高速钢粉末中氧含量之变化M4高速钢粉末混以质量分数为0.1%的C并经1215e脱氧后，氧含量降至62@10-6，约为原始粉末氧含量的1/8.若再稍提高脱氧温度，并通过磁选，减少雾化时带入的非金属杂夹物，其氧含量还可能进一步降低。

　　1955年郭可信先生对钨系T1（18W-4Cr-1V）高速钢组织结构进行研究，修正了T1高速钢的相图，为高速钢的研究奠定了基础。1972年R.H.Barkalow等采用热分析法和金相法研究了M2高速钢的相变，提出其固相线的温度为1240e，此时由C M6C碳化物开始形成液相，约1260e时C MC型碳化物开始形成液相，此外，他们还研究C及V含量对相变点的影响。1983年H.Bramdis等提出M2型高速钢的相图，这为钼系高速钢的研究和粉末高速钢的烧结提供了依据。C.S.Wright等据此提出钼系高速钢的烧结窗口在这两个临界温度之间，就含0.92%C之M2而言，*优烧结温度为12552e，即处于L C M6C MC四相区。

　　从本试验可见，当温度处于固相线1240e上下时，其烧结状况、收缩率及碳化物结构均发生较大变化：当低于固相线时，松装粉末在接触区因固相扩散仅发生轻微烧结，其碳化物仍然保持为多边形和圆粒形，只是在接近固相线的1235e时才明显长大。如上所述，一旦超过固相线后，因C M6C开始熔化，晶界出现液相，冷却后晶界上出现大块碳化物，并开始出现M6C共晶，直到1269e时，才出现晶界MC膜，这说明，此时C MC也开始熔化，松装粉末收缩率也急剧增高。值得注意的是在1222e1269e温度区间碳化物成分和结构的变化。

　　在C.S.Wright对Mo系粉末高速钢烧结的研究中，认为M6C和MC碳化物的成分随温度变化不大，而从本研究可见，在固相线温度上下，由缺碳型M4C3转变为MC，其中合金M组分中Fe大部分被V取代，这对提高粉末高速钢的耐磨性可能是有利的，一些粉末烧结高速钢的资料报导它具有较好的耐磨性，可能与烧结温度达到1250e实现这种转变有关。而M6C型碳化物经历较复杂的变化，在1250e以下时它的碳含量稍有增高，达到约1269e发生由M6C向M2C的转变，其中合金M组分中Fe不仅被V而且还被Mo取代。在G.Hoyle文中指出钼系高速钢中倾向于生成M2C碳化物，这种碳化物是亚稳的，其转变会使碳化物的体积含量减少1/2，从而减低其耐磨性。H.Fredriksson等研究了M2高速钢在9001200e单向凝固时M2C碳化物的分解，认为是一包析反应：M2C Fe（C）yMC M6C，因此，可以认为，在加热时，这种M2C是由M6C MC形成的。对比M2和M4两合金粉末可见，在1235e以下其行为差异不大，但是一旦达到1235e以上，两合金的结构有明显差别，出现了条状的碳化物，1249e时则出现较多的鱼骨状共晶，温度进一步升高至1267e，共晶量增多，但是分布并不均匀，其原因除R.H.Baklow所指出的固相线随碳含量增高而下降外，本实验中M4粉末中加入了质量分数为0.1%的C，它们尚未充分扩散，造成局部偏析，在粉末高速钢中加入碳是利于致密化过程，与这种不均匀的液相有关。从本研究可见，在12201225e即在固相线温度以下1520e，M6C和MC碳化物仅稍许长大至34Lm，如果能在此温度下较快实现致密化，其性能虽不如热等静压的高速钢，但是会明显优于在固相线以上烧结的粉末高速钢。