【技术特点引言】，【技术进行步骤引言】，本发明的目的在于摆脱以上技术特征存在的问题，提供一种Cr-Mo-Si-V系冷作模具钢以及制备工艺，获得细微弥漫分布碳化物，降低网状结构碳化物碳化物比例，减少显微组织硬度。

　　为淬火和回火提供更好的机构，以制取全局性能更好地Cr-Mo-Si-V系冷作模具钢，为推进以上目地，本发明选用下列技术规范，一种Cr-Mo-Si-V系冷作模具钢，包含成分及重量百分比为。

　　C，0.85～1.65％，Si，0.80～1.10％，Mn，0.30～0.60％，P＜0.0050％，S＜0.0050％，Mo，1.60～3.20％。

　　Cr，7.00～14.00％，V，0.15～0.55％，容量为Fe及其它在所难免残渣原素，所述Cr-Mo-Si-V系冷作模具钢的制备工艺，有如下步骤，步骤1，Cr-Mo-Si-V系冷作模具钢锻坯制取。

　　按Cr-Mo-Si-V系冷作模具钢成份配制，取原材料开展冶炼厂、铸造和煅造，产生锻坯，所述锻坯温度为800～900℃，步骤2，制冷，将煅造后温度为800～900℃的锻坯风冷至400～500℃，随后石绵包囊制冷至室内温度，防止锻坯发生裂痕，步骤3。

　　第一阶段预处理，(1)将锻坯放进热处理设备中，操纵炉膛内升温速度为6～10℃/min，使炉膛内温度上升至450～550℃，隔热保温0.5～1h，使锻坯温度匀称，(2)再度操纵炉膛内升温速度为6～10℃/min，使炉膛内温度上升至900～1000℃。

　　隔热保温2～3h，将锻坯从炉膛内取下，制冷至室内温度，冷速为100～120℃/min，进行第一阶段预处理，所述步骤3(2)中，散热方式为离心风机空气冷却，排风量为5～10m3/min。

　　步骤4，第二阶段预处理，(1)将第一阶段预处理后锻坯放进到热处理设备中，操纵加热效率为4～7℃/min，使锻坯加热至840～880℃，隔热3～5h，(2)操纵炉膛内冷却速率为3～5℃/min，使锻坯在热处理设备内制冷至740～760℃。

　　隔热保温4.5～9h，(3)再度操纵炉膛内冷却速率为3～5℃/min，使锻坯在热处理设备内制冷至500～550℃，将锻坯公布开展风冷，进行第二阶段预处理，步骤5。

　　淬淬火热处理工艺，将第二阶段预处理后锻坯经淬淬火热处理工艺后，制取Cr-Mo-Si-V系冷作模具钢，所述步骤1中，冶炼厂、铸造和煅造全过程为，(1)将原材料依照配制放进真空值为0.5×10-2～0.6×10-2Pa高频真空泵中频感应炉，加热到1500～1600℃，待原材料溶化为钢液后，冶炼厂5～8min，进入稀有气体。

　　(2)将钢液铸造到砂模模中，出模并清理铸钢件表层，(3)将铸钢件加热到1160～1180℃，隔热3～5h后，放到12MN自由锻造四柱液压机中进行先镦粗后拔长的煅造，始锻温度为1000～1150℃，锻造比为6～8，终锻温度≥900℃，所述步骤1(1)中，稀有气体为高纯氩气。

　　所述步骤1(3)中，加热到1160～1180℃，隔热3～5h，目的是为了，根据持续高温蔓延降低铸态组织中孪晶缩松、成分划分不均匀问题，始锻温度1000～1150℃，终锻温度≥900℃，目的是为了。

　　降低煅造变型过程的变形抗力，确保在全部煅造过程中出现动态再结晶，锻造比为6～8，目的是为了，确保摧毁体系中粗壮的碳化物碳化物和规格比较大的晶体，保证铸钢件清除碳化物所引起的孪晶缩松和保存加工硬化的显微组织，所述步骤3(2)中。

　　炉膛内温度上升至900～1000℃，隔热保温2～3h，目的是为了确保组织中的碳化物能够全面地融入基材，为制冷全过程弥漫进行析出打下基础，操纵冷速为100～120℃/min，目的是为了细化晶粒、使碳化物遍布更加匀称，提升锻坯的延展性，所述步骤3(1)和(2)中，炉膛内升温速度为6～10℃/min。

　　目的是为了清除提温过程的温度差梯度方向，所述步骤3(1)和(2)中，在加热和隔热保温环节中，向炉膛内进入保护气，确保炉膛内为无氧运动氛围，所述保护气为稀有气体等汽体，实际可采取高纯氩气。

　　当进入高纯氩气时，气体压力为0.5～1.5L/min，所述步骤4(1)中，锻坯加热至840～880℃，隔热3～5h，目的是为了得到成份并不匀且带有未溶碳化物更核心的马氏体，以提升后面碳化物的灰铸铁实际效果，所述步骤4(2)中，制冷至740～760℃，隔热保温4.5～9h。

　　目的是为了使二次碳化物在铁素体变化区迅速呈球形联合分布在珠光体基材上，所述步骤4(3)中，第二阶段预处理后锻坯机构比例是，颗粒状铁素体92％～98％，碳化物碳化物2％～8％，第二阶段预处理后锻坯洛氏硬度为21.7～24.5HRC，所述步骤5中，淬淬火热处理工艺实际全过程为。

　　将预处理后锻坯在1050～1100℃，隔热保温40～80min后油淬，热处理所得到的锻坯在200～300℃，隔热保温60～120min后，公布风冷，进行锻坯的热处理工艺，本发明的有效实际效果，(1)本的Cr-Mo-Si-V系冷作模具钢和市场上Cr12类冷作模具钢对比。

　　成份设计方面合金成分成分降低，生产制造成本下降，(2)本的Cr-Mo-Si-V系冷作模具钢的制备工艺环节中锻坯的预处理方式与常规淬火预处理加工工艺相比，显著提升了碳化物的灰铸铁性能和弥漫遍布状态，锻态体系中条形大小块碳化物碳化物经预处理钝化处理、慢慢融断趋向球型且占比降低，这大幅度减少了调质热处理中Cr-Mo-Si-V系冷模具钢材干裂的趋势，(3)本的Cr-Mo-Si-V系冷作模具钢的制备工艺全过程中投预处理后。

　　均值直径大约为0.4～0.7μm的二次颗粒状碳化物弥漫分布于金相组织基材上并且不存有煅造变型遗留下的缩松印痕，洛氏硬度从锻态的38.74HRC降到预处理以后的21.7～2本文本文档来源于技高网..，具体的涉及到一种Cr-Mo-Si-V系冷作模具钢以及制备工艺，Cr-Mo-Si-V系冷作模具钢内含有较高的C、Cr、Mo等经典，铁碳相图里匀晶点E偏移，凝固过程里的莱氏体碳化物碳化物造成很严重的孪晶缩松。

　　块状不规则莱氏体碳化物在后续热处理工艺全过程如果不能弥漫联合分布将在钢中获得局部应力集中化而萌发裂痕，应力的功效使裂痕迅速拓展导致磨具太早干裂而无效，经煅造或冷轧热处理后冷作模具钢中仍然存在沿变型方位遍布不匀且规格不一莱氏体碳化物，钢中出现的粗颗粒碳化物或碳化物遍布不匀严重的话减少铝的物理性能，进而造成磨具在热处理工艺过程中遇到变型、裂开等产品质量问题，因而，预处理环节中怎样正确操纵莱氏体碳化物的形态、尺寸及遍布为热处理工艺提供更好的机构变成了冷作模具钢科学研究的核心。

　　现阶段，有关冷作模具钢预处理选用工艺一般为常规淬火工艺，刘红燕在《铸造技术》上于2016年(Vol.24，no.6，p1123-1125)上发布“热处理工艺对冷作模具钢组织和的影响”，明确提出1.52C-3.68Cr-8.6W-5.61Mo冷作模具钢的退火处理加工工艺为，900℃×2h 炉冷至600℃。

　　随后公布风冷，在低倍透射电镜中的淬火态机构如下图1所显示，存在较大的的块状碳化物未灰铸铁，没达到预处理让碳化物弥漫联合分布效果，2014年张力伟在《铸造技术》(Vol.35，no.12。

　　p2889-2891)上引发热议“热处理工艺对模具钢材Cr12Mo1V1组织与的影响”，对Cr12Mo1V1冷作模具钢所采用的灰铸铁加工工艺为，860℃×2h 760℃×5h，淬火后显微组织为网状结构碳化物碳化物和颗粒状铁素体(如下图2所显示)，在其中碳化物碳化物的数量众多、规格比较大，一种Cr-Mo-Si-V系冷作模具钢以及制备工艺，种类，创造发明。

　　1.一种Cr?Mo?Si?V系冷作模具钢，其特征在于，包含成分及重量百分比为，C，0.85～1.65％，Si，0.80～1.10％。

　　Mn，0.30～0.60％，P＜0.0050％，S＜0.0050％，Mo，1.60～3.20％，Cr，7.00～14.00％。

　　V，0.15～0.55％，容量为Fe及其它在所难免残渣原素，技术进行构思，本发明技术性的一种Cr?Mo?Si?V系冷作模具钢以及制备工艺，钢成分及重量百分比为。

　　C，0.85～1.65％，Si，0.80～1.10％，Mn，0.30～0.60％，P＜0.0050％，S＜0.0050％，Mo。

　　1.60～3.20％，Cr，7.00～14.00％，V，0.15～0.55％，容量为Fe及其它难以避免残渣，制作方法为，原材料经冶炼厂、铸造和煅造产生锻坯并制冷，操纵对应的升温速度。

　　开展2次提温解决，完成一次预处理后，操纵对应的升温速度和冷却速率，再度进行一次提温处理2次减温处理之后，进行二次预处理，以后经淬淬火制取冷作模具钢。

　　本发明申请方法与技术生产制造成本费用低、零污染、易上手，根据2次预处理全过程显著提升碳化物灰铸铁性能和减少强度，达到下一步热处理工艺规定等特点，1.一种Cr-Mo-Si-V系冷作模具钢，其特征在于，包含成分及重量百分比为，C，0.85～1.65％，Si，0.80～1.10％。

　　Mn，0.30～0.60％，P＜0.0050％，S＜0.0050％，Mo，1.60～3.20％，Cr。

　　7.00～14.00％，V，0.15～0.55％，容量为Fe及其它在所难免残渣原素，2.申请权1所述Cr-Mo-Si-V系冷作模具钢的制备工艺，其特征在于，有如下步骤，步骤1，Cr-Mo-Si-V系冷作模具钢锻坯制取。

　　按Cr-Mo-Si-V系冷作模具钢成份配制，取原材料开展冶炼厂、铸造和煅造，产生锻坯，所述锻坯温度为800～900℃，步骤2，制冷，将煅造后温度为800～900℃的锻坯风冷至400～500℃，随后石绵包囊制冷至室内温度，防止锻坯发生裂痕。

　　步骤3，第一阶段预处理，(1)将锻坯放进热处理设备中，操纵炉膛内升温速度为6～10℃/min，使炉膛内温度上升至450～550℃，隔热保温0.5～1h。

　　使锻坯温度匀称，(2)再度操纵炉膛内升温速度为6～10℃/min，使炉膛内温度上升至900～1000℃，隔热保温2～3h，将锻坯从炉膛内取下，制冷至室内温度。

　　冷速为100～120℃/min，进行第一阶段预处理，步骤4，第二阶段预处理，(1)将第一阶段预处理后锻坯放进到热处理设备中，操纵加热效率为4～7℃/min。

　　使锻坯加热至840～880℃，隔热3～5h，(2)操纵炉膛内冷却速率为3～5℃/min，使锻坯在热处理设备内制冷至740～760℃，隔热保温..，技术性研发团队，李长生，贺帅。

　　韩亚辉，任津毅，董竞博。

　　图8为W18钢淬火后金相试样（4%HNO3乙醇溶液腐蚀），发现十字形图案，经元素检测，基材一部分含碳比较低，十字形位置含碳比较高，因此觉得十字形是一种成分不匀，主要是因为碳和合金元素的缩松而导致的正方形缩松。

　　经冷轧后产生十字样子，导致奇闻怪事的核心是碳化物在捉弄大家，含意说碳化物在加热时，本身没有融入马氏体，淬火环节中亦无进行析出，简单来说叫进不了不出，哪来的二次硬化。

　　16，表面品质，（1）松散使建筑钢材强度显著降低，在煅造等热加工中易干裂，热处理工艺的时候也非常容易在松散处产生裂缝，（1）建筑钢材热扎时，因为表面裂痕未彻底消除，或者由于表面被模孔刮伤。

　　制冷环节中导致应力，沿刮伤线造成干裂，4，原料中心裂痕，12，石墨碳。

　　（2）热扎时，因为模孔欠佳或切削速度大且导致伸缩，在后续加工中会沿伸缩线造成干裂，3，表面裂痕，图13为W18钢硬块低倍组织的图片（4%HNO3乙醇溶液浸蚀），图上乳白色的是肿块、灰黑色为麻花钻槽部。

　　图16为块状碳化物附近成份偏析导致热处理过热的图片（4%HNO3乙醇溶液浸蚀），很严重的碳化物不均匀性，易造成热加工中干裂、超温，从而使制作而成的专用工具在使用过程中崩刃，图10为W18钢粗带条状碳化物热处理干裂（4%HNO3乙醇溶液浸蚀），图16 块状碳化物周边成份偏析热处理时导致超温（500×）。

　　图10 粗带条状碳化物，图11为T12A钢网状结构碳化物（4%HNO3乙醇溶液浸蚀），图12为9SiCr钢网状结构碳化物形状（4%HNO3乙醇溶液浸蚀），由此可见淬火中比较严重超温，图13 W18钢硬块低倍组织（20×），图9 碳化物不均匀度对弹簧钢（W18Cr4V）抗拉强度产生的影响，若存在严重的地区偏析。

　　将导致钢的强度减少，在热处理更易在偏析处干裂，图6 表面裂痕，13，错料及成份不过关，图15 非金属夹杂物在热处理时所引起的干裂（400×），非金属夹杂物的建立很有可能主要有两种，①外界夹杂物——通常是浇注系统不清理。

　　设备上的耐火泥脱落，常用回炉废料不纯洁等，②因为冶炼厂全过程化学变化所产生和进行析出时代的产物，铸钢件在浇铸时，因为钢液在冷疑环节中收拢于中心一部分产生管形的孔眼，称之为缩松。

　　缩松一般坐落于铸钢件头部浇口周边，在初轧成才时要进行摘除，无法彻底摘除而剩余的部分称之为缩松残留，按道理讲，应该把缩松彻底摘除，但炼钢厂通常追寻出成率而留有残留，给后面工艺流程留有无法挽回的灾害，图4为φ70mm W18钢缩松残留及很严重的松散照片（1，1HCl溶液热浸蚀），图5为φ70mm W18钢缩松残留经冷轧后产生的裂痕（1。

　　1HCl溶液热浸蚀），前些年某企业在切割φ75mm M2钢时，发觉也是有缩松残留，已然查清，夹杂物对铝的品质危害极大，这将铝的基材起切分，减少了铝的可塑性和抗压强度，使钢在冷轧、煅造、热处理工艺更易在夹杂物处产生裂缝。

　　夹杂物也会造成铝的疲劳和导致钻削及切削艰难，因此合金钢对夹杂物应有一定的要求，有液析的钢延性非常大，金属材料连续不断的基材被激光切割，抗压强度降低，之前在CrWMn、CrMn钢中普遍液析。

　　如果使用他们来制作测量仪器，难以获得光滑的表面，国家对于建筑钢材脱碳层都是有规范，但钢材供应商通常还会把脱碳超标原材料供应，使工具厂遭受非常大经济损失，图8 十字形偏析（3×），图14为W18钢中发现金属材料夹杂物的图片，图15为非金属夹杂物在热处理时造成干裂的图片（4%HNO3乙醇溶液浸蚀）。

　　图12 9SiCr钢网状结构碳化物（500×），9，夹杂物，弹簧钢一共晶碳化物在热压力加工里被破损的水平称作碳化物不匀称度，变形程度越多，碳化物的粉碎水平越大，碳化物不匀称度等级越小。

　　当钢里的碳化物严重的话，如粗带条状、网状结构、块状碳化物沉积时，对铝的品质有较大影响，因此对它进行全面的操纵，是保证高速钢刀具品质的前提条件，图20 M2钢脱碳，因为退火工艺太高。

　　保温时间又长，使建筑钢材在长期缓冷环节中，碳化物易转化成游离碳即高纯石墨，图18为T12A钢石墨碳机构（4%苦味酸乙醇溶液浸蚀），图22 W18钢淬火10.5级（500×），图1 中心松散，7，网状结构碳化物。

　　夹杂物是钢中常见的一种缺点，依性质可以分为金属材料夹杂物和非金属夹杂物，金属材料夹杂物主要是因为冶炼厂环节中有色金属未充足熔融，或者由于浇筑环节中注入的外来金属材料脏东西保存于铸钢件中而产生，原材料是制造高使用寿命工具的使用基本，在具体生产过程中，经常会遇到不同形式的原材料缺点，现展现给同事，期待大伙儿高度重视原料。

　　下列分16个案例表明，2，缩松残留，（4）某企业寒冷的冬天冷轧的W18钢13mm×4.5mm镀锌扁钢，常发觉表面裂痕，表明裂痕也是有气侯效用，但同钢材型号、同规格型号其余时间冷轧的时候无裂纹。

　　图18 T12A钢石墨碳机构（500×），图2 中心松散的建筑钢材在锻造初轧时所造成的裂痕，肿块的形成，可能要在冶炼厂环节中成分的偏析而致，肿块的自身很有可能是一种高韧性复合碳化物，或者因为冶炼厂环节中添加硅化物合金块没被熔融而储存于钢中。

　　15，W18钢没有明显热处理工艺效用，松散对螺栓强度有很大的影响，具体影响主要表现如下所示，6，碳化物不匀称度，石墨碳的进行析出，使钢的强度和耐磨性能大幅度降低。

　　这些材料不适合生产制造数控刀片及主要零部件，石墨碳很严重的建筑钢材，断裂面呈灰黑色，高纯石墨成分可以使用化学成分分析作判定及定量分析测量，其外形及遍布可以用金相法观察，在高纯石墨周边会有比较多的金相组织机构，弹簧钢在热扎环节中，因为变型过多，中心环境温度持续上升。

　　在内应力影响下，导致原材料中心干裂，图7为φ35mm W18钢中心干裂的照片（1，1HCl溶液热浸蚀），某工具厂在切割弹簧钢原料时，普遍中心裂痕，此裂痕谋害人。

　　无影无形，仅有探伤检测才见千山万壑，大家选择某企业的W18钢13mm×4.5mm镀锌扁钢，用1210℃、1230℃、1270℃三种环境温度盐奶浴热处理，升温时间均是200s，晶粒大小均为10.5级，如下图22所显示。

　　淬火后硬度都是在65～65.5HRC，经550℃三次淬火后强度升不上反倒减少，这种情况非常奇怪，因此小编把称作“奇闻怪事”，14，原料脱碳。

　　块状碳化物的出现，将会造成专用工具延性扩大，很容易产生崩刃状况，在热加工过程中，因为块状碳化物及合金成分的聚集，易产生超温、淬火不够乃至沿位错干裂等缺点，建筑钢材经酸蚀剂实验。

　　发觉试件表面部分地区机构不高密度，出现一些很明显的间隙，这种间隙展现浸蚀程度较其余部分颜色深度不规则黯黑小一点，称之为松散，如松散集中在样品的中心一部分，称之为中心松散，假如松散较均匀的分布在样品的表面，称之为一般松散，GB/T9943—2008《高速工具钢》和GB/T1299—2014《工模具钢》都是对的建筑钢材松散有具体规定。

　　但经常出现超标准供应，专用工具原材料成份不过关经常发生，有一些弹簧钢成份不符GB/T9943—2008《高速工具钢》规范，尤其是碳，并不是高也是低，W6Mo5Cr4V2Co5属HSS-E类，因C成分小于规范低限，经热处理工艺后强度无法达到67HRC，还叫什么性能卓越弹簧钢，即然属HSS-E类。

　　炼钢厂要确保该钢可以达到67HRC之上，对于数控刀片用不用这么高的强度，是工具厂内部结构的事情，跟炼钢厂不相干，但无法达到67HRC便是炼钢厂的出错，模具钢材成份不符合要求的状况也比较多，纠纷案件持续，图11 T12A钢网状结构碳化物（500×）。

　　有一些工具厂在开展弹簧钢铣削或切削时，数控刀片会碰到坚硬的化学物质损坏，一般在铣削时常常因为切削用量快及噪音比较大，这类缺点不容易被发现了，但切削时，就有可能注意到肿块作祟的乱相。

　　比如麻花钻头铣孔时，发觉车刀服现役到某一位置无法继续生产加工，造成惊叫的声响及使数控刀片比较严重烧蚀，他们把这些材料割开查验，发现很明显的亮块，通过硬度试验，这类亮块强度非常高，居然做到1225HV，并非肿块区为正常退火状态。

　　我们把它称作“肿块”，因为肿块的出现，导致数控刀片的破坏及钻削艰难，图3 槽车刀原材料因松散在调质处理时引发裂痕，图17 碳化物液析（500×），8，碳化物肿块，图9是碳化物不匀称度对W18钢抗拉强度产生的影响，由图得知，不匀称度7～8级抗拉强度仅是1～2级铝的40%～50%。

　　降至1200～1500MPa，仅非常硬质合金刀具中延展性比较高型号的水准，横着特性为竖向特性的85%上下，碳化物集中化、带状分布还会让热处理晶体不均匀、碳化物融解不均，前面一种导致超温趋向加重，后面一种使二次硬化能力差，建筑钢材冶炼厂环节中，因为成份偏析，使碳化物遍布不匀，或有色金属里面含有碳化物还没有完全融解而引起块状边角状碳化物。

　　经锻轧又没被摧毁而保留下来，（2）因为原材料存有松散，制作而成的专用工具容易造成损坏及表面不光滑，图21 T12A钢脱碳层（热处理→淬火后）（200×），图6为φ30mm W18钢表面裂痕（1，1HCl溶液热浸蚀），深层达6mm，弹簧钢原料表面发觉竖向裂痕十分普遍，形成的原因大约有以下4大领域。

　　工模具生产制造企业错料是常有的事，属管理方法事败，是一种低等缺点，错料包含三方面，混钢材型号、混规格型号、混炉号，尤其是混炉号十分普遍，给热处理工艺导致许多“冤案”，也没地方投诉。

　　表面缺点可观测，合同书要定规格，具体供应有长度规格不一，建筑钢材表面凹痕纤薄、浸蚀黑点、同心度、马蹄子头、厚钢板不平度超标准、厚度不匀等众多表面缺点，1，原料松散。

　　建筑钢材在热扎或淬火时，因加温温度太高，保温时间太长，造成晶粒长大，并且在迟缓制冷环节中碳化物沿位错进行析出，产生网状结构碳化物，（3）热扎时因为停轧温度低。

　　或因为制冷越来越快致裂，具备脱碳层的原材料，热处理后专用工具表面强度减少、耐磨性能差，因此钢材的脱碳层务必在机加工中所有摘除，否则就会产生一系列的质量风险，图19为W18钢原料脱碳外貌（4%HNO3乙醇溶液浸蚀），脱碳区为纤维状回火马氏体，非脱碳区为热处理奥氏体 碳化物 残留奥氏体，图20为M2钢脱碳。

　　图21为T12钢脱碳（4%HNO3乙醇溶液浸蚀），全脱碳层为金相组织，过渡带为贫碳回火马氏体，无脱碳区为回火马氏体 碳化物，5，偏析，铝合金在凝固过程中产生的成分不匀状况叫偏析，尤其是碳和钢中残渣遍布不匀，会让钢的性能造成很大的影响。

　　偏析可以分为，①孪晶偏析，②相对密度偏析，铝合金中组成相相对密度相差太大，在凝固过程中，重则下移，轻则上调。

　　③地区偏析，由浇铸或铸造件中杂质部分汇聚引起的，11，碳化物液析，图5 W18钢缩松致裂，图14 金属材料夹杂物，10，块状碳化物，图4，液体金属在凝固过程中。

　　因为碳和合金成分的偏析，制冷时将偏析处于液态中进行析出块状碳化物，在之后的正常的加工过程中不容易被清除，它是以块状碳化物带条状方式顺着铝的轧制方向存在建筑钢材中，这类偏析称之为液析，图17为CrMn液析照片（4%HNO3乙醇溶液浸蚀），也正因为松散对建筑钢材性能有一定的影响，因此专用工具用钢对许可的松散等级有明确的规定，图1、图2为φ90mm W18Cr4V（下称W18）钢原料及煅造松散、松散致裂形状（1。

　　1HCl溶液热浸蚀），图3为W18Cr4V钢质槽车刀因松散比较严重热处理工艺致裂照片（1，1HCl溶液热浸蚀），图19 等温淬火脱碳层（250×），网状结构碳化物使数控刀片延性暴增，易发生崩刃状况，一般建筑钢材中不能有完整的网状结构碳化物存有，网状结构碳化物检查。

　　需在热处理、淬火之后进行，图7 中心裂痕。