1.7262非标准结构钢
1.7262 大大提高了LF炉的热效率，造渣10min后，基本形成了w（FeO+MnO）＜1%的渣系，且碱度较高，满足了脱硫的热力学条件，获得了良好的脱硫效果。造渣过程埋弧效果好从表2可以看出：在平均吨钢用量为9.31kg合成渣和2.79kg埋弧渣的条件下合成渣配合埋弧渣一起使用精炼10min后及精炼完成时的硫含量，η12，η14分别表示出钢到精炼前及出钢到精炼完成的脱硫率。
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德国15CrMo5(1.7262)结构钢的化学成分
C碳：0.13-0.17
Si硅:0.15-0.35
Mn锰: 0.80-1.10
P磷: ≤0.035
S硫:≤0.035
Cr铬: 1.0-1.30
Ni镍:--
Mo:0.20-0.30
B:-
Cu:≤-
● 渗碳结构钢的热加工、热处理与力学性能
1. 热加工温度/℃:1050-850
2. 热处理温度/℃:
A:退火:680-700℃
B:渗碳:840-880℃
C:淬火Ⅰ(心部):820-850℃
D:淬火Ⅱ(表层):810-830,油
E:回火:150-180℃
3. 退火后硬度HBW≤207
4. 心部力学性能(表面硬化后)
尺寸/mm:￠11,￠30,￠63
抗拉强度MPa:880-1180 780-1080 640-930
屈服强度MPa:635 590 440
伸长率%:9 10 11
面收缩率%:35 40 40
冲击功J:41 41 -
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1.7262 随着电子欠缺程度下降，金属原子半径随之减小，碳和金属元素的原子半径比rc/rm增加，合金C化物由间隙相向间隙化合物变化，C化物的稳定性减弱，其相应熔化温度和在A中溶解温度降低，其生成自由能的值减小，相应的硬度值下降。具有面心立方点阵的VC碳化物，稳定性高，约在900~950℃温度开始溶解，在1100℃以上开始大量溶解（溶解终结温度为1413℃）[17]；它在500~700℃回火过程中析出，不易聚集长大，能作为钢中强化相。中等碳化物形成元素W 、Mo形成的M2C和MC 碳化物具有密排和简单六方点阵，它们的稳定性较差些，亦具较高的硬度、熔点和溶解温度，仍可作为在500~650℃范围使用钢的强化相。M23C6(如Cr23C6等)具有复杂立方点阵，稳定性更差，结合强度较弱，熔点和溶解温度较低（在1090℃溶入A中），只有在少数耐热钢中经综合合金化后才有较高稳定性（如（CrFeMoW）23C6,可作为强化相。具有复杂六方结构的M7C3(如Cr7C3、 Fe4Cr3C3或Fe2Cr5C3)的稳定性更差，它和Fe3C类碳化物一样很易溶解和析出，具有较大的聚集长大速度，一般不能作为高温强化相[17]。我们仍从Fe-Cr-C三元相图可以简便了解H13钢中的合金碳化物相。按Fe-Cr-C系700℃[18~20]和870℃[9]三元等温截面的相图,对含0.4%C钢中,随Cr量增加会出现（FeCr）3C（M3C）和（CrFe）7C3(M7C3)型合金碳化物。注意在870℃图上,只有含Cr量大于11%才会出现M23C6）。另外根据Fe-Cr-C三元系在5%Cr时的垂直截面,对含0.40%C的钢在退火状态下为α相（约固溶1%Cr）和（CrFe）7C3合金C化物。当加热至791℃以上形成奥氏体A和进入（α+A+M7C3）三相区,在795℃左右进入（A+M7C3）两相区,约在970℃时,（CrFe）7C3消失,进入单相A区。当基体含C量﹤0.33%时,在793℃左右才存在（M7C3+M23C6和A）的三相区,在796℃进入（A+M7C3）区（0.30%C时），以后一直保持到液相。钢中残留的M7C3有阻止A晶粒长大的作用。Nilson提出，对1.5%C-13%Cr的成分合金，欠稳定（CrFe）23C6不形成[20]。当然,单以Fe-Cr-C三元系分析会有一些偏差,要考虑加入合金元素的影响。
