Cr13Ni5Co8Mo4高强不锈钢等温组织转变行为研究.docx
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Cr13Ni5Co8Mo4高强不锈钢等温组织转变行为研究
0Cr13Ni5Co8Mo4高强不锈钢等温组织转变行为研究
摘要：
本文主要研究等温热处理的温度和保温时长对0Cr13Ni5Co8Mo4高强不锈钢等温组织特征的影响，主要包括组织类型、数量、形貌、尺寸等。
对进行过等温热处理的试样，利用数显显微硬度仪测量试样的维氏硬度，可以得出：
在等温温度为650℃时保温3000s，硬度达到最高；在等温温度为750℃时保温1000s，硬度达到最高；在等温温度为800℃时保温5h，硬度达到峰值。
对试样用光学显微镜和扫描电子显微镜进行金相显微组织分析，可得：
样品在等温温度为650℃时保温3000s，有金属间化合物析出；样品在等温温度为750℃时保温2000s,有金属间化合物析出；样品在等温温度为850℃时保温8h,有金属间化合物析出，晶粒数量最多。
对试样进行X射线衍射分析，测得试样的物相的主要结构FCC和BCC结构，判定出对应的物相分别为马氏体和奥氏体。
关键词：
马氏体时效不锈钢；激光立体成形技术；等温组织组织演化
绪论
1.1引言
0Cr13Ni5Co8Mo4高强不锈钢是一种性能优异的马氏体时效不锈钢。
马氏体时效不锈钢不仅具有马氏体时效钢高强高韧的优点，还具有马氏体时效钢所不具备的耐蚀性能[1]。
这种新型的高强不锈钢目前被广泛应用于航空、航天、机械制造、原子能、医学等重要领域[2]。
激光立体成形技术是近几年才发展起来的一项高新制造技术，它在快速原型技术的基础上，结合了自动送粉激光熔覆技术，可以快速、高效地制造形状复杂的金属零件[3]。
激光立体成形的金属零件综合力学性能同锻件相当，而且可以通过优化成形工艺和采取合适的热处理工艺而达到基本上没有冶金缺陷的状态[4]。
此外，激光立体成形还具有成本低、效率高、成形复杂零件等诸多优点，适用于航空、航天、医学、模具、钢铁和机械等领域。
激光立体成形材料不同于铸锻态的组织特征源于其成形过程中独特的热历史，也就是快速升降温与随后的热循环与热积累。
已有研究表明，激光立体成形过程中由于热积累的存在，温度场很快会达到一个相对稳定的温度区间，在这一温度区间内，成形材料实际上是在发生近似于等温转变的组织演化过程。
因此，明晰材料的等温组织演化行为，是理解激光立体成形材料组织演化过程的重要基础。
本文研究的主要目的是明晰不同温度下0Cr13Ni5Co8Mo4高强不锈钢等温组织特征的演变规律，初步揭示0Cr13Ni5Co8Mo4高强不锈钢在不同的温度下保温不同时长后的等温组织转变行为，有助于理解、认识激光立体成形0Cr13Ni5Co8Mo4高强不锈钢组织特征的演变规律与机理，能够丰富激光增材制造高强度不锈钢组织演变的理论，为增材制造的工程化应用提供科学依据，推动其广泛应用于生产、生活或尖端科技等各个领域。
1.2马氏体时效不锈钢及其热处理
马氏体时效不锈钢
近年来，由于马氏体时效不锈钢表现出了非常优良的综合性能，所以关于马氏体时效不锈钢的研究开展了很多，以使得其广泛应用于生产生活中的各个领域。
马氏体时效不锈钢的研发最早始于美国。
1961年美国CarpenterTechnologyCo.研制了第一个含钴的PyromentX-12马氏体时效不锈钢，在这之后又先后开发了无钴的Custom450、Custom455及X-15、X-23等一系列马氏体时效不锈钢。
在这个时期，美国一些公司先后开发了AM363、Almar326、In736、PH13-8Mo、UnimarCR等马氏体时效不锈钢。
德国于1967、1971年先后研制成功了Ultrofort401-403等马氏体时效不锈钢，例如00Cr13Ni8Mo2NbTi。
我国从20世纪60年代后期到70年代中期先后开始对一般的马氏体时效钢以及更高强度马氏体时效钢的研究，并开发出了00Cr13Ni8Mo2NbTi等马氏体时效不锈钢。
到20世纪末，我国已经有10多个马氏体时效不锈钢获得了广泛的应用。
马氏体时效不锈钢的强化作用主要是通过马氏体相变和等温时效析出的金属间化合物来实现的。
马氏体时效不锈钢中的合金化元素主要可以分为三类：
第一类元素可以影响不锈钢的抗腐蚀性能，如Cr，是马氏体时效不锈钢中必不可少的合金化元素；第二类元素可以使钢中形成沉淀硬化相，使材料具有高强度的特点，如Mo、Cu、Ti等；第三类元素可以平衡组织以控制钢中δ-铁素体和残余奥氏体的含量，如Ni、Mn、Co等[5]。
此外，为了提高马氏体时效不锈钢的韧性，还应当降低钢中P、S、C、N等元素的含量[6]。
马氏体时效不锈钢由低碳或超低碳马氏体的相变强化效应和时效强化效应叠加的高强不锈钢。
它在固溶态的基本组织是表现为超低碳板条状马氏体，时效态表现为板条状的马氏体基体和弥散分布于其上的时效沉淀相。
板条马氏体是中、低碳钢及不锈钢、马氏体时效钢等铁基合金中形成的一种典型的马氏体组织。
它是由许多相互平行排列的板条所组成，空间形态是扁条状，板条马氏体内部的亚结构主要为高密度的位错，这些位错分布不均匀且相互缠结，形成胞状亚结构。
同时板条内部也有孪晶现象出现。
马氏体转变属于低温转变。
钢的马氏体组织是碳在α-Fe中的过饱和固溶体，具有很高的强度和硬度。
由于马氏体转变是在相对低的温度下进行的，碳原子和铁原子均不能进行扩散，故马氏体转变是典型的非扩散型相变[2]。
根据组织和强化机理的不同，马氏体不锈钢可分为马氏体不锈钢、马氏体沉淀硬化不锈钢、马氏体时效不锈钢以及超级马氏体不锈钢等[3]。
马氏体时效不锈钢的发展一方面是因为沉淀硬化不锈钢的某些性能较差常常不能满足人们需求而且热处理工艺复杂而需要改进，另一方面是受到了马氏体时效钢合金化的原理和良好的综合性能的启发。
马氏体时效不锈钢不仅具有高强、高韧和耐腐蚀等特点，还具有机械加工性能好、热处理工艺简单和焊接性能好等诸多优点。
因此，沉淀硬化不锈钢被马氏体时效不锈钢所取代是超高强度不锈钢未来的重要发展趋势。
1.2.2马氏体时效不锈钢的热处理研究
马氏体时效不锈钢要想获得较高的综合力学性能，必须经过一定的热处理工艺。
因为马氏体时效不锈钢成分比较复杂，而且在热处理工艺对其显微组织结构的影响方面研究不充分，加之其广阔的应用前景和优异的综合性能，引起了国内外许多专家学者的研究兴趣。
王启廷[3]研究了00Cr13Ni7Co5Mo4W2马氏体时效不锈钢经过热处理后的力学性能与组织结构得出结论：
1100℃×1h固溶处理后，经过510℃时效处理的马氏体时效不锈钢强韧性配合较好。
00Cr13Ni7Co5Mo4W2马氏体时效不锈钢固溶处理后的组织为均匀细小的板条状马氏体，时效后的组织仍为均匀细小的板条马氏体，但是在时效过程中析出的R相，起强化作用。
通过测试经过不同时效处理时间的马氏体时效不锈钢的动点位极化曲线得出：
9h时效处理的马氏体时效不锈钢耐腐蚀能力最好。
杨柯[7]等人通过对比分析不同起落架材料的性能优势，讨论了飞机起落架材料未来的发展方向及趋势，梳理了中国科学院金属研究所在飞机起落架用高强度不锈钢方面取得的最新进展。
从原子尺度上揭示了“Co效应”的基本原理。
设计了三种不同钴含量的马氏体时效不锈钢（除了Co元素，其他元素均处于同一数量级）。
经过1050℃固溶处理1小时+液氮深冷处理8小时+520℃时效处理12小时的热处理工艺，然后分析这种马氏体时效不锈钢的显微组织，发现Co元素的含量不会对不锈钢试样的显微组织和原始奥氏体晶粒尺寸产生明显的影响。
Co含量的增加可以提高马氏体时效不锈钢的硬度和屈服强度，Co元素能够增强析出相的析出强化作用。
在此研究基础上，成功地开发了一种新型Fe-Cr-Ni-Co-Mo-Ti马氏体时效不锈钢，其表现出优异的综合性能，未来有望替代当前使用的低合金高强度钢而成为下一代飞机或舰载机起落架的备选材料。
王飞云[8]等人自主研发设计了一种以Al为主要强化元素的新型马氏体时效不锈钢。
通过研究不同的热处理工艺对马氏体时效不锈钢微观组织和力学性能的影响，发现当试样经过820℃固溶0.5h+（-70℃）冷处理2h+540℃时效处理4h后实验钢能够获得良好的综合力学性能。
经固溶处理后得到的基体为细小均匀的板条马氏体组织，并且随着固溶温度的提高，马氏体会逐渐粗化。
在时效处理过程中，马氏体基体上会析出B2型结构的、弥散细小的NiAl有序相，从而产生强烈的时效强化效果。
这种强烈的时效强化效果可使得实验钢的强度、硬度大幅度提高，冲击韧度下降。
由此可知，此不锈钢的主要强化机理是析出的强化相NiAl所起到的时效强化作用。
时效过程中会发生马氏体到奥氏体的逆转变，随着时效温度的提高，逆转变奥氏体的数量增多、尺寸会变大。
姜越等[9]通过金相显微镜、透射电镜分析超低碳马氏体时效不锈钢00Cr13Ni7Co5Mo4W的显微组织结构，利用热力学计算软件分析此不锈钢析出行为，最终发现00Cr13Ni7Co5Mo4W马氏体时效不锈钢在固溶加热过程中会产生高温析出现象，固溶温度在950℃以上时Laves-Fe2Mo相全部溶解，在时效过程中析出强化相为R相。
经过1100℃1h+490℃8h处理后马氏体时效不锈钢会具有良好的强韧性配合。
李驹[10]通过实验研究发现随着冷加工变形量的增加，00Cr12Ni9Mo4Cu2马氏体时效不锈钢的维氏硬度呈线性变化，经过冷加工变形后基体中的残余奥氏体量下降。
因此时效前的冷加工变形不仅使该材料加工硬化，而且产生应变诱发马氏体。
该马氏体时效不锈钢在450℃、475℃和500℃下时效的初期，维氏硬度迅速增加。
450℃下保温2h达到最大值。
随时效时间延长至24h，硬度基本保持不变。
但温度越高材料越早出现软化现象。
JialongTian等[11]基于合金设计创新理念，开发了一种具有高强度、高韧性和高耐蚀性的新型马氏体时效不锈钢。
在透射电子显微镜（TEM）和原子探针层析技术（APT）分析相结合的基础上，在原子尺度上对不同类型的沉淀进行了细致的表征。
发现马氏体不锈钢的主要强化相为Ni3Ti和富Mo相，在时效过程中，Ni和Ti溶质的析出反应比Mo溶质快得多。
结合形态学观察和聚类分析，根据富钼核的长大过程，提出了过饱和固溶体→Ni+Ti团簇→Ni3Ti核→Ni3Ti核和富钼偏析→核壳结构（Ni3Ti相和片状富Mo相）或大球状富Mo相的沉淀机理。
YongcanLi等[12]等通过在钢的基体中加入三种不同的沉淀剂，研制出了强度可以达到1.9GPa的马氏体时效不锈钢。
用原子探针层析技术（APT）表征了时效不同时间后钢中析出相的尺寸、形貌和化学成分，确定为η相Ni3（Ti，Al）、富Mo相和富Cr相，这些相是由初始强化剂Ni–Ti–Al、富Mo和富Cr团簇析出的，形成于衰老早期。
由于在整个时效处理过程中，沉淀态/基体界面处的富Mo相和富Cr相的偏析阻碍了η相的粗化，因此,即使这种马氏体时效不锈钢时效100h，钢的强度仍保持在1850MPa以上，基本上不会下降。
张洪林等[13]等通过使用XRD、SEM、EBSD、TEM和拉伸冲击实验等多种手段，主要研究了时效温度对00Cr12Ni10MoTi马氏体时效不锈钢的组织的影响。
00Cr12Ni10MoTi钢的固溶态基体为板条状马氏体，晶粒尺寸没有发生明显变化但是在500℃时效处理后可以清晰地看到板条马氏体的轮廓，板条之间的间距变大并且具有一定的方向性。
最终得出结论：
当00Cr12Ni10MoTi马氏体时效不锈钢的时效温度低于500℃，马氏体的组织结构变化不明显；当时效温度大于等于500℃时，在马氏体基体中会生成约20%的条带状逆变奥氏体，这种逆变奥氏体有改善钢的冲击韧性的作用，00Cr12Ni10MoTi钢的主要析出强化相为η-Ni3Ti，在500℃时效可最大程度发挥其析出强化效果。
1.3激光立体成形技术
激光立体成形技术（LaserSolidForming，LSF）是从20世纪80年代初期发展起来的一项先进制造技术，能够实现高性能复杂结构金属零件的无模、灵活、快速成型。
激光立体成形技术是一种典型的典型的金属增材制造技术。
该技术可以用于承受强大力学载荷或结构形状复杂的三维实体金属零件的快速制造，也可应用于具有较大体积制造缺陷、误加工损伤或服役损伤零件的修复。
激光立体成形技术的主要用于高性能和复杂结构的金属零件的制造和修复。
激光立体成形件的持久寿命远高于锻件和铸件标准，只是塑性略低[4]。
利用激光立体成形技术加工零件的主要步骤为：
首先在计算机中对零件进行三维建模，然后将零件模型的三维信息转换成一系列二维轮廓信息，随后在计算机控制下，用激光熔覆的方法将材料按照预先设定好的计算机程序进行逐层堆积，得到三维实体零件，再经过少量机械加工和必需的热处理即可得到最终的实际零件。
在实际生产制造过程当中，激光立体成形技术不仅材料利用率高、研制周期短，而且在成本控制方面均优于铸造和锻造技术。
而且激光立体成形件的力学性能与传统技术相当或更优[3]。
金属增材制造技术主要包含以SLF技术为代表的同步送粉激光熔覆技术和以选区激光熔化技术为代表的粉末床成形技术两个技术方向[14]。
另外，由于SLM技术的沉积效率要比LSF技术低1~2个数量级，所以用SLM技术制造的成形件复杂程度基本不受限制。
通常可以实现力学性能优于铸件的高复杂性零件的制造。
近年来，激光立体成形在制造高性能复杂金属零件方面越来越受欢迎，许多实验表明：
对于SLF成形不同种类的钢，总是能获得令人满意的综合力学性能。
ChunpingHuang等[15]采用了SLF技术和淬火回火工艺制备34CrNiMo6钢，最终测试结果表明34CrNiMo6钢具有很高的强度和塑形，拉伸性能符合锻造标准，拉伸强度和延伸率都大于锻造试样。
LSF钢的稳定态组织由5-7μm铁素体和细小碳化物组成，在经过热处理后组织转变为回火索氏体。
存在缺陷的LSF钢试样的拉伸断口显示出气孔和凝固裂纹的存在。
但是这两种缺陷对拉伸性能的影响很小。
王华明等[16]在对激光增材制造高性能钛合金的过程中，对凝固晶粒形态和显微组织控制展开了深入的研究，发现在激光增材制造钛合金构件的过程中存在熔池底部外延生长和顶部异质形核两种主导形核生长机制。
在逐层熔化沉积激光增材制造过程中，提高熔池温度梯度、促进池底晶体外延生长和抑制熔池表面的异质形核均可以获得定向生长全柱状晶组织，这种组织具有优异的高温持久蠕变性能。
对激光增材制造经+热处理后获得双相钛合金构件进行研究，由于其比界面积极高，其塑性变形抗力尤其是抵抗裂纹扩展能力极其优异，发现其不仅具有优异的静强度、疲劳强度及高温蠕变等综合力学性能条件，还具有异常优异的损伤容限性能。
激光立体成形这项先进技术虽然优势众多，非常得受欢迎。
但是这种技术成型的金属会不可避免产生气孔，裂纹等缺陷，这就要求人们从成型参数的设置以及适当的热处理工艺去改进和优化。
激光立体成形技术正在不断进步，也不断地正在被用来成型更多种类的材料，不断地去探索更宽广的领域，也即将会被推向新一轮的巅峰。
1.4激光增材制造高强钢的研究
激光增材制造技术的兴起为高性能材料的性能提升与应用拓展提供了新的技术途径。
高强钢的增材制造研究也得到了发展。
因此，国内外许多专家学者都对研究激光增材制造高强钢非常感兴趣。
刘正武[17]对激光增材制造的05Cr15Ni5Cu4Nb马氏体不锈钢的沉积态组织经时效热处理后的进行研究，发现其具有明显的枝晶形貌，但柱状晶边界难以分辨；马氏体组织明显细化，表明经调整时效热处理之后，组织成分变得均匀。
经固溶时效处理后，05Cr15Ni5Cu4Nb马氏体不锈钢柱状晶及枝晶形貌均难以分辨，显微组织为回火马氏体，相比沉积态组织，直接时效态和固溶时效态组织的塑性稍有降低，延伸率均为11.25%，但是强度得到大幅提升。
调整时效态的组织可以使不锈钢获得良好的强韧性配比。
Y.D.Wang等[18]等研究热处理对激光增材制造马氏体不锈钢1Cr12Ni2WMoVNb组织与力学性能的影响。
材料分别在1050℃，1100℃，1150℃，1200℃的温度下固溶处理30min后在油中淬火，再对1150℃固溶处理的样品进行调质处理。
材料经1150℃固溶处理后通过相变，有效地将柱状晶转变为等轴晶，而在1050℃的固溶处理并不能很好地消除各向异性。
固溶后再经调质处理可使材料的抗拉强度与断后伸长率超过锻件，达到较为理想的结果，处理后的材料冲击韧性略低于锻件，且冲击韧性值较为分散，这可能是沉积钢中存孔隙的原因。
戴晓琴[19]等采用激光增材制造技术制备304不锈钢零件显微组织致密，具有涂层低部的柱状晶与涂层中上部的等轴晶生长特征，经检测无气孔与裂纹，主要由γ-（Fe，C）与马氏体C0.055Fe1.945组成。
激光增材制造304不锈钢的抗电化学腐蚀性能、屈服强度与抗拉强度、伸长率均优于传统制造的304不锈钢，表明激光增材制造304不锈钢显微结构与性能可用于修复工业领域304不锈钢关键零部件。
王志会[20]等采用激光增材制造技术制备了AF1410超高强度钢厚板试样，未经过热处理的试样钢沉积态的横向、纵向组织存在差异并且可能存在微观偏析，于是对AF1410钢试样钢采取了均匀化热处理和传统热处理工艺相结合的热处理制度。
利用OM、XRD以及SEM分析其沉积态和热处理后的微观组织、维氏硬度计测硬度及使用万能测试机测热处理后试样室温拉伸性能的变化。
激光增材制造沉积态组织具有定向凝固组织特征，表现为沿沉积方向生长的胞状柱晶，且硬度相对较低。
经1200℃均匀化处理后，定向生长的胞状柱晶形貌明显消失，组织发生等轴化转变，但晶粒粗化明显。
经过后续热处理后，组织得到细化，获得了细小的回火马氏体组织。
张立波[21]探究了不同工艺参数，包括光斑直径、扫描速度、激光功率、送粉率、搭接率等参数对T250钢激光成形特性的影响规律,经过优化参数，他利用激光快速成形工艺制备出无明显缺陷、内部组织致密的沉积态T250钢试样。
对沉积态组织进行分析，发现沉积态组织主要是由具有一定生长方向的胞晶和树枝晶组成，其微观偏析较为严重。
底部枝晶分枝不明显且一次枝晶间距较小，顶部枝晶分支现象较为明显并且枝晶间距变大。
通过进一步探究热处理制度对试样组织及性能的影响，得出了最佳的热处理方案为1050℃×1h/水冷+950℃×1h/水冷+920℃×1h/水冷+900℃×1h/水冷+820℃×1h/空冷+510℃×3h/空冷。
在该工艺下，高温均匀化处理不但改善了沉积态组织中的成分偏析，又通过循环相变工艺细化了晶粒，成功解决了高温均匀化过程造成的晶粒粗大问题，使热处理后的成形件保持了较好的综合力学性能。
黄玉山等[22]为了探究热处理对选区激光熔化马氏体时效钢组织和性能的影响，设计正交实验对不锈钢的热处理工艺进行优化。
热处理过程中影响拉伸性能的因素主要有时效温度、固溶时间、时效时间、固溶温度四个因素，其中时效温度对拉伸性能的影响最大，固溶温度对拉伸性能的影响最小。
选区激光熔化成形的马氏体时效钢的组织以马氏体为主，含有少量的奥氏体，但是经过热处理后主要由针状马氏体组成。
在此次正交试验中，比较理想的热处理工艺是880℃固溶处理100min+480℃时效处理2h，在提高试样的强度和硬度的同时能够保留钢的塑韧性，使它达到最优的综合力学性能。
SLM成型试样的硬度经过热处理后提高了56%~69%。
由此可见，固溶时效处理显著提高了选区激光熔化成型的马氏体时效钢的硬度。
断口形貌表现为细小蜂窝状的韧窝，断裂形式为穿晶韧性断裂。
因此固溶时效处理后的SLM成型试样具有良好的塑形与较高的强度。
1.5本文研究内容
本文研究的主要目的是明晰不同温度下0Cr13Ni5Co8Mo4高强不锈钢等温组织特征的演变规律，初步揭示0Cr13Ni5Co8Mo4高强不锈钢在不同的温度下保温不同的时间后等温组织转变行为。
本文针对0Cr13Ni5Co8Mo4高强不锈钢等温组织转变行为进行研究。
主要研究内容包括：
（1）研究0Cr13Ni5Co8Mo4高强不锈钢在不同温度下保温不同时长的组织特征。
（2）研究不同温度下0Cr13Ni5Co8Mo4高强不锈钢的等温组织转变规律与行为特征。
2实验材料及方法
2.1等温热处理原料的准备
实验的初始材料为从厂家直接购买的0Cr13Ni5Co8Mo4不锈钢棒材，利用线切割切割成Φ10mm×15mm的热处理试样，如图2-1所示。
图2-1实验所用0Cr13Ni5Co8Mo4不锈钢棒材
Fig.2-10Cr13Ni5Co8Mo4stainlesssteelbarforexperiment
取已经分割好的一段试样，选择较为平整的一个端面，用砂纸进行打磨，直至表面没有明显划痕时即可，用酒精清洗表面过后然后用腐蚀剂进行腐蚀，最后使用手持式直读光谱仪对其化学成分进行检测，实验材料化学成分及标准成分范围如表2-1所示。
表2-1实验所用0Cr13Ni5Co8Mo4不锈钢试样化学成分（wt%）
Tab.2-1Composition（wt%）of0Cr13Ni5Co8Mo4stainlesssteelpowderusedintheexperiment
合金元素
C
Cr
Ni
Co
Mo
Si
Mn
Al
Fe
标准成分范围（wt%）
≤0.03
12.5~13.5
4.5~5.5
7.5~8.5
3.5·4.5
—
—
—
剩余
实测含量（wt%）
—
13.28
5.63
7.64
4.01
0.599
0.434
0.459
剩余
2.20Cr13Ni5Co8Mo4高强不锈钢的等温热处理
等温热处理工艺参数
由铁碳相图可知：
在A1温度以上，奥氏体是稳定的，不会发生转变；在A1温度以下，由于奥氏体不稳定，奥氏体将向其他组织转变，这种奥氏体被称为过冷奥氏体。
在实际生产的热处理过程中，有两类方法冷却奥氏体：
一类是等温冷却，即将处于奥氏体状态的钢迅速冷却至临界点以下某一温度并保温一定时间，让过冷奥氏体在该温度下发生组织转变，然后再冷却至室温；另一类方法是连续冷却，即将处于奥氏体状态的钢以一定的速度冷却至室温。
本文等温热处理研究拟为激光立体成形0Cr13Ni5Co8Mo4高强不锈钢的组织演化研究提供等温转变行为基础，因此等温热处理工艺（温度、时长）应模拟激光立体成形过程的热历史特征。
参考激光立体成形过程中的温度场特征[23]，600~800℃通常为典型的热稳定温度区间；根据成形零件尺寸的差异，热稳定温度区间的典型时间为若干分钟至若干小时。
根据上述典型热稳定温度场特点，选择热处理温度分别为650℃、750℃和800℃，各温度范围的保温时间为650℃保温700s~9000s，750℃保温650s~6000s，800℃保温1h~7h。
参考0Cr13Ni5Co8Mo4的热处理工艺，奥氏体化工艺为1050℃保温1.5h。
综上，等温热处理实验工艺参数如表2-2所示。
表2-2不锈钢试样的等温热处理方案
Tab.2-2Isothermalheattreatmentofstainlesssteelsample
温度（℃）
试样
时间
650
A1
700s
A2
1200s
A3
3000s
A4
7000s
A5
9000s
750
B1
650s
B2
1000s
B3
2000s
B4
4000s
B5
6000s
800
C1
1h
C2
3h
C3
4h
C4
5h
C5
7h
等温热处理设备及器材
0Cr13Ni5Co8Mo4高强不锈钢的奥氏体化处理采用2.0KW1200℃井式炉，等温热处理采用1.2KW1200℃箱式炉，如图2-2所示。
奥氏体化处理和等温热处理温度偏差不超过±10℃.
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