20CrMnTi简介

1、20CrMnTi简介20CrMnTi是渗碳钢，渗碳钢通常为含碳量为0.17%-0.24%的低碳钢。常作为齿轮钢用作制造汽车、摩托车、农用车、各种工程机械的传动齿轮，广泛应用于机械、汽车等行业。其淬透性较高，在保证淬透情况下，具有较高的强度和韧性，特别是具有较高的低温冲击韧性。20CrMnTi表面渗碳硬化处理用钢具有良好的加工性，加工变形微小，抗疲劳性能相当好。化学成份碳C:0.170.23硅Si:0.170.37镒Mn:0.801.10铭Cr：1.001.30硫S:允许残余含量0035磷P:允许残余含量0.035馍Ni:允许残余含量0.030铜Cu:允许残余含量1080(110)os(MPa)

2、:835(85)85(%):10断面力(%):45冲击功Akv(J):55冲击韧性值akv(J/cm2)：69(7)硬度:w217HB试样尺寸：毛坯尺寸为15mm 20CrMnTi密度:7.8103kg/m3弹性模量：207GPa泊松比:0.25导热率:1.2610-51/C3热处理规范：淬火：第一次880C,第二次870C,油冷；回火200C,水冷、空冷。金相组织：回火马氏体。回火组织与性能的研究20crMnTi钢是低碳低合金结构钢，该钢通常在化学热处理状态下使用。经渗碳或碳氮共渗处理后，具有良好的耐磨性能和抗弯强度，以及较高的抗多次冲击能力。该钢还可在调质状态下使用，其热处理工艺简单，热加

3、工和冷加工性能均较好，在兵器工业中，主要用来制造截面在30mmA下的承受中等载荷的零件，如履带车辆的左右分离圈、同步器固定齿套等。20crMnTi钢作为低碳马氏体用钢，经淬火低温回火后，在获得高强度的同时，比优质碳素钢有更好的塑性、韧性的配合，其冷脆倾向较小，低温冲击值高，综合机械性能良好，可用以制造中小尺寸的高强度零件。热处理工艺不同，特别是不同温度回火后，钢材具有不同的组织和性能。研究表明，该钢在200c回火时其强度与自回火，即淬火态时相近或略有提高，而后随回火温度升高强度逐渐增加,至250300c回火时,强度达到最大值。这主要是因为20CrMnTi等低碳马氏体类钢，在200c以下回火时，

4、由于碳原子偏聚于位错较之析出碳化物更为稳定，所以仅有碳原子向位错线附近偏聚而不析出碳化物。此时的组织结构与自回火态时相近，而使性能基本相同。但由于低碳马氏体钢的Ms点较高，在淬火过程中有可能在已形成的马氏体中发生自回火而析出碳化物。当回火温度升高到250300C时，除碳原子进一步偏聚外，还将从碳的偏聚区直接析出e一碳化物，这些极细小的碳化物还与母相保持共格联系，由此而造成的结构畸变与位错钉扎作用增强，而使钢的强度提高。此时的显微组织仍保持板条状马氏体的形态。在回火温度超过300c以上回火时，由于自“相中析出了0一碳化物并开始逐浙长大，a相基体中的碳已趋于平衡态含量，固溶强化和弥散强化作用减弱，

5、使钢的强度又逐渐降低。20CrMnTi钢经400c回火后，在马氏体板条界析出薄片状。一碳化物。但此时组织仍保持板条状马氏体的形态。如再升高回火温度，则颗粒状碳化物将明显粗化。a相基体已进行回复和再结晶，这时钢的组织将由等抽的a晶粒和较粗大的0一碳化物构成，这种组织的固溶强化作用已消失，对位错运动的阻力显著降低，致使钢的强度进一步降低。但由于20CrMnTi钢中的Cr、Ti等强碳化物形成元素的作用，阻碍了碳原子在马氏体中的扩散和减慢了碳化物微粒的聚焦长大速度.以及推迟了0相的回复、再结晶过程，从而抑制了钢的硬度和强度的降低，因此使20CrMnTi钢与中碳调质钢相比，在相同温度回火条件下仍具有较高

6、的强度。20CrMnTi钢淬火成低碳马氏体组织后还具有良好的塑性与韧性，且随回火温度的升高而增加。冲击韧性随回火温度升高开始增加，但在300400c温度范围内回火时，冲击韧性值又较明显降低。这主要是由于在此温度范围内回火时，沿板条马氏体板条界析出碳化物薄壳所致，由此亦使伸长率在此温度附近没有增加，呈现出较明显的回火脆性。对一般结构零件在确定回火工艺时，应避免回火脆性的不良影响，但对一些特殊要求的零件又可利用这一现象以满足特殊要求。当回火温度超过400C以上再升高回火温度后，塑性和冲击韧性土显著增加。20CrMnTi钢在低温回火或在高温回火，均具有优良的塑性和韧性。从20CrMnTi钢淬火后经2

7、50c回火和经400c回火后试样断口的电镜微观形貌，可见其明显的韧窝特证，表明材料均为韧性断裂。结论20CrMnTi钢经淬火和不同温度回火后，具有良好的综合力学性能，因此，除在化学热处理状态下使用外，还可做为低碳马氏体钢制造中小尺寸的高强度零件。(2)20CrMnTi钢淬火后获得低碳马氏体组织，由于自回火现象使该钢的性能与低温回火时相近，即具有高强度和良好的塑性与韧性，因而可以在淬火状态下直接应用。(3)应用20CrMnTi钢制造要求高精度尺寸稳定的零件，在淬火后应进行回火处理。当在250c进行回火时，将获得最佳强韧性能配合，如在300400c温度范围内回火时，则出现回火脆性对一般结构零件应设

8、法避免和克服，而对某些兵器零件可用此满足其特殊性能要求。20CrMnTi钢的快速压力渗碳工艺研究表明：提高渗碳炉内的压力，可提高气氛中的碳势，增大工件表面对活性碳原子的物理吸附速度，同时也可提高内扩散速度，从而提高此工艺的渗碳速度，缩短渗碳时间，提高生产效率。费1 1工艺参数对比ubub1 1CcmiruUCcmiruU4 4prucLShpLumiiBLleTprucLShpLumiiBLleT升机加气fJ:.fJ:.kl,kl,也油酒明制理都海的in榻阻时网以汕岛2 2湖混;1 1，网二二回2-402-4030-150-ISO30-150-ISO20-10-20-10-5050al-u.s

9、al-u.s性波压力*嘴2 2用h h 1 1力HDHDim-1nCFim-1nCF5 51 1X XL7L720CrMnTi钢快速压力渗碳工艺机理分析(1)炉内压力在渗剂中的反应和对外扩散速度影响在一定的温度下，从渗剂(如煤油)中裂化成的CO分解出活性碳原子C。提高渗碳炉内压力，有利于向摩尔数减小的方向即生成碳原子的方向进行。渗剂中的扩散是指渗碳反应生成的活性碳原子向工件表面的扩散及相界面反应产物从界面逸散的过程。温度越高，渗剂流速越大，扩散越快；同时提高炉内压力，也就提高了炉内气体分子的密度和分压，从而提高了气氛中的活性碳原子的密度，即提高了气氛中的碳势。提高渗碳炉内压力，可提高气氛中的碳

10、势，即可增大气氛中的碳浓度梯度，根据菲克第一扩散定律，可提高气氛中碳原子扩散通量，即可强化外扩散过程。(2)炉内压力对相界面吸附反应速度的影响活性碳原子撞击到工件表面后， 与工件表面的原子发生吸附与解吸附反应。 进行的吸附反应有物理吸附和化学吸附，发生物理吸附的温度较低，化学吸附的温度较高。物理吸附是可逆的，可通过改变温度或气氛压力来增大或减小吸附量。提高渗碳炉内压力，不仅提高了炉内气体分子或原子的密度，而且也提高了它们的静压能，使它们具有较大的运动速度，从而加快了工件表面对活性碳原子的物理吸附速度，即在单位时间内，增大了物理吸附量。与物理吸附相比，进行化学吸附的速度高，时间短，且不容易解吸。

11、应该说，提高渗碳炉内压力，对化学吸附影响不明显。炉内压力对工件中碳原子内扩散速度的影响扩散是工件表面吸收并溶解被渗入的活性碳原子后，由于工件表面和心部元素存在浓度差而发生被渗入元素由高浓度表面向心部迁移并生成新相的过程。扩散的结果是在工件表面获得一定深度的扩散层。根据菲克第二定理，影响内扩散速度的主要因素为扩散系数和碳原子浓度梯度。提高渗碳炉内的压力，不仅可增大工件表面的碳浓度，从而提高工件表面与心部的浓度梯度，而且对扩散系数也有影响，也使扩散系数得到提高，而碳原子在工件内的内扩散速度得到了十分明显的提高。由上述分析可知，各个过程之间是相互联系、相互制约的，在一般#况下，扩散是最慢的过程，也是

12、影响并决定渗碳速度大小的主要环节，因此提高扩散速度就成为提高渗碳速度的重要内容。而快速压力渗碳工艺，提高了渗碳炉内的压力，并适量增加渗碳剂量，就可提高气氛中的碳势，提高气相中的扩散速度即外扩散速度，增加工件表面对碳原子的吸附量或吸附速度，同时也可提高内扩散速度，从而提高总渗碳速度，整个渗碳过程由原来的78h缩短到4-5h。20CrMnTi钢高温组织变化规律与最佳渗碳温度选择滴入式渗碳由于其温度高、周期长，是一种高能耗的表面热处理工艺。近年来，国内外都一直在寻求缩短渗碳周期、提高零件使用寿命的高效低耗渗碳工艺。到目前为止，比较有代表性的是提高渗碳温度和高低温度循环渗碳，以提高渗碳速度，缩短渗碳周

13、期。由于传统的渗碳温度都比较高(900C),提高渗碳温度会大大增加渗碳钢晶粒的粗化趋势，而恶化心部组织，促进过共析渗碳层形成网状碳化物；所以，每一种渗碳钢都有一个最佳渗碳温度范围。对渗层深度D为2.22.5mm的20CrMnTi钢制齿轮，采用渗碳正火后，再重新加热淬火。20CrMnTi渗碳钢，选择最佳节能渗碳温度和渗碳时间，有一定的实际意义。实验材料20CrMnTi钢的化学成份(Wt%):0.19C、1.15Cr、0.96Mn、0.06Ti、0.36Si、0.024P、0.012S加热工艺(1)为了探索20CrMnTi钢在不同温度、 不同保温时间条件下的晶粒长大趋势和组织变化规律， 分别进行了

14、900C、930c和970c保温4h、6h、10h的正火处理。(2)分别在900C、930c和970c渗碳6h.炉气碳势为该温度下的平衡碳势。组织观察采用光学显微镜。力学性能按国标GB229-84测试结果分析(akVOOLX4hb).X10h(c).93OX;X4hl l10h(r).9701?X4h).97010h(r).9701?X4h).970。乂IOhIOh图120C120C钢正火织与加热力度、保温时何之间的关系X100X100由图1可知,随着加热温度的升高，保温时间的延长，奥氏体晶粒快速长大，正火组织粗化。当加热温度为900c时，即使保温10h,组织仍十分细小；当加热温度为930c时

15、,随保温时间延长,钢的组织虽然有所粗化，但正火所得F和P晶粒也仍十分细小。当加热温度达到970c时,随保温时间延长，组织粗化速率加快；当970c加热、保温10h时,正火组织中已经出现了网状铁素体，如图1f;并且在970c加热6小时的组织中，局部地区，出现了十分严重的魏氏铁素体组织如图2。由此可见,20CrMnTi钢，在970c以上温度长时间渗碳时，将会使渗碳件的心部组织恶化，当重新加热到840c淬火时，渗碳正火组织中的网状铁素体和魏氏组织铁素体，绝大部分消除不了，使渗碳零件的心部组织恶化，达不到强韧化的目的。结论(1)20CrMnTi钢在970c以上保温时，组织中会出现魏氏组织铁素体和严重的网

16、状铁素体，使钢在强度、硬度下降的同时，韧性ak值剧降低。(2)根楣组织、强度、硬度、韧性变化规律和渗碳质量的要求，当渗碳保温时间不超过6小时,20CrMnTi钢的最高渗碳温度应小于或等于950C,否则会形成严重的网状Fe3c,并使心部组织恶化，性能显著下降。20CrMnTi钢高浓度渗碳的组织与性能研究表明：高浓度渗碳工艺可在钢的表层形成大量细粒状、弥散分布的碳化物，具有高硬度、高耐磨性、高回火稳定性及低脆性。高浓度渗碳，其渗层含有相当数量(20%50%)的颗粒状、弥散分布的碳化物，显示出比通常渗碳更加优异的耐磨性、耐蚀性，更高的接触与弯曲疲劳强度，较高的冲击韧度与较低的脆性，同时还具有适用性广

17、、对设备无特殊要求等优点，因而近年来在国内外获得竞相研究与开发。试验条件与方法为了易于生成高硬度的合金碳化物，高浓度渗碳首先选用20CrMnTi渗碳钢。试验是在箱式电阻炉中进行，渗剂是在固体渗碳剂中加少量的碳酸钢、碳酸钠、稀土粉末等,试样装盒密封。表1所示为经低温预处理后再升温至840c高浓度渗碳，然后直接油淬的试验结果。aiai需甯量港碳工艺试晶方案一工龙势可试建孑要工艺教海层/牝物照密展层维度,由1 1T T轴5kMs5kMs里川册C C工 1 热年藏托勒多方片优.也在品界为断僦冏状H 咖2 22 2T T脚慎处理+84+84。EhT 的C.0.5h-C.0.5h-M MChYChY就C.

18、5C.lC.5C.lhfhf常漳碳化物呈债土血粒出分无D0E6?D0E6?S2高该置酒属工艺试验方案二740740c.lIIc.lII脚OMr.2hOMr.2h畤蚓emuemu见0 0CGh-SCGh-S照8 8，Q.Shf8Q.Shf8 I Ihfhf袖洋7407401r80h-r80CUCUhf%hf%。C-2C-2h-h-5g05g0.0.5.0.5hfhf可以看出,1号工艺获得的渗碳层虽然较厚，但由于碳化物形态呈片状及沿晶界网状分布，这是不希望出现的。它说明仅靠预处理对形成颗粒状碳化物所起的作用还远不够；2号工艺除采用预处理，还进行了840c与580c两次循环高浓度渗碳热处理，不仅细化了奥氏体晶粒，增加了渗速，而且获得的碳化物形态多为颗粒状。由表2所示可看出:3号工艺由于采用了分段等温预处理(740C,1h-780C,1h),比一次等温预处理(780C,1.5h)所获得的渗层要深得多，且粒状碳化物数量多、细小沮号工艺将最终高浓度渗碳温0.1323。.打52猴t.2h-*S80r.58Wt.2h-*S80r.58W窗印度大,仅相良碘牝物相的大度提高至860C,所获得的碳化物数量多、细小、均匀分布，而且整个渗层深度大幅度提高。通过分析比较，初步确定高浓度渗碳以4号工艺为优。这是因为分段预处理可在晶内及晶界留下一些高碳区， 有