20CrMnTi簡(jiǎn)介

1、20CrMnTi簡(jiǎn)介20CrM nTi簡(jiǎn)介20CrMnTi是滲碳鋼,滲碳鋼通常為含碳量為0.仃-0.24%的低碳鋼。 常作為齒輪鋼用作制造 汽車、 摩托車、農(nóng)用車、各種工程機(jī)械的傳動(dòng)齒 輪,廣泛應(yīng)用于機(jī)械、汽車等行業(yè)高，在保證淬透情況下，具有較高的強(qiáng)度和韌性，特別是具有較咼的低溫沖擊韌，面滲碳硬化處理用鋼具有良好的加工性， 加工變 形微小， 抗疲勞性能相當(dāng)好?；瘜W(xué)成份碳C:0.170.23硅Si:0.170.37錳Mn:0.801.10鉻Cr:1.001.30硫S:允許殘余含量0.035磷P:允許殘余含量0.035鎳Ni:允許殘余含量0.030銅Cu:允許殘余含量鈦Ti:0.040.102ko

2、其淬透性。20CrMnTi表10斷面收縮率書():45沖擊功Akv (J): 55沖擊韌性值a kv (J/cm2): 69(7)硬度：10-51/C3熱處理規(guī)范：淬火_:第一次880 C ,第二次870 C ,油冷;回火200 C，水冷、空冷。金相組織：回火馬氏體?；鼗鸾M織與性能的研究20crM nTi鋼是低碳低合金結(jié)構(gòu)鋼，該鋼通常在化 學(xué)熱處理狀態(tài)下使用。經(jīng)滲碳或碳氮共滲處理后，具有良好的耐磨性能和抗彎強(qiáng)度,以及較高的抗多次沖擊能力。該鋼還可在調(diào)質(zhì)狀態(tài)下使用，其熱處理工藝簡(jiǎn)單，熱 加工和冷加工性能均較好，在兵器工業(yè)性能：抗拉強(qiáng)度屈服強(qiáng)度a s (MPa):a b (MPa): 1080(1

3、10) 835(85)-4-中,主要用來(lái)制造截面在30mm以下的承受中等-5-載荷的零件，如履帶車輛的左右分離 圈、同步器固定齒套等。20crM nTi鋼作為低碳馬氏體用鋼，經(jīng)淬火低 溫回火后，在獲得高強(qiáng)度的同時(shí)，比優(yōu)質(zhì)碳素鋼 有更好的塑性、韌性的配合，其冷脆傾向較小，低溫沖擊值高，綜合機(jī)械性能良好，可用以制造 中小尺寸的高強(qiáng)度零件熱處理工藝不同，特別是不同溫度回火后，鋼材具有不同的組織和性能。研究表明，該鋼在200C回火時(shí)其強(qiáng)度與自 回火，即淬火態(tài)時(shí)相近或略有提高，而后隨回火 溫度升高強(qiáng)度逐漸增加，至250300 C回火時(shí)，強(qiáng)度達(dá)到最大值。這主要是因?yàn)?0CrMnTi等低碳馬氏體類鋼，在20

4、0C以下回火時(shí)，由于碳原子 偏聚于位錯(cuò)較之析出碳化物更為穩(wěn)定，所以僅有 碳原子向位錯(cuò)線附近偏聚而不析出碳化物。此時(shí)的組織結(jié)構(gòu)與自回火態(tài)時(shí)相近，而使性能基本相 同。但由于低碳馬氏體鋼的Ms點(diǎn)較高，在淬火過 程中有可能在已形成的馬氏體中發(fā)生自回火而 析出碳化物。當(dāng)回火溫度升高到250300C時(shí)，除碳原子 進(jìn)一步偏聚外，還將從碳的偏聚區(qū)直接析出e一能。-6-碳化物,這些極細(xì)小的碳化物還與母相保持共格 聯(lián)系，由此而造成的結(jié)構(gòu)畸變與位錯(cuò)釘扎作用增 強(qiáng),而使鋼的強(qiáng)度提高。 此時(shí)的顯微組織仍保持 板條狀馬氏體的形態(tài)。在回火溫度超過30OC以上回火時(shí)，由于自a相中析出了0碳化物并開始逐浙長(zhǎng)大基體中的碳已趨于平

5、衡態(tài)含量，固溶強(qiáng)化和彌散 強(qiáng)化作用減弱，使鋼的強(qiáng)度又逐漸降低。20CrMnTi鋼經(jīng)400C回火后，在馬氏體板條 界析出薄片狀0碳化物。但此時(shí)組織 仍保持板條狀馬氏體的形態(tài)。如再升高回火溫度，則顆粒狀碳化物將明顯 m 基體已進(jìn)行回復(fù)和再結(jié)晶， 這時(shí)鋼的 組織將由等抽的a晶粒和較粗大的0碳化物 構(gòu)成，這種組織的固溶強(qiáng)化作用已消失，對(duì)位錯(cuò) 運(yùn)動(dòng)的阻力顯著降低，致使鋼的強(qiáng)度進(jìn)一步降 低。但由于20CrMnTi鋼中的Cr、Ti等強(qiáng)碳化物 形成元素的作用，阻礙了碳原子在馬氏體中的擴(kuò) 散和減慢了碳化物微粒的聚焦長(zhǎng)大速度.以及推 遲了0相的回復(fù)、再結(jié)晶過程，從而抑制了鋼的 硬度和強(qiáng)度的降低，因此使20CrMn

6、Ti鋼與中碳粗化。a相-7-有良好的塑性與韌性加。沖擊韌性隨回火溫度升高開始增加300400C溫度范圍內(nèi)回火時(shí)，沖擊韌性值又較 明顯降低。這主要是由于在此溫度范圍內(nèi)回火時(shí) 沿板條馬氏體板條界析出碳化物薄殼所致，由此 亦使伸長(zhǎng)率在此溫度附近沒有增加，呈現(xiàn)出較明 顯的回火脆性。對(duì)一般結(jié)構(gòu)零件在確定回火工藝 時(shí),應(yīng)避免回火脆性的不良影響，但對(duì)一些特殊 要求的零件又可利用這一現(xiàn)象以滿足特殊要求。當(dāng)回火溫度超過400 C以上再升高回火溫度 后,塑性和沖擊韌性均顯著增加。20CrMnTi鋼在 低溫回火或在高溫回火，均具有優(yōu)良的塑性和韌 性。從20CrMnTi鋼淬火后經(jīng)250C回火和經(jīng)400 C回火后試樣斷

7、口的電鏡微觀形貌，可見其明顯的韌窩特證，表明材料均為韌性斷裂。結(jié)論(1)20CrMnTi鋼經(jīng)淬火和不同溫度回火后，具有 良好的調(diào)質(zhì)鋼相比，在相同溫度回火條件下仍具有較高 的強(qiáng)度。20CrMnTi鋼淬火成低碳馬氏體組織后還具,且隨回火溫度的升高而增，但在-8-綜合力學(xué)性能，因此，除在化學(xué)熱處理狀 態(tài)下使用外，還可做為低碳馬氏體鋼制造中小尺-9-即具有高強(qiáng)度和良好的塑性與韌性淬火狀態(tài)下直接應(yīng)用。應(yīng)用20CrMnTi鋼制造要求高精度尺寸穩(wěn)定 的零件,在淬火后應(yīng)進(jìn)行回火處理。當(dāng)在250r進(jìn)行回火時(shí)，將獲得最佳強(qiáng)韌性能配合，如在300400C溫度范圍內(nèi)回火時(shí)，則出現(xiàn)回火脆性，對(duì)一般結(jié)構(gòu)零件應(yīng)設(shè)法避免和克

8、服，而對(duì)某些兵 器零件可用此滿足其特殊性能要求。20CrM nTi鋼的快速壓力滲碳工藝研究表明：提高滲碳爐內(nèi)的壓力，可提高氣氛 中的碳勢(shì)，增大工件表面對(duì)活性碳原子的物理吸 附速度，同時(shí)也可提高內(nèi)擴(kuò)散速度，從而提高此 工藝的滲碳速度，縮短滲碳時(shí)間，提高生產(chǎn)效率。*1*1 工藝譽(yù)對(duì)比J J ubub 1 1 CtuttnulCtuttnulipunutiLluJTSipunutiLluJTS1 1注-P P涮irir；i. rt說；ilrilr，和“，田TMI!；:總h h1*1* iflifl釁 hh/ilhirl/ilhirl世;： |i|i；iOiMihLHiOiMihLH鍛聲從LiLi22

9、1)-221)-240240IZtt-IZtt-K K k k 12111211: :Hi-Hi- m mIQ-IQ- a a 2-2- C-C- 3 3寸的高強(qiáng)度零件。(2)20CrMnTi鋼淬火后獲得低碳馬氏體組織，由 于自回火現(xiàn)象使該鋼的性能與低溫回火時(shí)相近，,因而可以在-10-怕i i即1 1；力滿礴Z Z叫H0H0SO-SO-lOfllOflIflOrIflOr COCO1.1. 5-5- L7L720CrM nTi鋼快速壓力滲碳工藝機(jī)理分析 爐內(nèi)壓力在滲劑中的反應(yīng)和對(duì)外擴(kuò)散速度影在一定的溫度下，從滲劑(如煤油)中裂化成 的co分解出活性碳原子C。提高滲碳爐內(nèi)壓力，有利于向摩爾數(shù)減小

10、的 方向即生成碳原子的方向進(jìn)行。滲劑中的擴(kuò)散是指滲碳反應(yīng)生成的活性碳 原子向工件表面的擴(kuò)散及相界面反應(yīng)產(chǎn)物從界 面逸散的過程。溫度越高,滲劑流速越大，擴(kuò)散越 快;同時(shí)提高爐內(nèi)壓力，也就提高了爐內(nèi)氣體分 子的密度和分壓，從而提高了氣氛中的活性碳原 子的密度，即提高了氣氛中的碳勢(shì)。提高滲碳爐內(nèi)壓力，可提高氣氛中的碳勢(shì)，即可增大氣氛中的碳濃度梯度，根據(jù)菲克第一擴(kuò) 散定律，可提高氣氛中碳原子擴(kuò)散通量，即可強(qiáng) 化外擴(kuò)散過程。(2)爐內(nèi)壓力對(duì)相界面吸附反應(yīng)速度的影響活性碳原子撞擊到工件表面后，與工件表面 的原子發(fā)生吸附與解吸附反應(yīng)。進(jìn)行的吸附反應(yīng) 有物理吸附和化學(xué)吸附，發(fā)生物理吸附的溫度較 低，化學(xué)吸附的

11、溫度較高。物理吸附是可逆的，可通過改變溫度或氣氛 壓力來(lái)增大或減小吸附量。提高滲碳爐內(nèi)壓力，不僅提高了-11-爐內(nèi)氣體分子或原子的密度，而且也 提高了它們的靜壓能，使它們具有較大的運(yùn)動(dòng)速 度,從而加快了工件表面對(duì)活性碳原子的物理吸 附速度，即在單位時(shí)間內(nèi)，增大了物理吸附量。與物理吸附相比，進(jìn)行化學(xué)吸附的速度高，時(shí)間短,且不容易解吸。應(yīng)該說,提咼滲碳爐內(nèi)壓 力，對(duì)化學(xué)吸附影響不明顯。(3)爐內(nèi)壓力對(duì)工件中碳原子內(nèi)擴(kuò)散速度的影響 擴(kuò)散是工件表面吸收并溶解被滲入的活性碳 原子后，由于工件表面和心部元素存在濃度差而 發(fā)生被滲入元素由高濃度表面向心部遷移并生 成新相的過程。擴(kuò)散的結(jié)果是在工件表面獲得一

12、定深度的擴(kuò)散層。根據(jù)菲克第二定理，影響內(nèi)擴(kuò)散速度的主要 因素為擴(kuò)散系數(shù)和碳原子濃度梯度。提高滲碳爐 內(nèi)的壓力，不僅可增大工件表面的碳濃度，從而 提高工件表面與心部的濃度梯度，而且對(duì)擴(kuò)散系 數(shù)也有影響，也使擴(kuò)散系數(shù)得到提高，而碳原子 在工件內(nèi)的內(nèi)擴(kuò)散速度得到了十分明顯的提高。由上述分析可知，各個(gè)過程之間是相互聯(lián)系、 相互制約的，在一般情況下，擴(kuò)散是最慢的過程，也是影響并決定滲碳速度大小的主要環(huán)節(jié)，因此-12-提高擴(kuò)散速度就成為提高滲碳速度的重要內(nèi)容。 而快速壓力滲碳工藝，提高了滲碳爐內(nèi)的壓力，并適量增加滲碳劑量，就可提高氣氛中的碳勢(shì)，提高氣相中的擴(kuò)散速度即外擴(kuò)散速度，增加工件 表面對(duì)碳原子的吸附

13、量或吸附速度，同時(shí)也可提 高內(nèi)擴(kuò)散速度，從而提高總滲碳速度，整個(gè)滲碳 過程由原來(lái)的78 h縮短到45 h。20CrMnTi鋼高溫組織變化規(guī)律與最佳滲碳溫度選擇滴入式滲碳由于其溫度咼、周期長(zhǎng)，是一種咼 能耗的表面熱處理工藝。近年來(lái)，國(guó)內(nèi)外都一直 在尋求縮短滲碳周期、提高零件使用壽命的高效 低耗滲碳工藝。到目前為止 提高滲碳溫度和高低溫度循環(huán)滲碳，以提高滲碳 速度,縮短滲碳周期。由于傳統(tǒng)的滲碳溫度都比 較高(900C )，提高滲碳溫度會(huì)大大增加滲碳鋼 晶粒的粗化趨勢(shì)，而惡化心部組織，促進(jìn)過共析滲 碳層形成網(wǎng)狀碳化物；所以,每一種滲碳鋼都有一 個(gè)最佳滲碳溫度范圍。對(duì)滲層深度D為2.22.5mm的20

14、CrMnTi鋼制齒輪，采用滲碳正火后，再重新加熱淬火。20CrMnTi滲碳鋼，選擇最佳節(jié)能滲碳溫度和滲，比較有代表性的是-13-碳時(shí)間，有一定的實(shí)際意義。實(shí)驗(yàn)材料20CrMnTi鋼的化學(xué)成份(Wt%):0.19C、1.15Cr、0.96Mn、0.06Ti、0.36Si、0.024P、0.012S加熱工藝(1)為了探索20CrMnTi鋼在不同溫度、不同 保溫時(shí)間條件下的晶粒長(zhǎng)大趨勢(shì)和組織變化規(guī)律，分別進(jìn)行了900C、930C和970C保溫4h、6h、10h的正火處理。(2)分別在900C、930C和970C滲碳6h.爐 氣碳勢(shì)為該溫度下的平衡碳勢(shì)。組織觀察采用光學(xué)顯微鏡。力學(xué)性能按國(guó)標(biāo)結(jié)果分析X

15、4hX4hHirHir 30CX30CX 01,01,閹I I 2(X2(X；rUiTrUiT i i鋼工火細(xì)織 m 加加溫保鑑時(shí)問之冋的吳系X100X100由圖1可知,隨著加熱溫度的升高，保溫時(shí)間 的延長(zhǎng)，奧氏體晶?？焖匍L(zhǎng)大,正火組織粗化。當(dāng)GB22984測(cè)試t t 0 0 . .XICJI,ICJI,I I H.H. 970970 exex 41.41.-14-加熱溫度為900 C時(shí),即使保溫10h,組織仍十分 細(xì)小;當(dāng)加熱溫度為930C時(shí)，隨保溫時(shí)間延長(zhǎng)，鋼 的組織雖然有所粗化，但正火所得F和P晶粒也 仍十分細(xì)小。當(dāng)加熱溫度達(dá)到970C時(shí)，隨保溫時(shí) 間延長(zhǎng)，組織粗化速率加快；當(dāng)970 C

16、加熱、保溫10h時(shí),正火組織中已經(jīng)出現(xiàn)了網(wǎng)狀鐵素體，如圖1f;并且在970C加熱6小時(shí)的組織出現(xiàn)了十分嚴(yán)重的魏氏鐵素體組織如圖可見,20CrMnTi鋼，在970C以上溫度長(zhǎng)時(shí)間滲 碳時(shí)，將會(huì)使?jié)B碳件的心部組織惡化，當(dāng)重新加熱 到840C淬火時(shí),滲碳正火組織中的網(wǎng)狀鐵素體 和魏氏組織鐵素體，絕大部分消除不了，使?jié)B碳零 件的心部組織惡化，達(dá)不到強(qiáng)韌化的目的。結(jié)論(1) 20 CrMnTi鋼在970C以上保溫時(shí)，組 織中會(huì)出現(xiàn)魏氏組織鐵素體和嚴(yán)重的網(wǎng)狀鐵素體，使鋼在強(qiáng)度、硬度下降的同時(shí)，韌性ak值劇降低。(2)根椐組織、強(qiáng)度、硬度、韌性變化規(guī)律 和滲碳質(zhì)量的要求，當(dāng)滲碳保溫時(shí)間不超過6小時(shí),20 C

17、rMnTi鋼的最高滲碳溫度應(yīng)小于 或等于中，局部地區(qū),2。由此-15-950C，否則會(huì)形成嚴(yán)重的網(wǎng)狀Fe3C ,-16-并使心部組織惡化，性能顯著下降。20CrM nTi鋼高濃度滲碳的組織與性能出比通常滲碳更加優(yōu)異的耐磨性、耐蝕性 的接觸與彎曲疲勞強(qiáng)度，較高的沖擊韌度與較低 的脆性,同時(shí)還具有適用性廣、對(duì)設(shè)備無(wú)特殊要 求等優(yōu)點(diǎn),因而近年來(lái)在國(guó)內(nèi)外獲得競(jìng)相研究與 開發(fā)。試驗(yàn)條件與方法為了易于生成高硬度的合金碳化物，高濃度 滲碳首先選用20CrMnTi滲碳鋼。試驗(yàn)是在箱式電阻爐中進(jìn)行，滲劑是在固體 滲碳劑中加少量的碳酸鋇、 碳酸鈉、 稀土粉末等 試樣裝盒密封。表1所示為經(jīng)低溫預(yù)處理后再升溫至840

18、C高濃度滲碳，然后直接油淬的試驗(yàn)結(jié)果。研究表明：高濃度滲碳工藝可在鋼的表層形 成大量細(xì)粒狀、彌散分布的碳化物，具有高硬度、 高耐磨性、高回火穩(wěn)定性及低脆性。高濃度滲碳，其滲層含有相當(dāng)數(shù)量(20%50%)的顆粒狀、彌散分布的碳化物，顯示，更高-17-ai B滾工苦方秦一蟲6 6蔓工藝#歎層躱Arnn1EKEK (t(t麴耶為片就慣粗晶界0.0. OA62OA62780780 11.$hithit StSt理十E40E40 .2h-*58.2h-*58& & C C .0,.0,5 5h-h-舸y y t-2t-2 h-5enh-5en t.o,5h-fl40t.o,5h-fl40

19、 c.ic.i h h十植霍 ftft樹星笹大MewMew甘布0.0. a a S2S21工藝誓號(hào)試e e主娶工藝捋 ft3和0 0 C3C31 胡D Dh*gwh*gw f f .h.h巧亠640640 * * 1111訶0 0 t t Q.Q. $h-840r$h-840r JhJh十淬ft 代但表層呈大塊擾(h(h畑i740740 C-lC-l h-rSOh-rSO C C 1 1 hrhr時(shí)0 0 C/hf0C4+5hfC/hf0C4+5hf化箱(豐5 5鼻、塑寸、，象 ft0,23S20,23S2可以看出,1號(hào)工藝獲得的滲碳層雖然較厚，但由于碳化物形態(tài)呈片狀及沿晶界網(wǎng)狀分布，這是不希望出現(xiàn)的。它說明僅靠預(yù)處理對(duì)形成顆粒 狀碳化物所起的作用還遠(yuǎn)不夠；2號(hào)工藝除采用 預(yù)處理，還進(jìn)行了840C與580C兩次循環(huán)高濃度 滲碳熱處理，不僅細(xì)化了奧氏體晶粒，增加了滲速 而且獲得的碳化物形態(tài)多為顆粒狀。-18-藝由于采用了分段 通過分析比較,初步確定高濃度滲碳以4號(hào)工 為優(yōu)。這是因?yàn)榉侄晤A(yù)處理可在晶內(nèi)及晶界留下 一些高碳區(qū)，有利于碳化物就地形核，隨后獲得極 細(xì)小的顆粒狀碳化物質(zhì)點(diǎn)。因?yàn)?40 C780C稍 高于Aci,鋼中奧氏體的化學(xué)成分極不均勻，在強(qiáng) 碳勢(shì)氣氛下，F(xiàn)e、Cr等置換型原子只能作短程擴(kuò)散、就地形核,有利于