2024年6月5日发(作者：汉琬凝)
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：0.17～0.23
硅Si：0.17～0.37
锰Mn：0.80～1.10
铬Cr：1.00～1.30
硫S：允许残余含量≤0.035
磷P：允许残余含量≤0.035
镍Ni：允许残余含量≤0.030
铜Cu：允许残余含量≤0.030
钛Ti：0.04～0.10
[2]
●力学性能：抗拉强度σb (MPa)：≥1080(110)
屈服强度σs (MPa)：≥835(85)
伸长率δ5 (%)：≥10
断面收缩率ψ (%)：≥45
冲击功Akv (J)：≥55
冲击韧性值αkv (J/cm2)：≥69(7)
硬度：≤217HB
试样尺寸：试样毛坯尺寸为15mm
●20CrMnTi密度:7.8×10
3
kg/m3
弹性模量:207GPa
泊松比:0.25
导热率:1.26×10-51/℃
[3]
- 2 -
热处理规范：淬火:第一次880℃,第二次870℃,油冷;回火200℃,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30mm以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200℃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250～300℃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200℃以下回火时,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
- 3 -
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250～300℃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30O℃以上回火时,由于自α相中析出了θ一碳化物并开始逐浙长大,α
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,使钢的强度又逐渐降低。
20CrMnTi钢经400℃回火后,在马氏体板条界析出薄片状θ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。α相基体已进行回复和再结晶，这时
钢的组织将由等抽的α晶粒和较粗大的θ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θ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300~400℃温度范围内回火时,冲击韧性
- 4 -
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400℃以上再升高回火温度后,塑性和冲击韧性均显著增加。
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250℃回火和经400℃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
(1)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
250℃进行回火时,将获得最佳强韧性能配合,如在300~400℃温度范围内回火时,则出现回
火脆性,对一般结构零件应设法避免和克服,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
- 5 -
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。
20CrMnTi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。
- 6 -
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。应该说,提高渗碳炉内
压力,对化学吸附影响不明显。
(3)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,在一般情况下,扩散是最慢的
过程,也是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7~8 h缩短到
4~5 h。
- 7 -
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,缩短渗碳周期。由于传统的渗
碳温度都比较高(>900℃),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2.2～2.5mm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900℃、930℃和970℃保温4h、6h、10h的正火处理。
(2)分别在900℃、930℃和970℃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
- 8 -
结果分析
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900℃时,即使保温10h,组织仍十分细小;当加热温度为930℃时,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
970℃时,随保温时间延长,组织粗化速率加快;当970℃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970℃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970℃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840℃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) 20 CrMnTi钢在970℃以上保温时,组织中会出现魏氏组织铁素体和严重的网状
铁素体,使钢在强度、硬度下降的同时,韧性ak值剧降低。
- 9 -
(2) 根椐组织、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,20 CrMnTi钢的最高渗碳温度应小于或等于950℃,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、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钡、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840℃高浓度渗碳,然后直接油淬的试验结果。
- 10 -
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840℃与580℃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(740℃，1h→780℃，1h),比
一次等温预处理(780℃,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,有利于碳化物就地形核,随后获得极细小的颗粒状碳
化物质点。因为740℃~780℃稍高于Ac
1
,钢中奥氏体的化学成分极不均匀,在强碳势气氛
下,Fe、Cr等置换型原子只能作短程扩散、就地形核,有利于形成(Fe，Me)
3
C型碳化物粒子。
热循环高浓度渗碳的作用主要是细化奥氏体晶粒,增加空位和位错密度,并在反复加热冷却
中形成应力梯度,这些都对碳的扩散有加强作用,故而使高浓度渗碳层不断加深,强化效果逐
- 11 -
步增强。
渗层表面的平均碳浓度
化学分析结果表明,20CrMnTi钢经高浓度渗碳后表层(自表面至距表面。.26mm处)
的平均碳浓度为3.88%。
渗层的组织特征
高浓度渗碳后直接淬火、低温回火,渗层的显微组织如图3所示.表面层存在大量的细
小、弥散分布的碳化物。图4所示为渗层组织的透射电镜照片.可明显看出碳化物周围为板
条马氏体组织。微区碳化物的衍射花样经标定确定其相结构为(Fe，Me)
3
C。
结论
分段预处理加循环热处理高浓度渗碳工艺可使20CrMnTi渗碳钢获得均匀、细小、圆
整的弥散碳化物渗层,其深度可达0.2mm以上。
- 12 -
高浓度渗碳工艺可使渗碳温度降至820℃~860℃温度范围,从而可实现一般钢材渗后
直接淬火。
高浓度渗碳工艺与普通渗碳相比,其表面硬度高,耐磨性好,回火稳定性好,渗层脆性小,
因而具有较高的经济效益和实用价值。
- 13 -
2024年6月5日发(作者：汉琬凝)
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：0.17～0.23
硅Si：0.17～0.37
锰Mn：0.80～1.10
铬Cr：1.00～1.30
硫S：允许残余含量≤0.035
磷P：允许残余含量≤0.035
镍Ni：允许残余含量≤0.030
铜Cu：允许残余含量≤0.030
钛Ti：0.04～0.10
[2]
●力学性能：抗拉强度σb (MPa)：≥1080(110)
屈服强度σs (MPa)：≥835(85)
伸长率δ5 (%)：≥10
断面收缩率ψ (%)：≥45
冲击功Akv (J)：≥55
冲击韧性值αkv (J/cm2)：≥69(7)
硬度：≤217HB
试样尺寸：试样毛坯尺寸为15mm
●20CrMnTi密度:7.8×10
3
kg/m3
弹性模量:207GPa
泊松比:0.25
导热率:1.26×10-51/℃
[3]
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热处理规范：淬火:第一次880℃,第二次870℃,油冷;回火200℃,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30mm以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200℃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250～300℃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200℃以下回火时,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
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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250～300℃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30O℃以上回火时,由于自α相中析出了θ一碳化物并开始逐浙长大,α
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,使钢的强度又逐渐降低。
20CrMnTi钢经400℃回火后,在马氏体板条界析出薄片状θ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。α相基体已进行回复和再结晶，这时
钢的组织将由等抽的α晶粒和较粗大的θ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θ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300~400℃温度范围内回火时,冲击韧性
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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400℃以上再升高回火温度后,塑性和冲击韧性均显著增加。
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250℃回火和经400℃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
(1)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
250℃进行回火时,将获得最佳强韧性能配合,如在300~400℃温度范围内回火时,则出现回
火脆性,对一般结构零件应设法避免和克服,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
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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。
20CrMnTi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。
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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。应该说,提高渗碳炉内
压力,对化学吸附影响不明显。
(3)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,在一般情况下,扩散是最慢的
过程,也是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7~8 h缩短到
4~5 h。
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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,缩短渗碳周期。由于传统的渗
碳温度都比较高(>900℃),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2.2～2.5mm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900℃、930℃和970℃保温4h、6h、10h的正火处理。
(2)分别在900℃、930℃和970℃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
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结果分析
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900℃时,即使保温10h,组织仍十分细小;当加热温度为930℃时,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
970℃时,随保温时间延长,组织粗化速率加快;当970℃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970℃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970℃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840℃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) 20 CrMnTi钢在970℃以上保温时,组织中会出现魏氏组织铁素体和严重的网状
铁素体,使钢在强度、硬度下降的同时,韧性ak值剧降低。
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(2) 根椐组织、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,20 CrMnTi钢的最高渗碳温度应小于或等于950℃,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、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钡、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840℃高浓度渗碳,然后直接油淬的试验结果。
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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840℃与580℃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(740℃，1h→780℃，1h),比
一次等温预处理(780℃,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,有利于碳化物就地形核,随后获得极细小的颗粒状碳
化物质点。因为740℃~780℃稍高于Ac
1
,钢中奥氏体的化学成分极不均匀,在强碳势气氛
下,Fe、Cr等置换型原子只能作短程扩散、就地形核,有利于形成(Fe，Me)
3
C型碳化物粒子。
热循环高浓度渗碳的作用主要是细化奥氏体晶粒,增加空位和位错密度,并在反复加热冷却
中形成应力梯度,这些都对碳的扩散有加强作用,故而使高浓度渗碳层不断加深,强化效果逐
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步增强。
渗层表面的平均碳浓度
化学分析结果表明,20CrMnTi钢经高浓度渗碳后表层(自表面至距表面。.26mm处)
的平均碳浓度为3.88%。
渗层的组织特征
高浓度渗碳后直接淬火、低温回火,渗层的显微组织如图3所示.表面层存在大量的细
小、弥散分布的碳化物。图4所示为渗层组织的透射电镜照片.可明显看出碳化物周围为板
条马氏体组织。微区碳化物的衍射花样经标定确定其相结构为(Fe，Me)
3
C。
结论
分段预处理加循环热处理高浓度渗碳工艺可使20CrMnTi渗碳钢获得均匀、细小、圆
整的弥散碳化物渗层,其深度可达0.2mm以上。
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高浓度渗碳工艺可使渗碳温度降至820℃~860℃温度范围,从而可实现一般钢材渗后
直接淬火。
高浓度渗碳工艺与普通渗碳相比,其表面硬度高,耐磨性好,回火稳定性好,渗层脆性小,
因而具有较高的经济效益和实用价值。
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