鋼 種
|
退 火 處 理
|
淬火處理
|
回 火 處 理
|
||||||||||
加 熱
|
球 化
|
硬度
（HB） |
加熱溫度
（℃） |
加熱系數(shù)
（S/mm） |
第一次回火
|
第二～三次回火
|
|||||||
溫度
（℃） |
時(shí)間
（h） |
溫度
（℃） |
時(shí)間
（h） |
溫度
（℃） |
時(shí)間
（min） |
冷卻方式
|
溫度
（℃） |
時(shí)間
（min） |
冷卻方式
|
||||
CG-2
|
810
|
2～3
|
660
|
4～6
|
241～270
|
1100
|
18～25
|
540
|
120
|
空
|
540
|
120
|
59～62 |
O12Al
|
860
|
4
|
710～720
|
6
|
200～230
|
1100
|
30
|
510
|
120
|
油
|
540
|
90
|
60～62 |
65Nb
|
860
|
2
|
740
|
5～6
|
183～207
|
1150
|
15
|
540
|
90
|
空
|
540
|
90
|
58～60 |
LD1
|
850
|
2～3
|
740
|
4～6
|
210～240
|
1100
|
25
|
540
|
120
|
空
|
540
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90
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59～62 |
鋼 種
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退 火 處 理
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淬火處理
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回 火 處 理
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加 熱
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球 化
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硬度
（HB） |
加熱溫度
（℃） |
加熱系數(shù)
（S/mm） |
第一次回火
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第二～三次回火
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溫度
（℃） |
時(shí)間
（h） |
溫度
（℃） |
時(shí)間
（h） |
溫度
（℃） |
時(shí)間
（min） |
冷卻方式
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溫度
（℃） |
時(shí)間
（min） |
冷卻方式
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||||
CG-2
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810
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2～3
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660
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4～6
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241～270
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1100
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18～25
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540
|
120
|
空
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540
|
120
|
59～62 |
O12Al
|
860
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4
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710～720
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6
|
200～230
|
1100
|
30
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510
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120
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油
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540
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90
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60～62 |
65Nb
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860
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2
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740
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5～6
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183～207
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1150
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15
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540
|
90
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空
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540
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90
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58～60 |
LD1
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850
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2～3
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740
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4～6
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210～240
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1100
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25
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540
|
120
|
空
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540
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90
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59～62 |
經(jīng)固溶處理(1000～1050℃，1h，空冷)獲得的組織是奧氏體加少量鐵素體，在隨后500～800℃進(jìn)行調(diào)整處理時(shí)，由于原子在鐵素體中擴(kuò)散速度要比在奧氏體中快，且鐵素體內(nèi)含鉻量高，碳化物(Cr23C6)易沿著α(δ)和r的相界面析出，又降低了奧氏體中碳及合金元素的含量，從而提高這類鋼的Ms點(diǎn)，使之獲得更多的馬氏體。α(δ)鐵素體量不能過多，否則不利于熱加工，也不參與馬氏體轉(zhuǎn)變，會(huì)降低鋼的強(qiáng)度。
2.調(diào)整處理
固溶處理后進(jìn)行的中間處理，一般又稱調(diào)整處理，目的是獲得一定數(shù)量的馬氏體，從而使鋼強(qiáng)化，常用以下三種方法：
(1)中間時(shí)效法(簡稱T處理法)固溶處理后再加熱至(760±15)℃，保溫90min，因有Cr23C6碳化物從奧氏體中析出，降低了奧氏體中的碳及合金元素含量，使Ms點(diǎn)升高到70℃，隨后冷卻到室溫便得到馬氏體+α鐵素體+殘余奧氏體組織，殘余奧氏體在隨后510℃時(shí)效才分解完。
(2)高溫調(diào)整及深冷處理法(R處理法)固溶后，行先加熱到950℃保溫90min。由于升高了Ms點(diǎn)，冷卻到室溫，可得到少量馬氏體；之后再經(jīng)-70℃冷處理，保溫8h，就可獲得一定數(shù)量的馬氏體。
(3)冷變形法(C處理法)固溶處理后，在室溫下冷變形，冷變形時(shí)形成馬氏體的數(shù)量與變形量及不銹鋼的成分有關(guān)。一般變形量在15%～20%就能獲得必要數(shù)量的馬氏體，過大的變形量會(huì)使馬氏體發(fā)生加工硬化，使塑性顯著下降。
3.時(shí)效處理(H處理)
調(diào)整處理后，均須進(jìn)行時(shí)效處理。時(shí)效處理是這類鋼進(jìn)行強(qiáng)化的另一途徑。當(dāng)時(shí)效溫度高于400℃，會(huì)從馬氏體中析出金屬間化合物(如Ni3Ti等)，呈高度彌散分布，起沉淀硬化作用。一般在約500℃進(jìn)行時(shí)效，可獲得高的強(qiáng)度及硬度。
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