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随着现代工业的发展,为了降低生产成本,研制低合金钢已成为必然的趋势,在这种需求下,用硼替代高速钢中的合金元素成为了研究人员的理想选择。本文采用淬火加回火的方法,对高硼高速钢进行了热处理,着重分析了淬火温度和回火温度对其组织和性能的影响,旨在解决高硼高速钢中由于硼碳化合物呈连续的网状分布而割裂基体所带来的力学性能较低的问题,为高硼高速钢应用于实际生产奠定一定的基础。利用JB30A型冲击韧性试验机测试了高硼高速钢的冲击韧性值；采用Lecia金相显微镜观察和分析铸态和热处理后试样的显微组织并测定硼碳化合物的体积分数；使用HR-150洛氏硬度计和HV-1000数显维氏硬度计测量试样的宏观硬度和显微硬度；通过Bruker D8Advance型X射线衍射仪分析铸态和热处理后的相的组成。分析组织和物相表明,高硼高速钢的铸态组织主要由马氏体、珠光体和硼碳化合物组成。其中,硼碳化合物由M23(B,C)6,M(B,C),M2(B,C)和M3(B,C)组成,并且硼碳化合物的体积分数为30.2%。淬火之后,基体组织转变成了马氏体,同时含有少量的残余奥氏体,硼碳化合物有一定的减少；淬火之后,硼碳化合物体积分数分别为29.5%、28.8%、27.1%和25.9%；残余奥氏体量为3.3%、3.9%、4.3%和4.9%。试样面扫描显示,高硼高速钢中C,B元素分布不均匀,碳元素主要分布在基体中,硼主要形成硼碳化合物,少量硼进入基体,有利于改善基体的淬透性和淬硬性。热处理后,碳元素分布基本无变化,分布趋于均匀,基体中含量有所上升,硼元素仍然富集在晶界。试样力学性能测试表明,高硼高速钢铸态宏观硬度为55.6HRC,微观硬度为595HV,冲击韧性为4.5J/cm2。淬火后,试样硬度和冲击韧性都得到提高,硬质相的显微硬度基本无变化,在1050℃时基体显微硬度达到峰值,淬火温度超过1050℃后,基体显微硬度有所下降。回火后,随着回火温度的升高,硬度逐渐升高；回火温度超过525℃之后,随着回火温度的升高,硬度逐渐降低。而随着回火温度的升高,高硼高速钢的冲击韧性逐渐提高。