| 牌號① | 化學(xué)成分 (質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%) | ||||||
| C | Si | Mn | Cr | Mo | Ni | Cu | |
| KmTBNi4Cr2–DT | 2.4～3.O | ≤0.8 | ≤2.0 | 1.5～3.O | ≤1.0 | 3.3～5.O | — |
| KmTBNi4Cr2–GT | 3.O～3.O | ≤0.8 | ≤2.0 | 1.5～3.O | ≤1.0 | 3.3～5.O | — |
| KmTBCr9Ni5 | 2.5～3.6 | ≤2.0 | ≤2.0 | 7.O～11.O | ≤1.0 | 4.5～7.O | — |
| KmTBCr2 | 2.1～3.6 | ≤1.2 | ≤2.0 | 1.5～3.O | ≤1.0 | ≤1.0 | ≤1.2 |
| KmTBCr8 | 2.1～3.2 | 1.5～2.2 | ≤2.0 | 7.O～11.O | ≤1.5 | ≤1.0 | ≤1.2 |
| KmTBCr12 | 2.O～3.3 | ≤1.5 | ≤2.0 | 11.0～14.0 | ≤3.0 | ≤2.5 | ≤1.2 |
| KmTBCr15Mo② | 2.O～3.3 | ≤1.2 | ≤2.0 | 14.0～18.O | ≤3.0 | ≤2.5 | ≤1.2 |
| KmTBCr20Mo② | 2.O～3.3 | ≤1.2 | ≤2.0 | 18.O～23.O | ≤3.0 | ≤2.5 | ≤1.2 |
| KmTBCr26 | 2.O～3.3 | ≤1.2 | ≤2.0 | 23.O～30.O | ≤3.0 | ≤2.5 | ≤2.0 |
①牌號中，“DT”和“GT”分別是“低碳”和“高碳”的漢語拼音字的個(gè)大寫字母，表示該牌號含碳量的高低。
②一般情況下，該牌號應(yīng)含鉬(Mo)。
BTMNi4Cr2-DT、BTMNi4Cr2-GT、BTMCr9Ni5、BTMCr2、BTMCr8、BTMCr12-DT、BTMCr12-GT、BTMCr15、BTMCr20、BTMCr26、KMTBCr24-G、BTMCr32、KMTBCr26、Mn13、ZGMn13Mo2、ZGMn13、Mn13、ZGMn13Mo2、ZGCrNiMo、ZGNiCrMo、ZGCr5MoG，BTMCr32、ZG50Cr18Ni4MoVWCuRe、ZGMn13-4、JM6B、JM7A、JM14、BTMCr15、ZGCr20Ni3Mo3Re、BTMCr12Mn3W、ZGCrNiMo、ZG30Cr25Ni6、ZG3Cr24Ni7NRe、ZG3Cr24Ni7SiNRe、ZG40CrSiN、ZG33Cr13Ni4Re、ZG40CrNiRe、ZG30CrMnSi、ZGCr15Re、ZGCr25MoRe
合金高錳鋼經(jīng)水韌處理后,隨著回火溫度逐漸升高至250℃,合金高錳鋼的磨損量降低,耐磨性能上升,在250℃時(shí)為值。當(dāng)溫度從 250℃升到350℃時(shí),其磨損量略有增加,耐磨性能有所下降,但仍優(yōu)于合金高錳鋼在常規(guī)水韌處理后的耐磨性能。當(dāng)溫度繼續(xù)升高到500℃時(shí),磨損量繼續(xù)增加,耐磨性能下降,低于水韌態(tài)時(shí)的耐磨性,這進(jìn)一步證明了合金高錳鋼中有序微區(qū)的存在。
對于普通高錳鋼而言,隨著溫度的升高,奧氏體基體中的碳原子也發(fā)生了遷移,并與Mn形成C-Mn原子對,但是由于錳、碳原子間的結(jié)合相對較弱,其短程有序微區(qū)的尺寸相對很少,250℃回火后其晶格畸變有一定程度的恢復(fù),所以在250℃回火后所表現(xiàn)出的耐磨性較之水韌態(tài)的耐磨性幾乎沒有提高。由于固溶強(qiáng)化作用的減弱,其耐磨性能反而略有下降。當(dāng)回火溫度繼續(xù)從250℃升到350℃時(shí),合金高錳鋼中碳原子的活度繼續(xù)隨溫度的升高而增加,此溫度回火處理后仍無碳化物析出,但此時(shí)奧氏體的晶格畸變程度進(jìn)一步降低,固溶強(qiáng)化作用減弱,但是由于碳化物尚未析出,仍有大量微區(qū)存在,其耐磨性能相對于 250℃回火時(shí)雖有下降,但仍比水韌態(tài)的耐磨性高。對于普通高錳鋼,當(dāng)溫度升高到400℃時(shí),從衍射譜線上看出某些富碳微區(qū)的碳化物開始析出,此時(shí),新析出的碳化物尚未長大,彌散強(qiáng)化作用比較理想。另外一些微區(qū)仍處于碳化物析出前的亞結(jié)構(gòu)狀態(tài),因?yàn)檫@些亞結(jié)構(gòu)狀態(tài)的微區(qū)為富碳區(qū),故C-Mn有序原子對較豐富。這些彌散均勻分布的微區(qū)以及彌散分布的碳化物對位錯(cuò)的釘扎作用在一定程度上彌補(bǔ)了固溶強(qiáng)化減弱的影響,所以宏觀力學(xué)性能表現(xiàn)為耐磨性能下降不明顯。當(dāng)溫度繼續(xù)升高到500℃時(shí),由圖4可知,合金高錳鋼開始析出碳化物,此時(shí)奧氏體的基本晶格常數(shù)已基本趨于正常,而且由于合金碳化物的析出,基體含碳量明顯下降,大大影響了有序微區(qū)的形成,從而影響了加工硬化的效果,所以宏觀耐磨性能呈下降趨勢。
可以看出C-Mn有序原子對的微區(qū)團(tuán)簇對高錳鋼的耐磨性能有著重要的影響。水韌處理的合金高錳鋼,再經(jīng)250℃回火處理后,由于Cr對C-Mn原子對的“鉸鏈作用”,其表現(xiàn)出的耐磨性能高于含碳量較高的普通高錳鋼。合金高錳鋼的回火溫度升高至500℃后,由于受碳化物析出的影響,有序團(tuán)簇強(qiáng)化作用減弱,再加上固溶強(qiáng)化作用的減弱,其耐磨性能明顯下降。模具一定要在淬火、回火處理后再進(jìn)行強(qiáng)化處處理；操作要細(xì)心，電極沿被強(qiáng)化表面的移動速區(qū)要均勻、要控制好時(shí)間：模具經(jīng)電火花強(qiáng)化處理后。表面產(chǎn)生殘余拉應(yīng)力，因此要補(bǔ)加一道低于回火溫度30-50℃的去應(yīng)力處理。
(1)電火花強(qiáng)化是在空氣中進(jìn)行，不需要特殊、復(fù)雜的處理裝置和設(shè)備，工件強(qiáng)化前不需經(jīng)過特殊預(yù)處理。
( 2)放電端點(diǎn)的面積小，放電的熱作用只發(fā)生在零部件表面的微小區(qū)域內(nèi)，被強(qiáng)化零部件基體不產(chǎn)生退火或熱變形。
( 3)不受零部件形狀限制，對需修復(fù)局部、有少量損傷、焊接性差以及淬火狀態(tài)工件修復(fù)更具優(yōu)勢。
( 4) 強(qiáng)化層重新合金化形成的新合金層，結(jié)合非常牢固，不易發(fā)生剝落。
( 5)強(qiáng)化層厚度、表面粗糙度控制相對簡單。加工余量少，電火花強(qiáng)化處理后可作為最終工序。一般情況下，不許再拋光。
( 6)電極材料來源廣，耗量小，容易實(shí)現(xiàn)異種材料強(qiáng)化層，同時(shí)可以根據(jù)強(qiáng)化目的選擇電極材料。
( 7) 對零部件能在線強(qiáng)化、修復(fù)，強(qiáng)化部位不會產(chǎn)生銹蝕，并可在損壞的強(qiáng)化層上多次進(jìn)行強(qiáng)化處理。既可用于提高零件的硬度及耐磨性又可用于磨損件的修復(fù)。
電火花表面合金化的方法獲得的耐燒蝕涂層比鍍鉻涂層和未處理的基材性能有很大提高，使用中未處理基材3次燒蝕循環(huán)就嚴(yán)重氧化脫落一層氧化皮。鍍鉻層處理后燒蝕2次循環(huán)時(shí)產(chǎn)生明顯宏觀裂紋并開始剝落，至27 次循環(huán)時(shí)，鍍鉻層幾乎全部脫落; 而電火花強(qiáng)化層至30次燒蝕循環(huán)后，僅表面顏色變暗，涂層厚度無明顯減薄，更無裂紋和剝落現(xiàn)象。這表明電火花表面合金化是獲得耐燒蝕涂層的有效技術(shù)。
鈦具有重量輕、比強(qiáng)度高、耐腐蝕性能強(qiáng)等優(yōu)點(diǎn)，由于鈦合金對碳和氧的親和力大，對磨損部位進(jìn)行表面滲碳，取得了良好的效果，滲碳層的厚度100μm，顯微硬度為HRC70以上。
