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

合金高锰钢经水韧处理后,随着回火温度逐渐升高至250℃,合金高锰钢的磨损量降低,耐磨性能上升,在250℃时为最大值。当温度从 250℃升到350℃时,其磨损量略有增加,耐磨性能有所下降,但仍优于合金高锰钢在常规水韧处理后的耐磨性能。当温度继续升高到500℃时,磨损量继续增加,耐磨性能下降,低于水韧态时的耐磨性,这进一步证明了合金高锰钢中有序微区的存在。
    对于普通高锰钢而言,随着温度的升高,奥氏体基体中的碳原子也发生了迁移,并与Mn形成C-Mn原子对,但是由于锰、碳原子间的结合相对较弱,其短程有序微区的尺寸相对很少,250℃回火后其晶格畸变有一定程度的恢复,所以在250℃回火后所表现出的耐磨性较之水韧态的耐磨性几乎没有提高。由于固溶强化作用的减弱,其耐磨性能反而略有下降。当回火温度继续从250℃升到350℃时,合金高锰钢中碳原子的活度继续随温度的升高而增加,此温度回火处理后仍无碳化物析出,但此时奥氏体的晶格畸变程度进一步降低,固溶强化作用减弱,但是由于碳化物尚未析出,仍有大量微区存在,其耐磨性能相对于 250℃回火时虽有下降,但仍比水韧态的耐磨性高。对于普通高锰钢,当温度升高到400℃时,从衍射谱线上看出某些富碳微区的碳化物开始析出,此时,新析出的碳化物尚未长大,弥散强化作用比较理想。另外一些微区仍处于碳化物析出前的亚结构状态,因为这些亚结构状态的微区为富碳区,故C-Mn有序原子对较丰富。这些弥散均匀分布的微区以及弥散分布的碳化物对位错的钉扎作用在一定程度上弥补了固溶强化减弱的影响,所以宏观力学性能表现为耐磨性能下降不明显。当温度继续升高到500℃时,由图4可知,合金高锰钢开始析出碳化物,此时奥氏体的基本晶格常数已基本趋于正常,而且由于合金碳化物的析出,基体含碳量明显下降,大大影响了有序微区的形成,从而影响了加工硬化的效果,所以宏观耐磨性能呈下降趋势。
    可以看出C-Mn有序原子对的微区团簇对高锰钢的耐磨性能有着重要的影响。水韧处理的合金高锰钢,再经250℃回火处理后,由于Cr对C-Mn原子对的“铰链作用”,其表现出的耐磨性能高于含碳量较高的普通高锰钢。合金高锰钢的回火温度升高至500℃后,由于受碳化物析出的影响,有序团簇强化作用减弱,再加上固溶强化作用的减弱,其耐磨性能明显下降。模具一定要在淬火、回火处理后再进行强化处处理；操作要细心，电极沿被强化表面的移动速区要均匀、要控制好时间：模具经电火花强化处理后。表面产生残余拉应力，因此要补加一道低于回火温度30-50℃的去应力处理。