怎么是抬杠呢？ 不和你讨论了，因为对话不在一个平台上。 过程变化是
奥氏体+碳化物（包括合金渗碳体和合金碳化物）——淬火冷却得到马氏体+碳化物+残余奥氏体——回火得到回火马氏体+碳化物+析出二次硬化VC+少量残余奥氏体。
这是一种说法，另一种说法是
基体是珠光体和二次渗碳体，我金相验证过。淬火过程上同，回火后生成的是索氏体。但我金相验证不是，而是片状马氏体 M2 M42（W2Mo9Cr4VCo8)早就被纳入GB/T9943-1988中。目前国内应用较多的钨钼系高速钢除了M2其次就是我国上世纪80年代自行研制的W9Mo3Cr4V。
我更想了解的是这个“冷却速度和冷却方式对高速钢的硬度没有影响。”如此浮躁和不负责任的结论，楼主是怎么得出的？ 嘿嘿，很无语，其实看看不同国家的钢种，每个国家之间总是有很多相似的钢种，早期每个国家大多数是根据当时的实际情况，如铁矿石特性、合金元素分布、冶金质量等来“发明”钢种的，在后期如果钢种在某些方面很优良，肯定会被其余的国家采用的。我希望的是我国能吸取百家之长，结合我们自己的实际情况，做属于我们的钢种。 本帖最后由 qibao9891 于 2011-4-3 22:04 编辑
普一下基本知识。
“现在中国能生产高速钢的企业又有几家？”-----------大概在2006年，中国仅出口的高速钢刀具，就接近日本和美国高速钢粗钢产量的总和。
上世纪七十年代之前，用量最大的高速钢品种是W18Cr4V，对应美国牌号T1，前苏牌号P18，不是M系列的。
“上世纪七十年代初期，我国相继研制成功数种新型高速钢，并已纳入YB12-77技术标准。”这句话很对，这里面就包括了W6Mo5Cr4V2，对应美国牌号是M2（相容但不同于）。也就是这些高速钢的应用，使得W18Cr4V（也就是T1）的用量在七十年代锐减。
我1992年开始处理W6Mo5Cr4V2，现在发现2009年前竟是梦境，很迷茫.........
我师傅1980年开始处理W6Mo5Cr4V2，现在发现2009年前原是虚幻，很伤感..........
我师傅的师傅1967年开始处理高速钢，现在发现都是空，很悲怆.........
我以前经历过的事都是真的吗？历史真的存在过吗？梦境？幻觉？黑客帝国的母体？迷茫无语中.........
M1可以理解成M7的减碳低钒版，写成国内牌号应该是8W2Mo9Cr4V。 楼上说的是事实！
但是我说的也是事实！
应该两个加起来共同全面吧 2、 根据相图，加热时首先珠光体转变为奥氏体，然后是先共析相铁素体与渗碳体溶入奥氏体，相变驱动力是奥氏体与珠光体的自由能差。当加热到Ac1以上保温时， 将全部转变为奥氏体。这一过程由Fe的晶格改组和Fe、C原子的扩散，它包括以下四个阶段：1、奥氏体核的形成； 2、奥氏体核的长大； 3、剩余渗碳体溶解； 4、奥氏体成分均匀化。珠光体是奥氏体发生共析转变所形成的铁素体与渗碳体的共析体。其形态为铁素体薄层和渗碳体薄层交替重叠的层状复相物，也称片状珠光 体。铁素体是碳溶解在a－Fe中的间隙固溶体，常用符号F表示。它仍保持的体心立方晶格，其溶碳能力很小，常温下仅能溶解为0.0008％的碳，在 727℃时最大的溶碳能力为0.02％。钢加热到AC3或AC1点以上某一温度，保持一定时间，然后以适当速度冷却获得马氏体组织，淬火得到的马氏体组织 脆性大，组织不稳定，一般要经过回火处理，得到回火马氏体或其它组织。 楼主没听懂，直说了吧------你说的某些话如果是事实，那我这二十年就是在做...........梦........... 搞错了吧。。。。。扯淡 感谢分享！！！学习中！！！ 看到好多前辈，快乐学习！
大佬，请问高速钢M2回火温度是540/4H,我的回火炉是精工预抽真空氮气保护炉没有冷却功能，出炉空冷的！
为何两个大面的硬度低，而侧边硬度高相差1度多，厚度40-60的料长宽再100到300，是因为天太热导致冷却速度太慢吗？ 耐磨钢应用于关键部位，其热处理工艺主要根据材料厂家推荐执行
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