產大國，產量和出口量都居世界第一，已成為世界高速鋼工具的主要供應國[5]。數據顯示，2016年國內高速工具鋼產量超過了12萬噸，市場規(guī)模高達217億元[4]。近幾年，國內高速鋼需求維持在3%～5%左右的相對緩慢增長狀態(tài)，高速鋼行業(yè)逐步步入成熟期[6, 7]。我國的高速鋼刀具行業(yè)存在著企業(yè)規(guī)模小、資本投資少和技術水平低的問題，具體表現(xiàn)為高端刀具缺口大，多數依賴進口，而低檔標準刀具則生產過剩[8]。

表1 高速鋼的分類及牌號Table 1 The classification and trademarks of high speed steel

2 高速鋼制備工藝

高速鋼按照生產工藝主要有鑄造法、粉末冶金法、噴射成型法和電渣重熔法。鑄造法歷史悠久、工藝成熟，是目前普通高速鋼的主要制備方法；粉末冶金是20世紀發(fā)展起來的新型冶金技術，粉末高速鋼的合金含量高，性能優(yōu)異；噴射成型法在保留鑄造技術優(yōu)勢的同時簡化了粉末冶金的工藝流程；電渣重熔法可以提高鋼液的純凈度、均勻鋼中的碳化物。

2.1 鑄造法制備高速鋼

鑄造法制備的高速鋼主要用于普通的刀具鋼、模具鋼和軋輥鋼。傳統(tǒng)鑄造高速鋼由于凝固速度緩慢，晶粒粗大，且在凝固過程中，大量的合金碳化物沿晶界析出、長大，導致了粗大碳化物和晶間碳化物網的形成，使晶界脆化嚴重和韌性降低。同時采用高溫反復鍛打或軋制又易造成開裂，成材率低。

為改善鑄造高速鋼偏析和晶粒粗大，提高高速鋼的力學性能，國內外學者都做了很多的研究。目前主要方法有電磁攪拌、動力攪拌、孕育處理、變質及合金化、采用新型鑄造技術和深冷熱處理等。如Zhao等[9]發(fā)現(xiàn)立式連鑄比普通砂模鑄造的冷速快，能有效細化顆粒、碳化物和萊氏體組織，減少魚骨狀M6C沉淀，增加M2C和MC沉淀，使樣品的宏觀組織更致密且缺陷較少；劉剛等[10]發(fā)現(xiàn)變質處理能細化石墨型鑄造高速鋼的組織結構，改善鋼中網狀共晶碳化物形貌，提高鋼的硬度和耐磨性等；秦曾[11]發(fā)現(xiàn)離心鑄造所制備的高速鋼中的碳化物分布均勻、晶粒細化，高速鋼的強度、韌性和耐磨性等都得到了提高；張?zhí)烀鱗12]發(fā)現(xiàn)電磁離心鑄造使液態(tài)金屬的流場、溫度場和濃度場分布非常均勻，消除了柱狀晶，獲得均勻且細小的鑄造組織。

綜上可知，鑄造法制備高速鋼存在的主要難題是晶粒粗大和偏析，雖然可以通過優(yōu)化工藝取得一定成效，但要制得高性能的鑄造高速鋼還有很長的路要走。對鑄造過程中的晶粒粗大和偏析問題做進一步的研究，是解決鑄造高速鋼性能偏低的重點。

2.2 粉末冶金制備高速鋼

相對于鑄造法，粉末冶金可以細化晶粒、均勻組織結構(如圖1)，從根本上解決偏析難題[13]。粉末冶金法也允許高速鋼中的高合金含量，在不損傷韌性和強度的條件下增強了鋼的耐磨性和使用壽命。采用粉末冶金法制備高性能高速鋼是當前的研究熱點。

粉末冶金高速鋼主要的生產工藝有熱等靜壓、冷壓燒結、熱壓燒結、粉末注射燒結和等離子燒結等。童時偉[14]采用熱壓真空燒結工藝制備了M2型高速鋼。在燒結溫度1245 ℃、保溫時間1 h的條件下所制備的M2粉末冶金高速鋼顯微組織均勻、晶粒細小、無碳化物偏析，3次回火后，洛氏硬度達65以上。Zhang等[15]利用粉末冶金近凈成型工藝來制備高速鋼，加入LaB6后可形成核殼結構(LaB6為核，雜質為殼)，凈化了鋼中雜質，改善了高速鋼的強度、韌性和熱硬性。Herranz等[16]研究發(fā)現(xiàn)粉末冶金過程中使用太陽能燒結可以降低燒結溫度，減少燒結時間，提高高速鋼的硬度。

圖1 鑄造高速鋼(a)和粉末冶金高速鋼(b)顯微結構的比較[13]Fig.1 Microstructure comparison of high speed steels between conventional metallurgy (a) and powder metallurgy (b)[13]

綜上可知，粉末冶金從根本上解決了鑄造高速鋼中存在的成分偏析和晶粒粗大的難題，從而改善了高速鋼的韌性，提高了高速鋼的力學性能，實現(xiàn)了高速鋼的高合金化，也為進一步提高高速鋼的各項性能提供了可能。但是，粉末冶金高速鋼的制備工藝過于繁瑣、工序長，設備要求高，參數控制苛刻，成本高，這些都限制了粉末冶金法的工業(yè)化推廣。目前關于粉末冶金制備高速鋼的主要研究方向，除了進一步提高產品性能外，還應著眼于降低設備成本和簡化工藝流程以降低成本，提高市場競爭力。

2.3 噴射成型法制備高速鋼

噴射成型將液態(tài)金屬經高壓惰性氣體霧化成彌散液滴，噴射到收集器上形成連續(xù)致密且具有一定形狀的坯件。主要過程有5個階段：金屬釋放、霧化階段、噴射階段、沉積階段和凝固階段。

噴射成型法成功地融合了傳統(tǒng)鑄造和粉末冶金的技術優(yōu)點，能在一定程度上細化晶粒，減少偏析。如盧林[17, 18]利用噴射成型法制備了M3型高速鋼，發(fā)現(xiàn)其沉積態(tài)的組織具有等軸晶及微觀孔隙兩個特征，晶界上主要分布以碳化釩為主的塊狀MC和以碳化鉬、碳化鎢為主的片層狀M2C，熱變形會將M2C分解破碎成均勻細小的顆粒狀M6C與MC。趙順利[19]發(fā)現(xiàn)采用噴射成型技術制備的A30高速鋼的組織為晶粒細小且分布均勻的等軸晶，晶界處碳化物為粒狀或針條狀，后續(xù)熱加工可消除基體內的網狀碳化物，提高耐磨性。王杰等[20]采用噴射成型技術制備了高釩高速鋼，獲得了均勻細小的等軸晶粒組織，解決了高速鋼生產中易出現(xiàn)的成分偏析、組織不均勻和網狀碳化物等問題，獲得了力學性能較為優(yōu)異的高速鋼。

綜上可知，噴射成型法在一定程度上解決了鑄造高速鋼的偏析難題，提高產品成型率，細化晶粒，還可用于制備高合金高速鋼。同時，其工藝流程也比粉末冶金法短，冶煉成本相對低。但是，噴射成型的沉積態(tài)坯件總有一定量的疏松和缺陷，通常需要通過擠壓、熱冷軋或熱等靜壓來達到完全致密，熔滴的過噴、熔滴或顆粒從坯面的濺射都會對高速鋼的性能產生影響。噴射成型法只有進一步優(yōu)化工藝以消除噴射坯件的缺陷，有效提高成材率和性能，同時降低噴射工藝成本，才能更加有利于噴射成型技術工業(yè)化的全面推廣。

2.4 電渣重熔法制備高速鋼

電渣重熔技術是一種結合鋼液二次精煉與定向凝固的綜合冶金鑄造過程，是一項重大的冶金技術進步，在改善高速鋼組織結構和提高鋼材質量方面效果顯著。

電渣重熔可以有效地減少鋼液中的有害元素和夾雜，提高鋼液純凈度，改善鋼的組織結構。周雪峰等[21]在現(xiàn)有M2高速鋼生產流程的基礎上，通過控制電渣重熔工藝參數和采用Ca、RE復合微合金化處理，再對電渣錠進行預球化退火處理后，獲得了碳化物細小、呈球狀且均勻分布的高速鋼組織。羅乙媧等[22]采用電渣重熔技術制備了M42高速鋼，發(fā)現(xiàn)M42高速鋼電渣錠鍛造退火后的碳化物尺寸較小且分布均勻，形態(tài)以方形、不規(guī)則球形和小顆粒為主。肖志霞等[23]利用實驗結合模擬的方法研究了電渣重熔M2高速鋼的組織分布，結果顯示在靠近鑄錠邊緣處柱狀晶更加細小，共晶包直徑為50～200 μm，共晶碳化物層片寬度約10 μm；靠近中心區(qū)域為粗大的柱狀晶，萊氏體共晶包直徑為100 ～ 400 μm。

綜上所述，電渣重熔使鋼中碳化物均勻分布，提升了鋼液品質，改善了鋼的組織結構，提高了高速鋼的熱塑性。但是，電渣重熔凝固速度依然偏低，晶粒和碳化物尺寸粗大，能耗高，生產效率低，且生產過程中產生的氟化物對環(huán)境和人體的傷害較大。電渣重熔法的優(yōu)勢顯而易見，但缺陷同樣明顯，降低其氟化物污染和能耗，進一步提高鋼液純凈度，細化晶粒和碳化物是其主要發(fā)展方向。

2.5 高速鋼制備工藝的發(fā)展趨勢

鑄造法年代悠久，工藝成熟，生產設備要求低，成本低廉，主要存在鋼中碳化物顆粒粗大且分布不均勻的問題。對鑄造冶金中的偏析和晶粒粗大問題做進一步的研究才能提高鑄造高速鋼的品質，解決其根本性難題。粉末冶金制備高速鋼很大程度上解決了碳化物較粗大和偏析的問題，可制備高合金和高氮含量的高速鋼，但工藝要求高，工藝參數控制難，設備和原材料成本投資較高。降低粉末冶金高速鋼的生產成本和進一步提高粉末高速鋼的力學性能是其主要的研究方向。噴射成型成功地融合了傳統(tǒng)鑄造法和粉末冶金法的優(yōu)勢，不僅在一定程度上解決了鑄造高速鋼的偏析問題，還能制備高合金高速鋼，但其沉積態(tài)坯件總有一定量的疏松和缺陷，進一步優(yōu)化工藝以消除噴射坯件的缺陷和降低噴射工藝成本是目前的主要研究方向。電渣重熔的優(yōu)勢在于凈化鋼液、均勻碳化物，缺陷則是能耗高、生產率低且對環(huán)境和人體有害，消除和改善其污染問題是電渣重熔所面臨的主要難題。從目前高速鋼制備工藝的發(fā)展來看，噴射成型制備低品質高速鋼沒有成本優(yōu)勢，制備高品質高速鋼又沒有性能優(yōu)勢；電渣重熔法的環(huán)境污染和能耗在短期內很難解決。因此，鑄造法和粉末冶金法將會是未來高速鋼的主要制備方法，其中鑄造法主要用于制備常規(guī)的切削刀具鋼和軋輥鋼等，而粉末冶金法則主要是用于制備高載荷模具、航空高溫軸承及其他特殊要求用鋼等高品質高速鋼。

3 高速鋼的熱處理工藝

結合圖2的Fe-C合金相圖[24]對高速鋼的凝固過程進行理論分析。圖中A線的碳含量為1.0%，與M2高速鋼中的碳含量相差不多，以此為例來介紹高速鋼的凝固。隨著溫度的降低，枝晶處生成α相(高溫鐵素體)，含碳量較低，多余的碳和合金元素在鋼液中富集，鋼液中碳含量的增加和溫度的降低使α相大約在1350 ℃開始轉化為γ相(奧氏體相)。雖然γ相可以溶解更多的碳，但剩余液相中的碳和合金含量依然很高，在溫度約為1280 ℃時，開始有碳化物生成。這些碳化物直接在鋼液中生成，為一次碳化物或共晶碳化物，一般較為穩(wěn)定(吉布斯自由能較低)，多為V和Nb的碳化物。這些碳化物在液相中自由生長，一般體積較大。由于液相中依然存在大量的合金元素和碳，直到溫度降為1240 ℃時，組織中的液相完全消失，組織完全由γ相和碳化物組成。

圖2 M2高速鋼的Fe-C合金相圖(α—高溫鐵素體，γ—奧氏體，C—碳化物)[24]Fig.2 Fe-C alloy phase diagram of M2 high speed steel (α—high temperature ferrite, γ—austenite, C—carbides) [24]

由高速鋼的凝固過程可知，其組織結構復雜，成分均勻性差，碳化物成分和尺寸差距大，偏析嚴重。為滿足對高速鋼硬度和韌性的要求，對高速鋼進行熱處理就不可或缺了。經過科研工作者多年的探索和工業(yè)生產實踐，高速鋼熱處理的主要流程如圖3[25]所示，即分段預處理→高溫淬火(奧氏體化)→多次回火，其中分段預處理一般控制溫度為600～800 ℃，保溫時間為5～15 min；淬火溫度必須高于高速鋼的奧氏體化溫度，多選用1100～1250 ℃，時間為3～10 min；多次回火起著均勻成分、應力和轉化殘余奧氏體的作用，溫度在550 ℃左右，次數為2～3次。

圖3 高速鋼熱處理工藝流程圖[25]Fig.3 Heat treatment process of high speed steel[25]

3.1 預處理

預處理可以減小樣品(特別是大體積樣品)的內外溫差、降低材料的內應力，為后期熱處理提供晶體轉變的先決條件。圖4為高速鋼經過預處理和未經預處理的內外溫差圖[26]，從圖中可以看出，經過預熱處理后的高速鋼內外溫差較小，可以有效地減少內應力，防止裂紋。

圖4 直接加熱和進行預處理后樣品的內外溫差圖[26]Fig.4 The internal and external temperatare difference for direct heating and preheating samples[26]

不同成分、形狀和尺寸以及不同制備工藝所生產的高速鋼的預處理溫度、時間和次數都各不相同，需要根據實際情況來決定。如William[25]對制備的M2高速鋼選擇預處理溫度為560和845 ℃，預處理時間為10～15 min；黃慶奕[27]對粉末冶金法制備的T15M高速鋼選擇預處理溫度為550和850 ℃，預處理時間為15 min；而張賀佳[28]在進行M2Al高速鋼深冷工藝研究時，也是先將高速鋼在850 ℃下保溫5 min進行預處理后再淬火。一般生產多采用兩段式加熱預處理。

3.2 淬火

淬火是高速鋼熱處理過程中必不可少的步驟，介質多選用淬火油，爐內氣氛多為真空或通入惰性氣體保護。淬火的主要目的是為了得到高硬度的馬氏體基體，淬火的關鍵是加熱過程中的奧氏體化和冷卻過程中的馬氏體化，淬火過程中發(fā)生的固溶強化和后續(xù)回火過程中的沉淀硬化決定了高速鋼硬度的高低。

在奧氏體化的過程中，需要注意的是奧氏體化的溫度和時間。隨著溫度的升高，高速鋼中的合金碳化物會逐漸溶解，但并不能溶解完全，即仍有部分合金元素會以碳化物的形式存在。溶解的合金碳化物部分會在后續(xù)的回火過程中析出，通過沉淀硬化進一步提高合金硬度，故淬火溫度的選擇與合金成分之間有很大關系。

高速鋼的合金碳化物中，含量較高的有MC、M2C和M6C，含量較少的主要有M3C、M7C3和M23C6，MC中的合金元素主要是Nb和V，M2C和M6C中的合金元素主要是W和Mo，M7C3和M23C6中的合金元素主要是Cr，M3C中的合金元素主要是Fe[29-32]。如圖5所示，合金碳化物硬度均高于馬氏體，其在鋼中的體積百分數約為15%以上[26]，對高速鋼性能影響顯著。這些碳化物在淬火過程中會產生固溶強化，淬火溫度過低會使碳化物的溶解不充分，固溶強化的效果也會變差。如圖6所示[33]，高速鋼中碳化物的溶解度都隨溫度升高而增加，但它們的溶解開始溫度和速率都不相同(MC的吉普斯自由能最低，溶解溫度最低，且含量隨溫度變化較小)。但是，淬火溫度過高同樣也會對高速鋼性能造成不利影響，主要存在以下3方面原因[34, 35]：一是奧氏體晶粒的長大使高速鋼的韌性大幅降低；二是碳和合金元素的溶解增加，當基體中含有大量碳和合金元素時，鋼的固相線溫度也會隨之降低，不利于后期的冷卻；三是過量的碳和合金元素的溶解還會造成冷脆，同時降低馬氏體的開始和完成溫度，增加了冷卻后的殘余奧氏體量。

綜上，淬火溫度的選擇至關重要，但同時也需要配合淬火時間來達到目標。根據高速鋼的特性，淬火溫度和時間的選擇有兩點可以遵循，一是當淬火溫度接近所制備高速鋼的固相線溫度時，要盡量減小淬火時間；二是選擇較低的淬火溫度，適當增加淬火時間以實現(xiàn)完全奧氏體化和碳化物的完全溶解。

淬火溫度和時間影響合金碳化物的溶解和析出，最終影響高速鋼的性能，這一直是研究的重點。分析淬火升溫過程中碳化物的溶解溫度、溶解度和溶解時間的關系，以及降溫過程中碳化物的析出種類、析出方式和分布狀態(tài)等都是未來的研究重點和難點。

圖5 馬氏體和不同類型合金碳化物的硬度(MxCy表示不同碳化物，M代表Fe和合金元素的混合物)[26]Fig.5 Typical hardness of different types of complex carbides (The carbides are shown in the MxCy form, where M is usually a mixture of Fe and alloying elements)[26]

圖6 M2和M4高速鋼中未溶解碳化物含量隨溫度的變化關系[33]Fig.6 Volume fraction variations of undissolved carbides in M2 and M4 steels with the temperature increasing[33]

3.3 回火

淬火后的樣品內應力高、硬度大而韌性低，不能直接使用，需要進行回火處理。高速鋼的回火溫度一般為500～650 ℃，回火次數為2～3次，回火時間為2～3 h，冷卻方式為空冷?；鼗鹱鳛楦咚黉摰淖詈笠坏罒崽幚砉ば颍苯記Q定了產品質量。需要完成的任務有：① 提高產品韌性；② 二次硬化；③ 減少殘余奧氏體。

淬火后的基體主要為馬氏體亞穩(wěn)態(tài)結構。在回火過程中[36]，隨著溫度的升高，馬氏體中溶解的碳元素會析出，生成鐵素體，降低組織硬度，提高韌性。溫度繼續(xù)升高，高速鋼中的合金元素也會從基體中析出后與碳結合，生成合金碳化物(硬度高且晶粒細小)，產生二次硬化，增強鋼的硬度，如圖7所示[26]，即合金元素對高速鋼硬度有重要作用。形成二次碳化物的主要合金元素有V，Mo，W和少量的Cr，同時，合金碳化物對鋼紅硬性的作用同樣很大。

圖7 M2高速鋼的回火曲線，顯示了馬氏體和二次碳化物沉淀對回火曲線的影響[26]Fig.7 Tempering curve for M2 high speed steel, showing the contribution of martensite and secondary carbides precipitation to final tempering curve[26]

圖8 不同回火溫度下鋼的力學性能[37]Fig.8 The mechanical properties of tested steel at different tempering temperatures[37]

從圖8可以看出[37]，當回火溫度過低時，高速鋼的硬度極高，但韌性太低，這是因為基體中碳和合金的析出較少，殘余奧氏體無法轉化造成的。當回火溫度高于600 ℃時，硬度有小幅度提高，而韌性卻顯著降低，這是因為基體中碳化物析出增加，一定程度上提高了硬度，但合金碳化物和晶粒也同樣長大，降低了韌性?；鼗饡r間對組織結構的影響與回火溫度類似，回火時間過短，會導致碳化物來不及析出，二次硬化不徹底；當回火時間過長時，高速鋼晶粒粗大，硬度高而韌性差。有研究表明[38]，回火溫度和時間關系滿足 Hollomon-Jaffe方程，即H=f(t·e-Q/RT)。

淬火后的高速鋼中總會存在殘余奧氏體，這是因為奧氏體化后的高速鋼中合金元素較高，導致Mf降低(一般低于室溫)，無法完全轉化為馬氏體。在回火過程中，隨著合金元素和碳的析出，Mf升高，促進了殘余奧氏體向馬氏體的轉變，生成新的馬氏體。如圖9所示[26]，淬火后的主要物相為馬氏體和少量殘余奧氏體，經第一次回火后，組織中會出現(xiàn)回火馬氏體和未回火馬氏體，若合金元素含量過高，甚至還會有殘余奧氏體存在；再次回火可以實現(xiàn)對未回火馬氏體的回火和促進剩余殘余奧氏體的轉化，對于合金含量過高的甚至需要三次回火。根據文獻[26]可知，如果高速鋼在一次回火后其硬度已經接近最終硬度，二次回火的溫度應略低于一次回火溫度50 ℃，若是一次回火后的硬度依然很高，二次回火的溫度要與一次回火接近。

圖9 高速鋼熱處理過程中，鋼中組織轉化示意圖(γ—奧氏體或殘余奧氏體；M—馬氏體)[26]Fig.9 Schematic of the austenite (γ), martensite (M) and tempered martensite as a function of the number of tempering treatments[26]

回火過程中的碳化物析出和殘余奧氏體轉化對高速鋼的韌性有著重要作用，其中碳化物的析出種類、析出方式和相互間的轉化機制，以及不同種類高速鋼中殘余奧氏體完全轉化的條件都將是研究的重點。

3.4 高速鋼熱處理工藝的研究方向

綜上可知，高速鋼的熱處理工藝基本包括：預處理→高溫淬火→多次回火。預處理主要是為了消除內應力和為后續(xù)的熱處理做好準備；淬火主要是得到馬氏體基體組織，提高鋼的硬度；回火主要是解決淬火造成的脆性過大、韌性不足的問題，同時還能進一步轉化基體中的殘余奧氏體，最終得到高性能高速鋼。高速鋼熱處理工藝基本已確定下來，但根據高速鋼中合金元素不同和高速鋼的應用需求不同，還需要調整各熱處理階段的具體參數以達到最終目標。

碳化物的析出和分布對高速鋼的硬度和韌性影響很大，但因合金元素種類繁多，到目前為止,關于碳化物的定量分析、析出規(guī)律和轉化機制等都沒有明確的解釋，故對高速鋼中碳化物的研究一直是高速鋼研究中的熱點和難點。碳化物的溶解和析出主要存在于熱處理的淬火和回火過程中，淬火和回火過程中的溫度和時間對碳化物種類、溶解、析出、轉化和分布的影響會直接體現(xiàn)在高速鋼的性能上，這也仍將是高速鋼研究的重點方向。

4 結 語

高速鋼發(fā)明至今，發(fā)展迅速、種類繁多，目前處于發(fā)展穩(wěn)定期。高速鋼主要合金元素有W，Mo，Cr，V，Co，Al和RE等，主要作用是和C形成合金碳化物以提高鋼的硬度和耐磨性。其制備工藝主要有鑄造法、粉末冶金法、噴射成型法和電渣重熔法。其中鑄造法已經基本能夠滿足普通切削刀具和軋輥用鋼的要求，對于那些用于高載荷模具、航空高溫軸承及其他特殊要求的高品質高速鋼，則可以使用粉末冶金法來制備。噴射成型制備普通高速鋼的成本要高于鑄造法，制備的高品質高速鋼的性能也很難與粉末冶金高速鋼相比。電渣重熔法的環(huán)境污染和能源消耗問題一直難以解決。故未來高速鋼的主要制備方法應該是鑄造法和粉末冶金法。

高速鋼的熱處理工藝基本類似，即分段預處理→高溫淬火(奧氏體化)→多次回火。熱處理過程中碳化物的溶解和析出主要存在于淬火和回火過程中,其對高速鋼性能產生直接影響。故研究淬火和回火的溫度和時間對碳化物種類、溶解、轉化、析出和分布狀態(tài)的影響將是未來高速鋼的研究重點和難點。