“小说”高速钢

孤鸿踏雪

回超版（99#帖）：根据高速钢的合金化原理和特点来分析，像他所说的情况有悖于常理。我个人认为，是因为他的测温系统出现较大的误差所造成的错觉。其实际工艺温度并不这么低。

霍大侠

79# 杨青海


正常来说做用真空炉处理高速钢时，温度高于1000℃时真空度控制在600-1000pa（你对真空度有欠妥描述，建议规范描述），可以通过回充高氮控制。你所说的有粘产品的现象出现以下可能：
1）实际加热温度偏高；
2）炉内含渗C气氛（含油较多或有石墨纤维附着等等），降低钢的熔点；
3）由于高速钢含较多蒸汽压高的Cr元素，真空度过高时易析出Cr元素，使钢件粘连；
4）淬油时入油温度较高，炽热的钢件表面与油发生反应，瞬间增碳而降低钢的熔点，使钢件表面起熔化状的“白层”。
个人浅见，请指正！

所以因为

回超版（99#帖）：根据高速钢的合金化原理和特点来分析，像他所说的情况有悖于常理。我个人认为，是因为他的测温系统出现较大的误差所造成的错觉。其实际工艺温度并不这么低。
孤鸿踏雪 发表于 2009-9-14 16:39

1.我也认为是有悖于常理的。我在99#帖也说了，我原来在进行高速钢模具淬火时，也是根据不同的技术要求，在不低于常规温度100℃范围内进行选择的。
2.工艺是否合适“需要进行反复试验和验证，才能找到强度和韧度的“兼容”点。”你说的这句话我非常赞同。
3.对苏先生所说之事，我现在的态度是“不相也相”因为没有试验过，只能这样说。我觉得这里面有一点需要说明的是，苏先生所说的工艺并非能够适宜所有的模具，因为不同的模具其工况也是不同的。
4.在热处理原理上应该说还有许多空白的领域有待我们去探索，有悖常理的地方可能存在着“真理”。

dhzhou888

95# dhzhou888

请问：高速钢的“红脆”主要是“硫脆”，那么，锻造时涉及到的碳化物的高温脆性能否也叫“红脆”？
风来疏竹 发表于 2009-9-14 14:49

我不同意这种说法：高速钢的“红脆”主要是“硫脆”。不认同“红脆”的说法。碳化物不均匀度是高速钢内在质量的主要指标，是冶炼水平问题，靠后来的锻造很难解决问题。以前，我对Cr12型钢和高速钢都提倡两轻一重六面锻的方法，现在根据我国国情就不提了，因为提了也做不到。我常建议用Cr12Mo1V1钢，而高速钢的选择范围就更大了。我同意你关于高速钢在高温时要轻锻的分析意见，我又引入了“形变过烧”的说法，以开阔视野。

杨青海

感谢104的解答,你的解答另我茅塞顿开!我也有这方面的疑问,一直得不到肯定的答案,谢谢你,也谢谢版主,让我认识好多我以前没有了解的东西!另外我还想请教一下高速钢红硬性的组织转变关系?

所以因为

红硬性是指刀具在高温条件（600℃）下仍能保持高硬度（大于60 HRC）的功能；红硬性是高速切削工具的一个重要条件。
高速钢的红硬性与淬火加热温度关系很大，要得到好的红硬性，应适当的提高淬火温度。应该遵循既能使碳化物充分溶解，又不使钢的奥氏体晶粒显著长大的原则。

孤鸿踏雪

回沈版（105#帖）：高速钢的屈服强度受固溶强化和弥散强化的影响。提高淬火温度，可增加基体中的碳和合金元素含量，在回火温度不变时增加回火碳化物的析出数量，从而可以提高屈服强度；但提高淬火温度，却减少了基体中未溶碳化物的数量，可促使晶粒粗化，又有降低屈服强度的趋势。由此可见，从屈服强度上看，应有一合适的淬火温度。
     由于碳化物有上述对屈服强度的作用，所以有人认为，应力图在保证有一定数量碳化物的基础上，尽可能增加碳化物之间距，在这方面就应十分重视锻造的作用。当碳化物数量减少时，由于有人观察到碳化物沿晶析出，改变断裂路径而降低断裂韧度（KIC）。而碳化物沿晶析出与淬火冷却操作有关，高速钢淬火加热后，在高温和中温温区应尽快冷却，以防止碳化物沿晶析出。
     粗大碳化物形成大的微孔，并以此经过基体和小碳化物形成的小微孔贯通。使裂纹扩展。粗大碳化物本身又易于产生解理裂纹。堆集的碳化物，微孔之间的间距小，裂纹易于扩展，因此，在锻造和热处理操作中不形成粗大的碳化物，不使碳化物堆集，对于提高高速钢的断裂韧度是有利的。
     可见，如果高速钢用于模具，其淬火温度不宜太高，但降低淬火温度是有限度的，因为根据高速钢的合金化特点和原理，温度太低，则基体中溶入的碳化物极少，亦即基体中溶入的碳和合金元素很少，基体就得不到良好的强化效果。
     有资料介绍，W6Mo5Cr4V2淬火温度适当降低至1120~1180°C范围时，一方面能抑制M6C、MC型碳化物溶入基体，使奥氏体的平均碳含量降低，导致Ms点上升，淬火后的孪晶马氏体数量减少，获得以板条马氏体为主的淬火组织，从而提高了钢的韧性；另一方面，在较低淬火温度下，奥氏体晶粒尺寸较小，使淬火组织细化，也有利于韧性的提高。但对于W6系列（包括W6Mo5Cr4V2、W6Mo5Cr4V2Al、W6Mo5Cr4V5SiNbAl）采用1000°C淬火实在有些匪夷所思，因为在这个温度，钒和钨的碳化物几乎不溶解，基体中溶入的碳和合金元素极少，淬火后，基体的强化效果很微弱。

qibao9891

脆性种种，辑自网络。部分来自坛内高手。（周工、杨工、张工、高工）

σ脆：
铁素体不锈钢在820～520℃长期加热或缓冷将析出σ相（FeCr），引起钢的脆化。
这是因为σ相具有高的硬度（大于HRC68）和脆性，析出时还伴有大的体积变化，故引起很大脆性。
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475℃脆性：
高铬钢在370～540℃温度下长期加热后，会出现强度升高、韧性大幅度降低的现象。这种现象在475℃左右尤为强烈，因此称为475℃脆性。
475℃脆性在含铬13.7％以上的钢中就有可能出现，在含铬较高的马氏体钢、铁素体钢、18～8型奥氏体钢及沉淀硬化钢中亦曾发现，但远不及高铬铁素体钢明显。
铁素体钢的475℃脆性，随含铬量的增加，脆性转变温度提高，转变所需的加热时间缩短。Cr13钢的转变温度为400℃℃，Cr17为500℃。Cr17加热14天冲击值降低不大，Cr28短期加热就可能变脆。
微观上来讲，475℃脆性是铬原子在钢中不均匀的偏聚，引起点阵畸变和内应力增加造成的，已产生475℃脆性的钢，可通过600℃以上加热，然后快冷予以消除。

1Cr17该类钢加热到475℃附近或自高温缓冷至475℃附近时，有“α″析出，产生脆化现象，即所谓475℃脆性。
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氢脆：是指金属材料在冶炼，加工，热处理，酸洗和电镀等过程中，或在含氢介质中长期使用时，材料由于吸氢或氢渗而造成机械性能严重退化，发生脆断的现象。
氢脆现象不仅在普通的钢材中有发现，而且在不锈钢，铝合金，钛合金，镍基合金和锆合金中也都有氢脆现象。
从机械性能上看，氢脆有以下表现： 氢对金属材料的屈服强度和极限强度影响不大，但使延伸率是断面收缩率严重下降，疲劳寿命明显缩短，冲击韧性值显著降低。在低于断裂强度拉伸应力的持续作用下，材料经过一段时期后会突然脆断。

之一：白点：
在金属铸造凝固或锻造降温的过程中，溶入其中的氢没能及时释放出来，向金属中缺陷附近扩散，到室温时原子氢在缺陷处结合成分子氢并不断聚集，从而产生巨大的内压力，使金属发生裂纹。

之二：氢腐蚀：
在石油工业的加氢裂解炉里，工作温度为300-500度，氢气压力高达几十个到上百个大气压力，这时氢可渗入钢中与碳发生化学反应生成甲烷。 甲烷气泡可在钢中夹杂物或晶界等场所成核，长大，并产生高压导致钢材损伤。

之三：可逆氢脆：
在应力作用下，固溶在金属中的氢也可能引起氢脆。金属中的原子是按一定的规则周期性地排列起来的，称为晶格。氢原子一般处于金属原子之间的空隙中，晶格中发生原子错排的局部地方称为位错，氢原子易于聚集在位错附近。金属材料所外力作用时，材料内部的应力分布是不均匀的，在材料外形迅速过渡区域或在材料内部缺陷和微裂纹处会发生应力集中。在应力梯度作用下氢原子在晶格内扩散或跟随位错运动向应力集中区域。由于氢和金属原子之间的交互作用使金属原子间的结合力变弱，这样在高氢区会萌生出裂纹并扩展，导致了脆断。 另外，由于氢在应力集中区富集促进了该区域塑性变形，从而产生裂纹并扩展。 还有，在晶体中存在着很多的微裂纹，氢向裂纹聚集时有吸附在裂纹表面，使表面能降低，因此裂纹容易扩展。
在尚未出现开裂的情况下可以通过脱氢处理(例如加热到200℃以上数小时，可使内氢减少)恢复钢材的性能。因此氢脆是可逆的。

之四：氢化物：
某些金属与氢有较大的亲和力，过饱和氢与这种金属原子易结合生成氢化物，或在外力作用下应力集中区聚集的高浓度的氢与该种金属原子结合生成氢化物。氢化物是一种脆性相组织，在外力作用下往往成为断裂源，从而导致脆性断裂。

之五：氢应力腐蚀开裂、氢致马氏体相变等等。
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镉脆：
是低熔点的镉扩散进入金属表面后，使材料发生脆断的现象。“镉脆”在常温下即会发生，但当超过200℃时，镉脆问题变得非常严重。
为了防止镉脆，镀镉工件的除氢处理温度不能太高，通常为180~200℃。
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硼脆：
一般对加硼的渗碳钢，要注意晶界硼化物的形成。硼化物的形成使晶界局部韧性下降(硼脆)，直接影响磨削应力大小和磨削裂纹源的形成。为消除含硼钢中晶界硼化物的形成，主要是控制冶金质量从热处理角度而言，奥氏体化温度越高、冷却速度越慢，则富集到晶界的硼化物也越多，当冷却速度较快时，有可能防止硼化物的偏聚。
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钛脆：
对加钛的渗碳钢，要注意形成方晶钛而使晶界局部韧性下降，直接影响磨削应力大小和磨削裂纹源的形成。消除方晶钛的形成，主要是控制冶金质量。从热处理角度而言，提高奥氏体化温度，使方晶钛固溶在奥氏体内，然后在冷却时以适当的速度冷却，避免钛在晶界的富集，从而消除方晶钛的形成。
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锡脆：
为避免晶界锡化物的形成，锡含量必须控制在0.5%以下，同时防止在400℃左右回火。
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铜脆：
钢中含0.15～0.30％的铜时，热加工过程中钢的表面会产生龟裂，称为 铜脆。
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锌脆：

之一：锌脆：
因锌的渗入，与铁基体形成低熔点铁锌合金，削弱了金属材料的晶界结合力，锻造时因受力在该处萌生裂纹，而产生的脆性。

之二：镀锌层脆化：
这种现象的主要原因是镀液中铁含量太高所致。
铁杂质的电极电位虽然比锌正，但在氯化钾镀锌体系中锌的析出电位却比铁正。所以铁主要在高电流区析出。当镀液中铁离子含量高时，就会在工件的边角处富集。镀层中铁的含量高，应力大，镀层易开裂。

之三：
锌单独加入铝中，存在应力腐蚀开裂倾向，称为锌脆。
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铝脆：
之一：见热脆。

之二：铝合金在液体金属（Ga）脆断
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铁脆：
铸造铝合金含铁量过高，由于铁在晶界富集，铝制构件的晶界耐蚀性能下降，会因晶界腐蚀而产生脆性。严重时会发生粉碎性开裂。
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钠脆：
钠在铝中几乎不溶解，最大固溶度小于0.0025%，钠的熔点低（97.8℃）,合金中存在钠时，在凝固过程中吸附在枝晶表面或晶界。热加工时，晶界上的钠形成液态吸附层，产生脆性开裂。形成NaAlSi化合物，无游离钠存在，不产生“钠脆”。当镁含量超2%时，镁夺取硅，析出游离钠，产生“钠脆”。因此高镁铝合金不允许使用钠盐熔剂。防止“钠脆”的方法有氯化法，使钠形成NaCl排入渣中，加铋使之生成Na2Bi进入金属基体；加锑生成Na3Sb或加入稀土亦可起到相同的作用。
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电镀脆性：
之一：电镀吸氢造成的氢脆。

之二：各种镀层的脆性。（略）

之三：镀层应力和氢脆的组合。
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未完待续.......................

qibao9891

接上贴

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热脆：

之一：红脆：
硫含量较高，硫偏析严重的钢，在热加工时容易产生开裂的性质。硫在铁中溶解度很小，在室温几乎不溶于铁。但硫与铁化合生成硫化铁。钢水凝固时形成了γ-Fe+FeS共晶体，其共晶温度为989℃。钢水中的氧与铁化合生成氧化铁，形成γ-Fe+FeS+FeO三元共晶体，其共晶温度为940℃。钢水凝固时形成的三元共晶体量很少，它分布在γ-Fe晶界上。在热加工时低熔点的共晶体在γ-Fe晶界上处于熔融状态，所以变形时发生开裂。炼钢时锰作为脱氧剂加入。锰与硫的亲和力比铁与硫的亲和力大，钢中硫优先与锰化合形成硫化锰，硫又与铁化合生成硫化铁，二者互相溶解而成为复合硫化物。其成分随钢中锰和硫含量比值而变化。随钢中锰和硫含量比值的增加，复合硫化物中硫化锰含量增加。硫化锰熔点很高(1620℃)，硫化锰含量高的复合硫化物的熔点也相当高，而且锰和硫含量比值高的钢的三元共晶温度也相当高。所以不会发生三元共晶体熔化引起的热脆性。为了防止热脆性，钢中锰含量要控制在硫含量的5～10倍。

之二：热脆：
某些钢材400～500℃温度区间长期停留后室温下的冲击值有明显下降的现象。在高温时并不表现出脆性，只有用常温冲击试验才能表现出脆性上升，可比正常值下降50％～60％以上。其组织状态及其他性能并无变化。低合金铬镍钢、锰钢、含铜钢易有热脆性。
某些钢的热脆性，实际上是其第二类回火脆性在除马氏体组织以外的其他原始组织中的表现。

之三：白脆：
钢在1100°c左右的白热温度区也容易产生裂开现象，称为白脆。红脆是硫化铁（FeS）存于晶界所致，而白脆则是硫化铁（FeS）开始熔解的缘故。

之四：蓝脆：　
百度百科：
蓝脆大多数铁素体一珠光体组织的合金钢，随温度升高，在300℃左右韧性降低。它发生在钢表面有蓝色氧化膜的温度范围，因此称为蓝脆。蓝脆发生在合金元素很低的退火或正火的低合金钢中。在下列3种情况下均观察到蓝脆。(1)在150～350℃温度范围测定钢的强度和韧性；(2)在150～350℃温度范围进行温加工，然后在室温测定钢的强度和韧性；(3)室温进行冷加工后，再经150～350℃温度范围加热，在室温测定钢的强度和韧性。
　　产生蓝脆的原因是碳和氮间隙原子的形变时效。在150～350℃温度范围内形变时，已开动的位错迅速被可扩散的碳、氮原子所锚定，形成柯垂耳气团(柯氏气团)。为了使形变继续进行，必须开动新的位错，结果钢中在给定的应变下，位错密度增高，导致强度升高和韧性降低。为了消除碳钢的蓝脆，钢中加入一定量强碳化物和氮化物形成元素如钛、铌、钒，在钢中形成Tic、TiN、NbC、NbN、vC、vN，将碳、氮原子固定。另外加入少量铝，除脱氧外，还与氮形成AlN，也可减少蓝脆倾向。
百度知道：
blue brittle 某些钢材在200～300℃时颜色发蓝而脆性增加的现象。在此温度区间强度达最大值而塑性较低脆性增大。蓝脆倾向较大的钢材应变时效倾向也较明显。钢中含氨量多使其蓝脆倾向增大。但在冲击载荷下钢的蓝脆温度区间上升到450～500℃。
常温下，刃位错由于被C、N（或第二相质点）钉扎，形成Cottrell气团，表现出较低的塑性及韧性。在温度升高的过程中，由于变形作用和温度升高提供的驱动能，使位错可以挣拖间隙溶质原子的钉扎而滑移，钢材表现出塑性和韧性升高，当升高到一定的温度范围（蓝脆温度）时，C、N原子的扩散速度增加较快，赶上了位错的滑移速度，在该温度做拉伸试验，发生了C、N原子对位错的反复钉扎——脱钉——钉扎，因而位错始终难以滑移，形成了所谓的蓝脆现象。
某资料：
氮含量较高的低碳钢在200～250℃发生时效，钢的强度升高，塑性和韧性明显降低所引起的脆性。因为在200～250℃加热时，钢的表面形成氧化物，其色呈蓝色，所以这种脆性称为蓝脆性。氮在铁素体中的溶解度随温度的下降而急剧变小，在590℃铁素体中可溶解0.115％，而在室温其溶解度只有(0.1～1)×10-6。因为氮在铁素体中扩散速度很慢，所以低碳钢在热加工后即使是空冷也将得到氮所过饱和的铁素体。因此，氮含量较高的低碳钢在200～250℃加热时，铁素体中析出极细的氮化物质点，提高钢的强度，降低钢的塑性和韧性，引起钢的脆性。低碳钢经过冷变形，在200～250℃加热时碳、氮原子与位错发生弹性交互作用，钢的强度提高，而塑性和韧性降低，也会引起钢的脆性。防止蓝脆性的途径，一是运用现代炼钢技术以减少钢水中氮含量，二是加入适量的铝、钛或铌，使其与氮形成化合物。

之五：黑脆：石墨脆性：  
钢在较高温度长时间停留时，钢中的渗碳体分解为铁和石墨，使钢的强度和塑性都显著降低所引起的脆性。其断口因石墨呈黑色，故又称黑脆。钢的碳含量越高，石墨化越容易。硅促进石墨化，而锰阻碍石墨化。高碳钢锻后冷却速度过慢，退火保温时间过长，多次重复加热退火容易引起石墨脆性。石墨脆性一旦发生就无法消除，要注意预防。

之六：铝脆：
铝脱氧细晶粒钢在800-1000℃锻造时所产生的一种热脆。
在用铝处理的细晶粒钢中，当奥氏体晶界上存在有氮化铝（AlN）时，钢的变形能力在800~1000℃的加工区间内显著地降低而呈现热脆性。
这时，必须在比这个温度区间更高的温度下进行加工或者先在这个温度区间以上加热使氮化铝固溶之后，再降至所规定的温度下进行加工。
据说，向钢中加入0.02％以下的钛以使氮得到固定便可消除铝脆性。

之七：形变过烧
合金工具钢在锻造时，加热温度接近钢的液相点，若变形速度过大，则会由于机械能转化为热能，致使其形变量大的局部区域甚至滑移面温度上升至液相点以上而导致“过烧”。它与热处理加热过烧的相同点是都有液相出现，但两者的表现形式不同。热处理过烧是从外部开始，“形变过烧”是从内部发生。前者在外观上为网裂、沿晶氧化，后者表面完好，内部呈疏松状，在裂面上应能找到液相出现的痕迹，如海滩状花样、树枝晶、共晶组织等，裂面与滑移面一致（如高速钢的十字形裂纹），有时也会看到裂纹是穿晶发展的。

之八：形变中再结晶
在旋锻过程中，若因加大压缩率或提高变形速度而显著发热，以致使金属的温度升高而再结晶温度以上时，结果因金属塑性的降低而造成脆断。反之，当加大压缩率或提高变形速度时，若将加热温度降低50~100℃，则发热的影响可刚好补偿至正常温度，从而避免了温度升高到再结晶温度，故可在大压缩率情况下使变形顺利进行。

之九：钢中五害：
铅Pb、锡Sn、砷As、锑Sb、铋Bi都是低熔点元素，俗称“五害”。它们在钢中溶解度都很小，剩余量分布于晶界。它们加热时熔化而使钢塑性变坏。

之十：
高速钢在高温下锻造时出现的一种脆性开裂形式。引起这种脆性开裂的主要原因是高速钢组织内部的碳化物。
冶炼状态下高速钢中的碳化物在组织中形态各异，有的呈大块状、有的呈网状、有的呈鱼骨状，还有其它形态。这些形状各异的碳化物致使高速钢组织极度不均匀，而且脆性很大。
如果锻造操作不当，就会使高速钢在高温锻造状态（钢呈红色状态）下的碳化物不能按要求击碎或不能向着有利的方面转化，从而致使高速钢锻造时发生脆性开裂。

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冷脆：低温脆性：

在低温，磷含量较高的钢塑性和韧性很低，容易引起脆性断裂的性质。磷引起冷脆性的原因是：(1)磷固溶在铁素体中，降低铁素体的塑性和韧性，增加钢的脆性。(2)磷容易在铁素体晶界上偏聚，降低晶界强度，引起脆性晶界断裂。(3)磷在铁素体中溶解度较大，室温时达0.7％。但由于钢中含有碳，碳溶入铁素体中使磷在铁素体中溶解度降低。并且，钢水凝固时磷极易产生枝晶偏析。所以钢中磷含量较高时，晶界上形成脆性磷化铁薄膜，增加钢的脆性。
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第一类回火脆：第一类（低温）回火脆性:是指淬火钢在250-350℃回火时出现的脆性。

只要在此温度范围内回火就会出现脆性，目前尚无有效消除办法。 这种回火脆性是不可逆的，重新加热脆性消失后，重复在此区间回火，不再发生脆性。没有一个有效的热处理方法能消除钢中这种回火脆性，除非不在这个温度范围内回火，也没有能够有效抑制产生这种回火脆性的合金元素。但可以采取以下措施减轻第一类回火脆性。
（1）降低钢中杂质元素的含量；
（2）用Al脱氧或加入Nb、V、Ti等合金元素细化A晶粒；
（3）加入Mo、W等可以减轻；
（4）加入Cr、Si调整温度范围（推向高温）；
（5）采用等温淬火代替淬火回火工艺。
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第二类回火脆：是指淬火钢在500-650℃范围内回火后缓冷时出现的脆性。是一种可逆性的回火脆性。
防止方法
（1）提高钢材的纯度，尽量减少杂质；
（2）加入适量的Mo、W等有益的合金元素；
（3）对尺寸小、形状简单的零件，采用回火后快冷的方法
（4）采用亚温淬火（A1~A3）：
细化晶粒，减少偏聚。加热后为A+F（F为细条状），杂质会在F中富集，且F溶解杂质元素的能力较大，可抑制杂质元素向A晶界偏聚。
（各元素在F和A中溶解度的分配比为（F/A）：Mn0.43，Ni0.50，V1.70，Sb11.8，Sn2.2，P3.0。 很明显，在F中杂质元素的溶解度大于在A中杂质元素的溶解度，故可减轻回火脆性。）
（5）采用高温形变热处理，使晶粒超细化，晶界面积增大，降低杂质元素偏聚的浓度。
（6）避免在450～600℃温度范围回火，在600℃以上温度回火后应快冷。
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马氏体脆性
魏氏体脆性
网状渗碳体脆性
沿晶碳化物脆性
过热脆性
过烧脆性
高速钢对焊焊缝脆性
渗层脆性
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烤制品脆性
学生时期，一日盗得工艺老师讲义，见有一页记载各种食品的烤制工艺，不乏地瓜、馍干、鱼片的脆性转变温度。惜资料已散佚，望高手续上。

所以因为

【概况】：高速钢圆锯片表面裂纹，在实际生产中很少出现。
【情况描述】：一般裂纹如因热处理应力（组织应力和热应力）所引起的话，裂纹大都发生在应力集中处，而此次发生裂纹的部位在圆锯片的端面上。
【原因分析】：圆锯片为锻打件，机加工时二个端面车削不均，造成一个端面脱碳层未清除彻底，表面存在Fe7W6，它无塑性；因表面和内部组织不同，淬火冷却后因组织应力不同，导致圆锯片表面发生裂纹。
【防止措施】：二个端面车削时应均匀。
以后再无类似现象发生。

所以因为

回109楼杨工：
“碳化物沿晶析出与淬火冷却操作有关，高速钢淬火加热后，在高温和中温温区应尽快冷却，以防止碳化物沿晶析出。”
你所说的在高温和中温温区应尽快冷却，是怎样的冷却速度呢？

孤鸿踏雪

回沈版：肯定不能空冷，我以为可直接淬入一中温盐浴。

所以因为

空冷是高速钢冷却方法之一，杨工是否能说明不能空冷的原因？
另外，“可直接淬入一中温盐浴。”其温度为多少是合适的？

横笛吹雨

根据豹工提供的资料，我在35楼的问题“为什么高速钢锻造温度在1000～1050°C时可以重击而不怕开裂，而在高温段1100～1150°C却怕裂呢？”中的“为什么在高温段1100～1150°C却怕裂”的答案似乎应该是“白脆”+“碳化物不均匀并锻造操作不当”。
但为什么锻造温度在1000～1050°C时可以重击而不怕开裂呢？

风来疏竹

116# WJFU66
好像我在51楼解释过这个问题，第一次轻击后，钢的外围组织经过锻造得到改善，有了一定的强度和韧性，同时把碳化物包在了里面，这样在第二阶段（主要是 碳化物被击碎过程）重击时，由于合金外部锻造组织的致密性，且具有一定的强度，至少是比碳化物强度要高，那么就可以保证击碎碳化物而不开裂。
可能还是解释不清。:handshake

wds111111

31# johnny9701

炉内不干净,有碳毡及石墨棒的残渣吸附到工件的表面,加热过程中工件表面增碳,1180度过热或过烧.我说的没错的!!!!!!

dhzhou888

沈工做过高速钢的“调质”吗？其目的是细化碳化物。

所以因为

31# johnny9701

炉内不干净,有碳毡及石墨棒的残渣吸附到工件的表面,加热过程中工件表面增碳,1180度过热或过烧.我说的没错的!!!!!!
wds111111 发表于 2009-9-17 09:36

如果是碳毡及石墨棒的残渣吸附到工件的表面，加热过程中工件表面增碳，是否可以认为其过热和过烧只是发生在表面呢？因为温度是正常的！

所以因为

沈工做过高速钢的“调质”吗？其目的是细化碳化物。
dhzhou888 发表于 2009-9-17 09:51

我们高速钢部分产品在常规热处理前做过“调质”处理，比如指形铣刀、齿形铣刀等。
周工，在《热处理工艺方法300种》里称为高速钢部分淬火，但过去称其为高速钢不完全淬火，是否都是高速钢“调质”处理的不同称谓？

风来疏竹

119# dhzhou888

周工：热处理好像不能改变高速钢中的碳化物形态吧？您是不是专门设了一个大火坑诱我们往里面跳的啊？