研究课题：工业缝纫机牙架零件，长50mm，厚2mm，要求距表面0.4mm范围内硬度不低于HRC55，但心部硬度不高于HRC40，请选择合适的材料及通过合适的热处理实现之。 1前言
工业缝纫机牙架零件的热处理变形,一直是生产中的棘手问题。某厂委托本校热处理的工业缝纫机牙架零件主要尺寸见图1所示。材料为20Cr铸钢,经浇铸成型,然后机加工到规定尺寸。由于该零件在服役状态承受快速运动的接触应力,需具有高的耐磨性,同时该零件系精密装配件,要求有较高的尺寸精度。为此要求渗碳后渗层深度为0.3~0.5mm,淬火后表面硬度为55一60HRC,热处理后牙架两侧平面翘曲变形量≤0.1mm,叉口间平行度及胀缩量均≤0.1mm。该零件原工艺一直采用渗碳热处理,渗碳淬火后常因翘曲变形量超差较大,无法精磨到图纸要求公差范围而报废。另外,校正整形相当困难, 零件腰部叉架肩极易在整形中断裂,废品率很高,为此对该零件的变形原因进行了系统分析,对热处理工艺进行了改进。
图1牙架零件简图 2牙架变形原因分析 2.1铸造应力与铸态组织
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铸件一般都存在铸造应力。铸造应力消除得充分与否,对后续的热处理变形有明显影响。铸态的粗大晶粒及网状组织对淬火变形也有不利影响。根据霍尔派奇关系式:
ζs=ζ1+kd-1/2
ζs—材料的屈服强度 d一晶粒平均直径
k、ζ1—与材料有关的两个常数
可见,晶粒愈粗大,屈服强度愈小,即抵抗变形的抗力愈小,则零件淬火后愈易变形。由于前述原因,要减小铸件的热处理变形,必须首先对铸件施以合适的预处理措施,消除铸造应力与细化铸态组织。
2.2预先热处理
牙架属长薄板型复杂零件,合适的预处理对控制其热处理变形是至关重要的。牙架的原生产工艺采用正火预先热处理,由于牙架的尺寸较小正火冷却速度较快,冷却中会产生新的应力,因此应以退火处理代替正火处理。实践表明,牙架退火炉冷到500℃以下,出炉后继续用料筐垂直吊挂空冷的效果较好。
2.3最终热处理
渗碳温度与淬火加热温度愈高,淬火后零件的变形就愈大。经过反复试
验,拟用中温碳氮共渗工艺代替渗碳并降低淬火温度,收到了显著的效果。
2.4淬火冷却介质
淬火加热温度与冷却介质的温度之差愈大,冷却介质的冷却能力愈强,淬火后零件的热应力与组织应力也愈大,工件变形就大。基于此点, 我们采取了提高淬火介质温度的办法,采用120~140℃热油淬火。 2.5牙架的装炉方式与淬火操作方式
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合理的装炉方法与正确的淬火入油冷却方式对控制牙架的热处理变
形是至关重要的。所以牙架装炉应当采用特制的吊具,使每件牙架在炉内都能处于垂直自由吊挂状态,互不碰压,淬火时,将牙架与吊具一起非常细心地从炉内自然垂直吊出,不能碰炉壁,零件间也不能互相磕碰,急速垂直入油并在油槽内悬吊冷却。
2.6渗层深度
实践证明,牙架的渗碳层深度在技术要求的偏上限时,淬火后翘曲变形量增大,韧性较差,整形时极易断裂。严格控制牙架的渗层深度在
0.3~0.35mm范围内,牙架的变形小且易于整形,在校正过程中,即使过量敲击也不发生断裂,效果较好。
3改进后的热处理工艺
零件浇铸成型后进行退火处理,退火工艺曲线如图2a所示。然后经机加工到规定尺寸,进行碳氮共渗处理,中温碳氮共渗工艺曲线如图2b。碳氮共渗在RJJ一35一9炉中进行。零件入炉前进行清洗除油,空炉升温至700℃时,零件与挂具一起自由垂直吊挂炉中,并立即通入乙醇与含氮有机物组成的1号渗剂并排气;炉温升至820℃时,滴入煤油与催渗剂组成的2号渗剂,到共渗温度后排气30min查看碳、氮势,调整滴量使炉气处于合适状态。共渗50min后,检查随炉试片,测量渗层深度。渗层深度达0.3mm时,降温至800℃出炉。出炉操作需仔细,特别要防止零件互相挂碰及与其它物体相碰等。将零件垂直从炉内吊出,立即快速垂直入油,悬吊在油槽中;油温控制在120~140℃左右,10min后提出空冷至室温,然后转入180℃回火油槽中挂吊回火3h。经上述工艺处理后,牙架表面硬度为596~687HV(56~60HRC),平面翘曲变形量<0.1mm;叉口部位平行度及胀缩量均在图纸技术要求之内。对牙架腰叉柄部进行敲击变形试验,变形量在0.5mm内不发生断裂。经共渗、淬火和回火处理后,牙架的金相组织,表层为细小粒状碳氮化合物,含氮
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回火马氏体和残留奥氏体;过渡区为含氮回火马氏体和残留奥氏体;心部为板条马氏体。与原渗碳组织相比,共渗层金相组织显著细小均匀。
(a)牙架退火工艺曲线
(b)牙架碳氮共渗工艺曲线A为1号渗剂B为2号渗剂滴量单位d/min (如图180、150、40的单位)
图2
4生产应用
自此工艺运用于生产以后,已处理了5000余件工业缝纫机牙架,质量稳定。零件表面硬度、硬化层深度、变形量、金相组织一次合格率达98%以上。废品率得到了明显控制,同时节省了大量的校正整形工时,效益显著。
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包缝机也称打边车及骨车，一般分三线\"四线\"五线，主要功能是防止服装的缝头起毛，包缝机不仅能够用于包边，还能应用于缝合 T 恤、运动服、内衣、针织等面料。
20Cr 钢主轴是包缝机上一个非常重要的部件，处在高速运转中，转速达 7000r/min，其形状复杂，热处理要求高，在保证淬硬层硬度和深度的同时，要求较小的热处理畸变。
20Cr钢主轴的生产制造路线为锻造%→空冷→粗加工→校直→热处理→校直→研磨→成品【1】。热处理技术要求: 成品零件表面硬度大于700HV，硬化层0.1~0.3
mm，单边加工磨量 0.18mm，热处理后零件畸变超过 0.5mm 的比例)≤2%，易矫正，矫正后机加工前畸变量)≤0.5mm，主轴图片和 4个检测位置如图 1,所示，检测 A、B、C、D4 处的畸变量，同时检测 A 和 D两处的表面硬度\"硬化层深度及距表面 0.18mm处的硬度。热处理设备为多用炉，装炉方式如图 2 所示，采用 Akashi hardness testing machine HM-122 型硬度计测试硬度，测试表面硬度时载荷为1000g，测试距表面0.18mm 处硬度时载荷为300g实际生产过程中，超过6%的工件因硬度不均匀或畸变较大而报废，影响产品质量，造成经济损失。
本文对该主轴在热处理过程中硬度不均匀，产生较大畸变及不易矫正的原因进行了分析，并提出了改进热处理工艺的建议，最终确定了该20Cr钢包缝机主轴的热处理工艺。
1 主轴原热处理工艺
生产初期使用某快速油淬火，超过 8%的工件因硬度不均匀或畸变较大而报废，笔者分析原材料、锻造工艺、预处理、机加工、热处理设备、工装、热处理工艺、淬火冷却方式等都是决定淬火畸变的因素，遂想通过改
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变加热温度、保温时间及搅拌频率等方式来提高淬火质量，结果都不理想，最好的情况是工件报废率为8% ，图 3 是采用快速油进行淬火时的最佳工艺。
选择淬火温度 850℃，油槽马达的搅拌速度选择低速 5Hz，快速淬火油淬火，油温 70℃，不通氨气，以免零件表面硬度偏高且畸变量不易矫正【2】。B、C 两处处在台阶位置，经多次检测，在零件的加工过程中，硬化层深度和硬度均能达到要求，故在正常生产过程中只将 A、D两处畸变作为检测项目。主轴 A处和 D处的表面硬度如表 1 所示，主轴 A处和 D 处距离表层0.18mm 处硬化层硬度如表 2 所示，主轴 A 处和 D处硬化层深度如表 3 所示。
搅拌频率 5Hz，以 850℃ 淬火，能得到较好的组织，零件硬度高，强度\"耐磨性都良好，但畸变稍大，抽检 50只零件，零件 A、B、C、D4 处畸变量统计曲线如图 4 所示，8%零件畸变超0.5mm，且矫正非常困难，部分部位硬化层过深达 0.5mm以上，超出标准。
笔者分析认为应该是选择了不合适的淬火油，导致淬火后内应力较大，使得畸变量较大，不易矫正。根据笔者相关技术经验，认为淬火油需要具备以下基本性能: ’ ①具有较好的破膜能力，以改善淬火冷却的均匀性( 即较高的特性温度) ; ②足够的冷却能力，以保证有效硬化层的要求; ③ 较低的低温冷速，减小组织应力，利于控制畸变; ④科学合理的冷却分布，有效的控制淬火工件的应力分布。
等温分级淬火油蒸汽膜阶段极短( 特性温度高) ，高温冷速较快，低温冷速缓慢，冷却速度分布合理，既能有效控制工件的淬火畸变，同时获得高而均匀的表面硬度和足够的硬化层深度。按照ISO/DIS 9950—1995《工业淬火油冷却性能的镍合金探头试验法》标准规定的方法检测了原快
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速油和等温分级淬火油KR486 的冷却特性，原快速油与该等温分级淬火油冷却特性曲线如图 5 所示，从图 5中可以看出该等温分级淬火油特性温度更高，蒸汽膜阶段短，低温冷速更慢，使得工件在淬火冷却过程中破膜能力更强，低温组织转变应力更小，在保证淬透性的前提下，能够有效地降低工件的畸变量[34]。
2 采用等温分级淬火油淬火工艺
按照图 !3所示的热处理工艺，使用等温分级淬火油进行淬火，油温 90℃，对淬火后的工件进行检测。主轴 A处和 D 处的表面硬度如表 4 所示，主轴 A 处和D 处距离表层0.18mm 处硬化层硬度如表 5所示，主轴 A处和 D处硬化层深度如表 6 所示。
抽检50 只零件，零件A、B、C、D 4处畸变量统计曲线如图 6 所示，超出畸变要求的工件比例减少到4%，且矫正非常容易，表面硬度与硬化层深度均达到要求，但存在淬火不均匀现象，距表层0.18mm处硬度不符合要求，硬度散差较大。
3 问题分析及工艺改进
换用等温分级淬火油淬火后，主轴的表面硬度及硬化层深度均达到要求，但仍然有 4% 的工件畸变量超出畸变范围且有软点存在，考虑到淬火温度、保温时间、淬火油温、搅拌频率等因素对畸变及淬火软点的出现有重要影响【5】，所以后期通过延长渗碳保温时间\"提高搅拌频率\"降低淬火温度\"调整淬火油温来避免淬火软点的出现及降低主轴的畸变量; 最终发现采用图 7所示热处理工艺，油温100℃时加工主轴，主轴各方面性能全部达到技术要求。
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工艺改进后主轴 A 处和 D 处的表面硬度如表 7所示，主轴 A处和 D 处距离表层0.18mm 处硬化层硬度如表8所示，主轴A 处和 D处硬化层深度如表9所示。
抽检50只零件，硬度\"硬化层全部合格，无软点出现，零件A、B、C、D4处畸变量统计曲线如图8所示，仅有2%的零件不符合畸变要求，但矫正容易，符合生产要求。
以上3种工艺条件下淬火得到的工件畸变量统计见表10，结合图4图6 和图8可以发现，采用原快速淬火油淬火时工件畸变的散差较大，导致工件报废率偏高;换用等温分级淬火油淬火后，虽然还有4%的工件畸变，但工件畸变规律性较采用快速油淬火时好，可通过冷热加工配合进行修正; 采用等温分级淬火油淬火改进工艺后，效果最好，仅有一件工件畸变量超过0.5mm，畸变散差很小，能够有效地满足产品的畸变要求。
4结束语
1) 对20Cr钢包缝机主轴进行热处理过程中，选择特性温度较高，低温冷速较慢的淬火油，能够在保证工件淬透性的前提下，有效控制工件的畸变量。
2) 在使用等温分级淬火油对20Cr钢包缝机主轴进行热处理过程中，控制好淬火温度、渗碳保温时间、淬火油温、搅拌频率等因素有利于降低淬火畸变及避免淬火软点的出现。
3) 20Cr钢包缝机主轴在使用多用炉加工时最佳工艺为880℃渗碳保温90min，820℃保温10min，等温分级淬火油淬火，不通氨气，搅拌频率为15Hz，160℃回火保温60min后出炉空冷。
参考文献:
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从某种意义上讲, 20Cr钢实际就是在20#钢的基础上加入一定量的铬而形成的一种合金钢。
20Cr钢由于在20#碳素钢的基础上加入了0. 70% ~1. 00%的Cr,不仅对Fe -C平衡相图中相变点由所改变。显微组织的变化,必将带来力学性能的变化。与20#相比,其强度和淬透性有明显提高,经淬火及低温回火后有良好的综合力学性能,低温冲击韧性良好,回火脆性不明显,该钢渗碳时有晶粒长大倾向,因此要求渗碳后应进行二次淬火以保证心部的韧性。
1 存在问题及材料理论
20Cr钢常用来制造截面小于30 mm的形状简单的转速较高的渗碳或氢化件,如活塞销、小轴、衬套、托盘等零件,也可用于调质零件。
在实际钢材进厂的力学性能检验和制成锻件后的力学性能检验中,总有一定批次的钢材或锻件出现力学性能不合格的情况,强度和塑性很不容易同时兼顾。有必要寻找力学性能不合格的影响因素。
合金结构力学性能试样的热处理是检验钢材力学性能各项指标是否全面合格的重要一环。合金结构钢的力学性能指标在不同的标准中或协议中
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都有明确的规定,对热处理工艺规范的规定也有差异。而由于冶炼方式、冶炼炉次的不同,或品钢的化学成分有差异。而钢材的实际轧制尺寸不同对某些性能指标亦允许有稍许差异。此外,力学性能试样的原始组织不完全一样,所有这些因素必然对热处理时相的转变以及热处理后试样的实际性能有所影响。根据试样的具体情况,在标准规定的热处理工艺规范内,选定合适的工艺,以便全面达到标准规定的力学性能指标,提高一次合格率,就必须注意以下几个方面的问题。
同种材料在不同标准中有不同的性能指标要求,相应的热处理工艺也不会相同。对于20Cr钢,要特别注意合金元素既改变临界转变速度也改变共析成分。合金钢在淬火加热时,要适当提高淬火温度,适当加长保温时间,以使试样的晶粒既不粗大又能保证好的淬透性及较高的力学性能。
要考虑不同炉次材料所制试样化学成分上的差异。在统一的淬火温度下,也可以在标准规定的范围内对碳高者选定适当高的回火温度,对低碳量低者选择适当低的回火温度,来保证强度与韧性同时满足标准的要求。
要考虑试样的原始组织。原始组织的不同,也会带来热处理工艺上的差异。如:原始组织为粒状珠光体的就要比片状珠光体的淬火加热时间长一些,以保证奥氏体均匀化的程度。除注意以上各因素外,对热处理炉温的均匀情况,各季节温度的不同导致冷却速度的不同,淬火冷却时的操作速度,切断电源后试样的实际温度等均应加以注意。为了防止淬火后硬度合格的情况,造成不必要的浪费,最好淬火后低温回火前进行硬度检查。
2 历史状况
对于20Cr钢,从文献记载看,普遍认为该钢不好处理,其力学性能不够稳定。主要表现在屈服强度与塑性指标矛盾较大,不易同时达到标准规定的指标。碳量的波动对其性能影响较大,正直按关系到钢的淬透性及钢中铁素
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体量的多少,从而影响力学性能。由于20Cr钢是在20#钢的基础上加入约1%的Cr而形成的低碳低合金结构钢,因此,在考虑碳含量的同时,还必须注意Cr元素在钢中所起的作用。
曾经对近几年所进行的多批20Cr钢棒入厂力学性能复验结果进行了统计,统计结果表1。
从表1数据可以看出:其力学性能的实际结果与国标的规定数据相比: (1)抗拉强度大部分基本满足或者远远高于标准,有稍低于标准规定的指标情况; (2)屈服强度基本满足或者远远高出标准; (3)塑性及韧性数据则远低于标准。
3 试验内容
为了找出力学性能不合格的原因,选择了不同成分的该合金钢棒材进行试验,如表2所示。将上述4种成分的棒材制成标准试样毛坯并采用同一热处理制度进行处理,而后进行力学性能试样,热处理制度及力学性能测试结果列如表3。由表3数据可以看出:成分的波动确定对力学性能有着不可低价的影响。在同一种热处理制度下,由于成分的差异,尤其是碳元素含量的差异,导致力学性能试验结果的显著不同。从表2的数据可以看出: 1#、2#试样的碳含量在要求成分的上限,而3#、4#试样的碳含量在要求成分的半下限。因此,当采用同样的热处理制度时,韧性都能满足要求;要么碳含量低者强度低,塑性、韧性远远高于标准要求,而碳含量高者强度、塑性、韧性都
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能满足要求。表3的数据恰恰表明了这一趋势。将1#、2#试样毛坯的热处理制度进行调态,热处理后重新进行力学性能试验,试验结果见表4。
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从表4的试验数据可以看出:经过热处理制度的调整,力学性能的数据发生了变化。由于第一种制度的第二遍淬火温度选择的是最下限温度,因此,两批棒材的强度数据均较低,以至于比标准要求的下限还要低。虽然2#棒材有一支试样的强度值满足了标准的要求,但毕竟从整体上讲其力学性能为不合格。而第二套热处理现制度的选择就比较合理,这两种含碳量都位于上限的棒材,采用该制度进行处理后,都得到了满足的力学性能数据,从而强度与塑性及韧性的总体水平上看,可以认为:对于该成分的20Cr钢采用此种热处理制度后,其综合力学性能较好。
4 分析讨论
我们知道:金属的成分、组织与性能相互是有联系的,一定的成分在一定的工艺下会得到一定的组织也就对应着一定的性能,而不同的成分在不同的工艺下也就会得到不同的组织,也就会对应不同的性能水平。比较表3、表4中的热处理制度,虽然有一定的差别,但由于都是在标准规定的调态范围内选定的制度,因此,所有的制度都属于淬火加低温回火的范畴。既然是这样,那么对于20Cr钢而言,其显微组织从组织类型讲应该为低碳马氏体并含有一定量的游离铁素体,只不过由于热处理制度的变化,其形貌特征不同
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而已。正是由于这种不同形貌特征的组织及其数量的变化才导致了力学性能的显著变化。
5 结 语
对于20Cr这种合金结构的钢,在进行热处理操作时,首先要注意元素的含量,特别是碳含量。当其处于下限时,在适当考虑第一遍淬火温度的情况下,第二遍淬火温度要适当选择高些,保温时间适当选择长一些。当然,从前述该钢种的相变点可以看出,其第二遍淬火温度处于两相区内,因此,没必要将保温时间定得太长。而当碳含量处于上限时,在适当考虑第一次淬火加热温度的情况下,第二次淬火温度要选择适当低些,保温时间适当选择短些,以保证在强度符合要求的情况下,塑性、韧性也能得到满意的结果。
参考文献
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在常规生产检验中,部分炉号的20Cr试样热处理后综合机械性能指标不能满足标准要求,导致大量重取样,并影响检验周期,在标准范围内经多次调整工艺依然如此。本文探讨了其产生的原因和热处理工艺的调整。
2试验方法
试验用钢成分符合GB3077一88标准,对Φ15mm的毛坯试样采用如下工艺热处理后测定其力学性能,并观察其显微组织。热处理设备为上海实验电炉厂生产6KW箱式高温电炉。
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A工艺:①880℃保温30分钟,油淬; ②800℃保温30分钟,油淬; ③200℃保温2小时。 C工艺:①880℃保温30分钟,油淬; ②820℃保温30分钟,油淬; ③200℃保温温2小时。 试验结果及讨论 试验结果
B工艺:①880℃保温30分钟,水淬; ②800℃保温30分钟,水淬; ③200℃保温2小时。 D工艺:①880℃保温23分钟,水淬; ②820℃保温23分钟,水淬; ③200℃保温2小时。 (1) A工艺处理五炉钢样,其性能如表1。
表1 A2工艺处理钢样机械性能
(2)B工艺处理五炉钢的冲击功如
下:Ak39),Ak38),Ak40),Ak43),Ak39)。冲击功都不能满足标准要求,组织如图1。
(3)C工艺处理后,其生产检验情况如表2。
(2) 表2 C2工艺处理钢样的机械性能
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以上为生产检验中部分炉号的性能,该批试验完毕,强度和塑性匀能达到标准要求,但有一部分炉号冲击功达不到标准规定。
(4)采用D工艺在生产检验中批量处理试样后,部分试验数据如表3。
表3 D2工艺处理钢样的机械性能
3.2讨论
试样经第一次淬火后获得板条M组织,再次采取到温人炉中速加热到临界区保温形成了粒状和针状两种形态的A,淬火冷却后得到了如图1所示的具有晶粒边界效应的ɑ+M纤维状复合组织,因此试样采取到温人炉中速加热到临界区保温时,产生了组织遗传和晶粒遗传。
20Cr钢中未加人细化晶粒的无素,阻止晶粒长大的作用主要靠钢中的AIN质点,因此第一次淬火加热A化晶粒大小在保温时间较长时将主
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要取决于钢中酸溶铝含量高低,抽查十炉钢中酸洗溶铝含量及其在910℃保温1.5小时后的晶粒长大程度如表4。
酸洗铝含量为0.0049%的晶粒如图2。
图1B工艺处理的钢的显微组织 ×450
图2 酸溶铝含量为0.0049%的晶粒的显微组织 ×100
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图3 试样水淬保湿时间对晶粒度的影响（试样有效尺寸为10mm）
图4 经改进后的热处理工艺的钢的显微组织 ×450
因此为了克服钢中部分炉号酸溶铝含量较低,A化时晶粒随保温时间增加急剧长大的有害作用,第一次淬火加热时在保证获得完全A的同时应尽量缩短保温时间。选取一炉酸溶铝含量为0.004%的钢于880℃保温不同时间水淬测得其组织转变和晶粒长大情况如图3,因此第一次淬火保温时间可定为18分钟。
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第二次临界区加热淬火后获得具有晶粒边界效应的a+M双相纤维状复合组织,在单轴拉伸条件下,其强度遵循两相混合物定律,随M含量增高而增高,延伸率随M含量增加而降低。
在ɑ+M双相复合组织中, ɑ和M两相硬度差较大,如图4中M显微硬度为306HV,铁素体显微硬度153HV,硬度相差一倍。变形时, ɑ受M强烈拘束作用,其裂纹首先通过ɑ解理断裂而形成,随后以理解断裂方式通过ɑ,裂纹通过M时表现为准解理韧性断裂。解理断裂应力与马氏体岛及铁素体的平均自同由程度有关,细化铁素体晶粒及马氏体岛的直径均可提高解理断裂应力,从而增加试样的冲击韧性。
试样经A、B、C三种工艺热处理后,冲击功均不能达到标准要求。油淬与水淬相比,冲击功增加,在油淬情况下,随临界区加热温度提高,M含量增加,强度和冲击功增高,断面收缩率变化不大,延伸率降低。这主要是因为随M含量增加,强度升高,M对铁素体拘束作用加强,单轴拉伸试验时导致裂纹及早萌生,从而延伸率降低。D工艺临界区淬火加热温度高,保温时间缩短,试样经D工艺在常规生产检验中批量处理后,冲击功全部能达到标准要求,强度较高,塑性较低,部分炉号的延伸率达不到标准要求。因此可降低临界区淬火加热温度,减少M含量,从而适当提高延伸率,获得良好的综合机械性能。
改进后的热处理工艺为:880℃保温18分钟,水淬;800℃保温20分钟,水淬;200℃保温120分钟。经在常规生产检验中使用,机械性能指标全部能达到GB3077一88标准要求。酸溶铝含量为0.0049%的钢经此工艺热处理后的组织如图4,其冲击功为Ak71J。
4结论
(1)20Cr试样采取到温人炉进行第二次临界区淬火加热时存在组织遗传和晶粒遗传,热处理后获得具有晶粒边界效应的ɑ+M纤维状复合组织。
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(2)我厂20Cr钢中部分炉号酸溶铝含量较低,A化时,保温时间增加,晶粒剧烈长大,与组织遗传和晶粒遗传共同作用导致机械性能达不到标准要求。 (3)试样热处理采取到温人炉加热时,宜采取中限温度,短时间保温工艺对试样进行热处理。
参考文献
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供货状态及硬度：退火态，硬度≤179HBS
2 （质量分数）（%） 碳C：0.18～0.24 硅Si：0.17～0.37 锰Mn：0.50～0.80 铬Cr：0.70～1.00
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
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试样毛坯尺寸（mm）：15 热处理：
第一次淬火加热温度（℃）：880；冷却剂：水、油 第二次淬火加热温度（℃）：780～820；冷却剂：水、油 回火加热温度（℃）：200；冷却剂：水、空 抗拉强度（ζb/MPa）：≥835 屈服点（ζs/MPa）：≥540 断后伸长率（δ5/%）：≥10 断面收缩率（ψ/%）：≥40 冲击吸收功（Aku2/J）：≥47
布氏硬度（HBS100/3000）（退火或高温回火状态）：≤179
交货状态：以热处理（正火、退火或高温回火）或不热处理状态交货，交货状态应在合同中注明。
20Cr钢板与15Cr钢板相比，有较高的强度及淬透性，在油中临界淬透直径达4 ～22mm，在水中临界淬透直径达11～40mm，但韧性较差，此钢渗碳时仍有晶粒长大倾向，降温直接淬火对冲击韧性影响较大，所以渗碳后需二次淬火以提高零件心部韧性，无回火脆性；钢的冷应变塑性高，可在冷状态下拉丝；可切削性在高温正火或调质状态下良好，但退火后较差；20Cr钢板为珠光体，焊接性较好，焊后一般不需热处理，但厚度大于15mm的零件在焊前需预热到100～150℃，焊后也可不进行回火热处理。
材料加工
该钢淬火、低温回火后具有良好的综合力学性能，低温冲击韧性良好，回火脆性不明显。渗碳时钢的晶粒有长大趋势，所以要求二次淬火，以提高心部韧性，不宜降温淬火。当正火后硬度为170-217HB时，相对切屑加工性约为65%，焊接性中等，焊前应预热到100-150℃，冷变形时塑性中等。
为了提高模具型腔的耐磨性，模具成型后需要进行渗碳处理，然后再进行淬火和低温回火，从而保证模具表面具有很高硬度、高耐磨性而心部具有很好的韧性。对于
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使用寿命要求不很高的模具，也可以直接进行调质处理。国内也有不少应用低碳马氏体刚强烈淬火制造冷作模具的实例。
该钢模具零件工艺路线：下料-锻造模胚-退火-机械粗加工-冷挤压成型-再结晶退火-机械精加工-渗碳-淬火、回火-研磨抛光-装配。
工艺规范
正火规范:温度920-950℃，硬度156-179HBS。
冷压毛胚软化处理规范：温度700~720℃，保温时间8~15h，以50~100℃/h的冷速，随炉降至温度≤550~600℃，出炉空冷。处理前硬度≤179HBS，软化后硬度≤140HBS。
5.1.2强度及塑性检测
在热处理前后的强度和塑性通常在拉伸试验机上通过单轴静拉伸试验测得，通过实验可测定其抗拉强度（ζb）、屈服强度（ζs或ζ
0.2
）、延伸
率（δ）和断面收缩率（Ψ）等力学性能指标。其中，ζb,和ζs可分别用来材料抵抗破坏和塑性变形的能力；δ和Ψ则可用来评价其塑形的大小。 5.1.3冲击韧性检测
在热处理前后的韧性一般通过在冲击试验机上做冲击试验的方法进行检测，即测定冲击载荷试样被折断而消耗的冲击功αk，单位为焦耳（J）。而用试样缺口处的截面积F去除αk ，可得到材料的冲击韧度（冲击值）指标，即 αk= αk/F，其单位为kJ/m2或J/cm2。因此，冲击韧度α
k
表示材料在冲击载荷作用下抵抗变形和断裂的能力。αk值的大小表示材料的韧性好坏。一般把 αk值低的材料称为脆性材料，αk值高的材料称为韧性材料。
实验原理 1. 碳氮共渗工艺参数的制定 ⑴ 碳氮共渗温度的选择 温度的升高、渗入速度显著加快。在常用的碳氮共渗温度范围内，随着温度的升高，氮的表面
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层浓度越来越低，而且急剧下降，而碳的含量却逐渐提高，特别是碳原子的渗入深度大大提高，但是高温下碳原子扩散加速所以碳的浓度达到一定值后又降低。 碳氮共渗温度较低时表面易形成脆性的高氮低碳化合物ε相，温度升高时可获得含氮渗碳体。另外，由于氮的作用及氮碳的共同作用，碳氮共渗后的残余奥氏体量比渗碳时多且与共渗温度有关，温度的提高残余奥氏体在渗层中的分布加深，而其数量随温度的升高先是降低而后又随温度的升高而增加。 因此，在选择碳氮共渗温度时应该遵循的原则是： ① 尽可能提高渗速； ② 尽可能使渗层中保存一定的氮量； ③ 尽可能使渗层中减少化合物层的出现； ④ 尽可能使渗层在淬火后残余奥氏体量调整到一定值； ⑤ 尽可能减少零件的变形。 综合各种因素，通常碳氮共渗温度在820～870℃之间。 ⑵ 碳氮共渗时间的选择 碳氮共渗工艺时间的长短主要决定于所要求的共渗层深度、共渗温度和钢种，此外共渗剂的成分和流量以及装炉量等也都有一定的影响。共渗层深度与共渗时间的关系可以用下式表示： X=Kη 式中：X为共渗层深度（mm），η为共渗时间（h）, K为共渗系数。其中共渗系数与共渗温度、共渗介质和钢种有关，可通过实验测得。表2列出了常用钢种的K值。 通常在较低的温度下碳氮共渗时，表面硬度随时间的延长而迅速增加；但当共渗时间继续延长时表面硬度不再增加。而在较高的温度下碳氮共渗时，表面硬度值所对应的时间是2～3小时，如时间继续延长，表面硬度反而有下降的趋势。
表2 常用钢种的K值 钢 号 共渗温度 ℃ K值 共渗介质 20Cr 850～870 0.30 略 20CrMnTi 850～870 0.32 20CrMnTi 820～840 0.31 20MnMo 840 0.34
10或20 850～870 0.28
⑶ 碳氮共渗炉内气氛的控制 气体碳氮共渗以渗碳为主；共渗剂通常由滴入液体渗碳剂和通入氨气，液体渗碳剂通常取丙酮或煤油和稀释剂甲醇。 通常共渗气氛中，氨气含量为25～35％，对于碳氧共渗炉气的控制一般采用在稳定炉气氮气的基础上控制炉气的碳势。当采用带有稀释气介质共渗时，炉内气体介质的流量每小时应为炉膛容积的6～10倍，即保证每小时换气6～10次（称换气次数）。这样在已知炉膛尺寸、共渗介质的产气量就能计算出共渗介质的需求量，制定出炉内气氛控制的工
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艺参数。表3是几种常用渗剂的产气量： 稀释剂除了可以控制炉内气氛成分的稳定外，还可以配合废气排出孔开启的程度控制炉内的气氛压力。
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