CN111893431B - 一种具有高抗接触疲劳性能的20Cr2Ni4A渗碳钢及其制备方法 - Google Patents

一种具有高抗接触疲劳性能的20Cr2Ni4A渗碳钢及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供了一种具有高抗接触疲劳性能的20Cr2Ni4A渗碳钢及其制备方法，属于金属材料技术领域。本发明采用稀土真空渗碳热处理和离子注入技术的复合强化工艺，即通过对20Cr2Ni4A钢渗碳前注入稀土元素与渗碳后注入过渡金属元素，在一定深度使20Cr2Ni4A钢缺陷密度增加，既能为渗碳过程中碳原子扩散提供理想的通道，提高碳原子的渗入深度和浓度，细化渗碳层晶粒组织；又能形成硬化陶瓷相及纳米晶相等强化相，提高表面硬度，改善20Cr2Ni4A钢的力学性能，使其表面的抗接触疲劳性能得到明显提高。

Description

一种具有高抗接触疲劳性能的20Cr2Ni4A渗碳钢及其制备 方法
技术领域
本发明涉及金属材料技术领域，尤其涉及一种具有高抗接触疲劳性能的20Cr2Ni4A渗碳钢及其制备方法。
背景技术
20Cr2Ni4A钢被广泛应用于制造齿轮中，其具有强度高、韧性好及淬透性高的特点，热处理后具有良好的综合性能。重载齿轮由于长期承受较大反复交变载荷作用，在恶劣服役工况中多发接触疲劳失效，其中剥落失效是硬化齿面接触疲劳失效的主要形式，它的存在会降低齿轮的承载能力与抗接触疲劳强度。
近年来，国内外学者已经对20Cr2Ni4A钢的渗碳热处理进行了许多探索和研究，着力于改善渗碳层质量，以期得到具有高硬度、平缓硬度梯度分布的均匀渗碳层。目前，渗碳热处理的方法包括高温渗碳、真空渗碳、稀土渗碳等，但是仍存在真空渗碳层碳分布不均匀、有效硬化层深度不够等问题，所得20Cr2Ni4A渗碳钢的抗接触疲劳性能仍有待提高。
发明内容
本发明的目的在于提供一种具有高抗接触疲劳性能的20Cr2Ni4A渗碳钢及其制备方法，本发明通过对20Cr2Ni4A钢渗碳前注入稀土元素与渗碳后注入过渡金属元素，在一定深度使20Cr2Ni4A钢缺陷密度增加，既能提高碳原子的渗入深度和浓度，细化渗碳层晶粒组织，又能提高表面硬度，改善20Cr2Ni4A钢的力学性能，使其表面的抗接触疲劳性能得到明显提高。
为了实现上述发明目的，本发明提供以下技术方案：
本发明提供了一种具有高抗接触疲劳性能的20Cr2Ni4A渗碳钢的制备方法，包括以下步骤：
对20Cr2Ni4A钢进行离子注入预处理，得到预处理钢材料；
对所述预处理钢材料进行真空渗碳热处理，得到渗碳钢材料；
对所述渗碳钢材料进行离子注入后处理，得到具有高抗接触疲劳性能的20Cr2Ni4A渗碳钢；
其中，所述离子注入预处理采用的注入元素为稀土金属元素，所述离子注入后处理采用的注入元素为过渡金属元素。
优选地，所述离子注入预处理采用的注入元素为La或Y，所述离子注入后处理采用的注入元素为Ti或Ti+Cr。
优选地，所述离子注入预处理的操作条件包括：真空度为3.5×10-3Pa，注入温度为15～35℃；La的注入能量为100keV，La的注入剂量为2×1017ions/cm2；Y的注入能量为105keV，Y的注入剂量为2×1017ions/cm2。
优选地，所述真空渗碳热处理包括依次进行的渗碳处理、第一回火、油淬火和第二回火。
优选地，所述渗碳处理在碳势为1.2％、温度为920℃、真空度为1×10-5Pa的条件下进行，所述渗碳处理的时间为5h；所述渗碳处理过程中交替脉冲注入C2H2和N2，以脉冲一次C2H2和脉冲一次N2记为1个脉冲循环，共计进行25个脉冲循环。
优选地，所述第一回火的温度为650℃，时间为3h；所述油淬火的温度为820℃；所述第二回火的温度为180℃，时间为3h。
优选地，当所述离子注入后处理的注入元素为Ti+Cr时，所述离子注入后处理包括依次进行的Ti离子注入和Cr离子注入。
优选地，当所述离子注入后处理的注入元素为Ti+Cr时，操作条件包括：真空度为3.5×10-3Pa，注入温度为15～35℃；Ti的注入能量为105keV，Ti的注入剂量为2×1017ions/cm2；Cr的注入能量为105keV，Cr的注入剂量为2×1017ions/cm2。
优选地，当所述离子注入后处理的注入元素为Ti时，操作条件包括：真空度为3.5×10-3Pa，注入温度为15～35℃；Ti的注入能量为105keV，Ti的注入剂量为2×1017ions/cm2。
本发明提供了上述技术方案所述制备方法制备得到的具有高抗接触疲劳性能的20Cr2Ni4A渗碳钢。
本发明提供了一种具有高抗接触疲劳性能的20Cr2Ni4A渗碳钢的制备方法，包括以下步骤：对20Cr2Ni4A钢进行离子注入预处理，得到预处理钢材料；对所述预处理钢材料进行真空渗碳热处理，得到渗碳钢材料；对所述渗碳钢材料进行离子注入后处理，得到具有高抗接触疲劳性能的20Cr2Ni4A渗碳钢；其中，所述离子注入预处理采用的注入元素为稀土金属元素，所述离子注入后处理采用的注入元素为过渡金属元素。本发明采用稀土真空渗碳热处理和离子注入技术的复合强化工艺，即通过对20Cr2Ni4A钢渗碳前注入稀土元素与渗碳后注入过渡金属元素，在一定深度使20Cr2Ni4A钢缺陷密度增加，既能为渗碳过程中碳原子扩散提供理想的通道，提高碳原子的渗入深度和浓度，细化渗碳层晶粒组织；又能形成硬化陶瓷相及纳米晶相等强化相，提高表面硬度，改善20Cr2Ni4A钢的力学性能，使其表面的抗接触疲劳性能得到明显提高。
实施例的结果显示，在920℃、碳势为1.2％的稀土渗碳过程中，镧和钇离子注入分别使碳扩散系数提高了1.12倍和1.17倍，渗碳层的有效硬化深度分别增加了0.08mm和0.11mm。稀土离子注入预处理显著改善渗碳层的组织，稀土渗碳层中细小弥散碳化物的直径均小于0.32mm。离子注入镧和钇后渗碳层的表面硬度分别提高了3.8％和6.0％。稀土渗碳过程中，稀土在钢表面形成的高密度位错缺陷和柯氏气团成为碳原子的快速扩散通道，对提高碳扩散系数、改善渗碳层组织具有重要作用。同时，离子注入过渡金属复合强化处理中，Ti注入和Ti+Cr注入可在稀土渗碳层形成复合强化层，其表面存在Ti和Cr的碳氮化物新相，包括TiC、TiN、TiNC、CrC以及CrN。这些相具有高硬度、高强度的特点，对提升20Cr2Ni4A渗碳钢的接触疲劳寿命具有显著作用。在相同压入载荷条件下，复合强化层表面硬度增加，抵抗塑性变形能力增强。注入Ti后强化层纳米硬度提高7.1％，弹性模量提高27.6％；Ti+Cr注入后复合强化层纳米硬度提高15.1％，弹性模量提高28.7％。离子注入强化机理包括在表面形成高强度的新相和在亚表面形成辐射损伤及晶格畸变。本发明采用稀土渗碳和复合强化处理后渗碳层的寿命显著提高，寿命分散性明显降低。
附图说明
图1为本发明实施例1中制备具有高抗接触疲劳性能的20Cr2Ni4A渗碳钢的工艺流程图；
图2为稀土镧和钇注入20Cr2Ni4A钢试样表面的XPS能谱；
图3为稀土镧和钇注入20Cr2Ni4A钢试样后各元素分布图；
图4为未注入试样、稀土镧注入后样品和稀土钇注入后样品的XRD图；
图5为渗碳后试样的XRD图；
图6为常规真空渗碳层、稀土镧和钇渗碳层的表面和心部金相组织形貌图；
图7为渗碳层中碳化物直径尺寸分布图；
图8为渗碳层表面以及心部的洛氏硬度测量结果图；
图9为渗碳层沿深度方向的显微硬度分布图；
图10为渗碳层沿深度方向的碳浓度分布图；
图11为稀土钇、氮气氛围中Ti及Ti+Cr离子注入后渗碳试样的小角掠射X射线衍射图谱；
图12为稀土渗碳试样不同深度处Fe、C和Cr的XPS谱图；
图13为氮气氛围中Ti离子注入渗碳试样在表面、10nm、40nm、80nm深度处的Fe 2p、C 1s、Cr 2p、Ti 2p和N1s的XPS谱图；
图14为氮气氛围中对注入Ti离子后的试样再次注入Cr离子的渗碳试样在表面、10nm、40nm、80nm深度处的Fe 2p、C 1s、Cr 2p、Ti 2p和N1s的XPS谱图；
图15为5mN载荷下的纳米压痕结果图；
图16为稀土渗碳层的接触疲劳寿命与失效概率的接触疲劳寿命Weibull分布曲线；
图17为常规真空渗碳层与稀土镧渗碳层的疲劳试样表面的扫描电镜图；
图18为复合强化层的接触疲劳寿命与失效概率的接触疲劳寿命Weibull分布曲线；
图19为稀土钇渗碳层与Ti注入复合强化层的表面接触疲劳失效磨痕图；
图20为接触疲劳试验后稀土钇渗碳层和Ti+Cr离子注入强化层疲劳失效截面形貌图。
具体实施方式
本发明提供了一种具有高抗接触疲劳性能的20Cr2Ni4A渗碳钢的制备方法，包括以下步骤：
对20Cr2Ni4A钢进行离子注入预处理，得到预处理钢材料；
对所述预处理钢材料进行真空渗碳热处理，得到渗碳钢材料；
对所述渗碳钢材料进行离子注入后处理，得到具有高抗接触疲劳性能的20Cr2Ni4A渗碳钢；
其中，所述离子注入预处理采用的注入元素为稀土金属元素，所述离子注入后处理采用的注入元素为过渡金属元素。
本发明对20Cr2Ni4A钢进行离子注入预处理，得到预处理钢材料；所述离子注入预处理采用的注入元素为稀土金属元素。本发明对所述20Cr2Ni4A钢的来源没有特殊限定，采用本领域技术人员熟知来源的20Cr2Ni4A钢即可。在本发明中，所述稀土金属元素优选为La或Y。本发明优选将20Cr2Ni4A钢依次进行打磨、抛光、清洗和干燥后，再进行离子注入预处理；在本发明的实施例中，具体是使用600#～2000#粒度的碳化硅砂纸对20Cr2Ni4A钢进行打磨，随后使用W3.5金刚石抛光膏进行抛光，之后用无水乙醇超声清洗10min，清洗完成后使用吹风机将20Cr2Ni4A钢吹干待用。
在本发明中，所述离子注入预处理的操作条件优选包括：真空度为3.5×10-3Pa，注入温度为15～35℃；La的注入能量为100keV，La的注入剂量为2×1017ions/cm2；Y的注入能量为105keV，Y的注入剂量为2×1017ions/cm2。在本发明中，所述注入温度更优选为20～30℃，具体的，可以在室温条件下进行离子注入预处理，即不需要额外的加热或降温；在本发明的实施例中，具体是在25℃条件下进行离子注入预处理。
在本发明中，所述离子注入预处理采用的设备优选为北京师范大学低能核物理研究所研究制造的MEVVA(金属蒸汽真空弧离子源)IIA-H型强流金属离子注入机，主要技术指标包括：(1)加速电压：20～80kV；(2)离子种类：各种可导电的固态元素离子；(3)平均离子流强度：5～10mA；(4)离子平均电荷态：1～3.2；(5)脉冲长度：1.2ms；(6)脉冲重复频率：1～25Hz；(7)阴极寿命：大于8h；(8)靶盘尺寸：Φ220mm。
得到预处理钢材料后，本发明对所述预处理钢材料进行真空渗碳热处理，得到渗碳钢材料。在本发明中，所述真空渗碳热处理优选包括依次进行的渗碳处理、第一回火、油淬火和第二回火。在本发明中，所述渗碳处理优选在碳势为1.2％、温度为920℃、真空度为1×10-5Pa的条件下进行，所述渗碳处理的时间优选为5h；所述渗碳处理过程中优选交替脉冲注入C2H2和N2，以脉冲一次C2H2和脉冲一次N2记为1个脉冲循环，共计进行25个脉冲循环。本发明通过交替脉冲注入C2H2和N2，有利于促进碳原子的均匀扩散。在本发明中，所述第一回火的温度优选为650℃，时间优选为3h；本发明优选在较高温度条件下进行第一回火，有利于促进碳化物析出和残余奥氏体分解。在本发明中，所述油淬火的温度优选为820℃；在该条件下进行油淬火，有利于提高材料的硬度和韧性。在本发明中，所述第二回火的温度优选为180℃，时间优选为3h；在较低温度条件下进行第二回火，有利于消除材料的内应力。在本发明中，所述真空渗碳热处理优选在真空渗碳自动生产线(EMC)上完成。
得到渗碳钢材料后，本发明对所述渗碳钢材料进行离子注入后处理，得到具有高抗接触疲劳性能的20Cr2Ni4A渗碳钢；所述离子注入后处理采用的注入元素为过渡金属元素。在本发明中，所述过渡金属元素优选为Ti或Ti+Cr，即所述离子注入后处理采用的注入元素可以为Ti单元素注入，也可以为Ti+Cr双元素注入；当所述离子注入后处理的注入元素为Ti+Cr时，所述离子注入后处理优选包括依次进行的Ti离子注入和Cr离子注入。在本发明中，当所述离子注入后处理的注入元素为Ti+Cr时，操作条件优选包括：真空度为3.5×10- 3Pa，注入温度为15～35℃；Ti的注入能量为105keV，Ti的注入剂量为2×1017ions/cm2；Cr的注入能量为105keV，Cr的注入剂量为2×1017ions/cm2。在本发明中，当所述离子注入后处理的注入元素为Ti时，操作条件优选包括：真空度为3.5×10-3Pa，注入温度为15～35℃；Ti的注入能量为105keV，Ti的注入剂量为2×1017ions/cm2。在本发明中，上述各离子注入过程中的注入温度更优选为20～30℃，具体的，可以在室温条件下进行离子注入后处理，即不需要额外的加热或降温；在本发明的实施例中，具体是在25℃条件下进行离子注入后处理。在本发明中，所述离子注入后处理优选在氮气氛围中进行。在本发明中，所述离子注入后处理采用的设备以及所述设备的主要技术指标优选与离子注入预处理采用的设备以及所述设备的主要技术指标相同，不再赘述。
本发明采用稀土真空渗碳热处理和离子注入技术的复合强化工艺，即通过对20Cr2Ni4A钢渗碳前注入稀土元素与渗碳后注入过渡金属元素，在一定深度使20Cr2Ni4A钢缺陷密度增加，既能为渗碳过程中碳原子扩散提供理想的通道，提高碳原子的渗入深度和浓度，细化渗碳层晶粒组织；又能形成硬化陶瓷相及纳米晶相等强化相，提高表面硬度，改善20Cr2Ni4A钢的力学性能，使其表面的抗接触疲劳性能得到明显提高。
本发明提供了上述技术方案所述制备方法制备得到的具有高抗接触疲劳性能的20Cr2Ni4A渗碳钢。本发明提供的20Cr2Ni4A渗碳钢具有高抗接触疲劳性能，有利于延长制件在极端工况下的服役寿命，提高可靠性。
下面将结合本发明中的实施例，对本发明中的技术方案进行清楚、完整地描述。显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
实施例1
采用TXC01型直读光谱仪对20Cr2Ni4A钢样品进行化学成分测定，其主要化学成分如表1所示，经验证满足GB/T3077-1999的要求。
采用线切割加工制备实验所需大小的试样，用于微观组织结构观察的试样尺寸为15mm×15mm×15mm；用于接触疲劳试验的试样为：外径为Φ65mm、内径为Φ30mm、高度为6mm的圆环试样。
表1 20Cr2Ni4A钢的化学成分(质量分数，％)
Figure BDA0002635271310000061
如图1所示，按照离子注入稀土(La或Y)预处理→真空渗碳热处理→离子注入过渡元素(Ti或Ti+Cr)后处理的工艺流程对20Cr2Ni4A钢试样进行处理，包括以下步骤：
(1)离子(La或Y)注入预处理
使用600#～2000#粒度的碳化硅砂纸对试样进行打磨，随后使用W3.5金刚石抛光膏抛光，之后用无水乙醇超声清洗10min，清洗完成后使用吹风机将试样吹干待用。
采用北京师范大学低能核物理研究所研究制造的MEVVA(金属蒸汽真空弧离子源)IIA-H型强流金属离子注入机进行离子注入预处理。
MEVVAIIA-H型强流金属离子注入机的主要技术指标包括：(1)加速电压：20～80kV；(2)离子种类：各种可导电的固态元素离子；(3)平均离子流强度：5～10mA；(4)离子平均电荷态：1～3.2；(5)脉冲长度：1.2ms；(6)脉冲重复频率：1～25Hz；(7)阴极寿命：大于8h；(8)靶盘尺寸：Φ220mm。
离子注入预处理的操作条件见表2。
表2离子(La或Y)注入预处理的操作条件
Figure BDA0002635271310000062
Figure BDA0002635271310000071
(2)真空渗碳热处理
整个真空渗碳热处理过程在真空渗碳自动生产线(EMC)上完成，真空渗碳热处理的操作步骤及参数如下：
将步骤(1)所得试样在碳势为1.2％、温度为920℃的真空环境(1×10-5Pa)中处理5h；其中，在处理过程中交替脉冲注入C2H2和N2，以脉冲一次C2H2和脉冲一次N2记为1个脉冲循环，共计进行25个脉冲循环；
上述处理完成后，于650℃条件下高温回火3h，之后于820℃条件下油淬火，最后于180℃条件下低温回火3h，完成真空渗碳热处理。
(3)离子(Ti或Ti+Cr)注入后处理
参照离子注入预处理的方法对步骤(2)所得试样进行离子注入后处理，所述离子注入后处理的操作条件见表3。
表3离子(Ti或Ti+Cr)注入后处理的操作条件(N2气氛中)
Figure BDA0002635271310000072
表征及性能测试
1、离子注入预处理对渗碳层组织与性能的影响
1.1稀土渗碳层的组织结构及力学性能
1.1.1稀土注入层的化学成分及组织结构
稀土镧和钇注入20Cr2Ni4A钢试样表面的XPS能谱如图2所示，图2中的(a)为La全谱，(b)为La 3d谱，(c)为Y全谱，(d)为Y 3d谱；其中，进行XPS能谱表征前预先使用Ar+离子刻蚀1min除去样品表面灰尘。由图2中的(a)和(c)可知XPS全谱中明显存在La、Y以及Fe、C、O和Si等元素。测得样品表面C元素的吸收峰为285.2eV，比标准的碳元素峰284.8eV高出0.4eV。考虑测量误差，调整后的La和Y的图谱分别如图2中的(b)和(d)所示。图2中的(b)表明La 3d表面的三个峰对应于La 3d3/2(851.5eV)和La 3d5/2(835.1eV)；自旋轨道***值为16.4eV，这是典型的La2O3。图2中的(d)表明Y 3dXPS光谱中的158.0eV和155.9eV处的峰值对应于Y-Y键，157.4eV处的峰值对应于Y2O3。因此，稀土镧主要以氧化物形式存在于稀土注入层中，而稀土钇以氧化物和金属Y形式存在于稀土注入层中。
稀土镧和钇注入20Cr2Ni4A钢试样后各元素分布如图3所示，图3中的(a)为La注入结果，(b)为Y注入结果。由图3可知，样品表面碳和氧元素含量较高，随着深度的增大，碳和氧含量减少，其中镧和钇元素含量随深度增加呈先增加后减小的趋势，当深度为约60nm时两者含量达到最小。因此，注入的稀土元素满足高斯分布，镧和钇的峰浓度分布在约15nm和25nm深度处，浓度分别为22.9wt.％和21.2wt.％。
未注入试样(原始20Cr2Ni4A钢试样)、稀土镧注入后样品和稀土钇注入后样品的XRD图如图4所示，图4中的(a)为XRD衍射谱，(b)为(110)峰衍射角，(c)为(200)峰衍射角，(d)为(211)峰衍射角。由图4可知，未注入试样的结构主要为体心立方结构的铁素体；由于稀土较大的原子半径与离子注入引入的内应力，α-Fe的三个衍射峰都向左发生偏移，并且峰值强度增大，这意味着注入基体表面发生了晶格畸变。
比较未注入试样、稀土镧注入后样品和稀土钇注入后样品的透射电镜表征结果可知，20Cr2Ni4A基体中本身存在一定数量的位错纠缠和位错网格等晶体缺陷，形成了稳定的缺陷网络。稀土镧和钇离子注入对体心立方(BCC)Fe基体造成了晶格损伤。与未注入试样相比，注入稀土离子的样品形成高密度位错纠缠。特别是稀土钇离子注入后，基体中几乎充满了高密度的位错，这些位错堆积并缠结在一起。
1.1.2渗碳层的相组成及组织结构
渗碳后试样的XRD图如图5所示，图5中的(a)XRD衍射谱，(b)为(110)峰衍射角，(c)为(200)峰衍射角，(d)为(211)峰衍射角。由图5可知，三种试样表层的渗碳层均由BCC马氏体相和FCC残余奥氏体组成。由于X射线衍射空间分辨率的有限性，未测试到镧和钇衍射峰。分析发现，与常规真空渗碳层(即未注入稀土元素)相比，注入镧和钇试样中最强衍射峰分别向左移动0.26°和0.20°，其他两个马氏体峰也向左偏移。此外，镧和钇注入后渗碳层的所有晶面强度均强于未注入试样。XRD测得渗碳层表面残余奥氏体含量见表4，结果表明由于稀土存在，渗碳层中残余奥氏体的含量略有下降。
表4 X射线衍射测得的三种试样渗碳表层残余奥氏体含量
Figure BDA0002635271310000091
常规真空渗碳层、稀土镧和钇渗碳层的表面和心部金相组织形貌如图6所示，图6中的(a)和(b)为常规真空渗碳层的表面及心部，(c)和(d)为镧渗碳层的表面及心部，(e)和(f)为钇渗碳层的表面及心部。图6中的(a)显示常规真空渗碳层的显微组织由马氏体基体组成，并且粒状碳化物和未转变为马氏体的残余奥氏体分散在渗碳层中。然而，离子注入镧和钇后的渗碳层中分别获得了超细针状马氏体和细小的弥散晶粒碳化物，如图6中的(c)和(e)所示。如图6中的(b)、(d)和(f)所示，三种试样的心部显微结构均为回火马氏体和少量铁素体，根据GB/T 25744-2010金相标准，常规真空渗碳层的心部组织达到标准心部组织4级水平，而注入稀土后的渗碳层的心部组织满足标准3级要求。在本发明中，稀土原子的存在有利于渗碳过程中奥氏体晶粒内部细小碳化物的析出，这些碳化物存在，使马氏体切变受到阻挡而被迫超细化，最终在渗碳表层形成了由超细马氏体、少量残余奥氏体和大量细小弥散碳化物组成的良好组织。因此经过稀土注入后渗碳层的组织更加细化。
通过对渗碳层中碳化物进行扫描电镜表征可知，在常规真空渗碳层中，大多数碳化物是粒状的且不均匀地分布在马氏体间隙中，并伴有大直径棒状碳化物。与常规真空渗碳层相比，注入稀土后的渗碳层中碳化物的分布更为均匀。其中，注入稀土钇后的渗碳层中碳化物最细小。所述碳化物主要由碳、铁、铬、镍和锰组成，且注入稀土后的渗碳层的碳化物中含有镧和钇。
利用Nano-Measurer1.2软件和Gaussian拟合对碳化物颗粒的尺寸分布进行估算，保证每个扫描电镜图像中至少有150个颗粒被统计。对图6中的扫描电镜照片中的碳化物颗粒进行标记并给出统计结果，所得渗碳层中碳化物直径尺寸分布图如图7所示，图7中的(a)为常规真空渗碳层，(b)为注入La后的渗碳层，(c)为注入Y后的渗碳层。结果表明常规真空渗碳层中碳化物的平均直径为0.35μm，其中81.2％的碳化物直径在0.6μm以内，部分大块碳化物的长度大于5μm。20Cr2Ni4A钢试样在离子注入镧或钇并且经真空渗碳后，渗碳层表面碳化物的平均直径分别为0.25μm以及0.17μm。因此，离子注入稀土使渗碳层表面碳化物的粒径减小。其中钇原子半径大于镧，故钇离子注入效果优于镧离子注入效果，其渗碳层中碳化物的最小颗粒尺寸为0.06μm，最大粒径为0.36μm。事实证明，离子注入预处理在细化渗碳层结构和促进细小碳化物的弥散析出方面起着重要作用，有利于提高表面硬度，改善渗碳层的力学性能。
1.1.3渗碳层的硬度梯度分布
渗碳层中弥散分布的细小碳化物将发挥第二相强化的作用，对阻碍位错运动、增强渗碳层变形抗力及提高钢的硬度均产生有利影响。对渗碳层表面以及心部进行洛氏硬度测量的结果如图8所示。由图8可知，常规920℃真空渗碳层的表面硬度为58.3HRC，镧元素注入后，渗碳层表面硬度可达60.5HRC，钇元素注入后，渗碳层表面硬度提高到61.8HRC。相比之下，心部硬度值变化不大。图中误差棒的值越小，表明表面硬度的变化范围无显著性差异。因此，稀土注入可提高渗碳层的表面硬度，其中注入钇后渗碳效果更显著。
渗碳层沿深度方向的显微硬度分布图如图9所示，其中误差棒的波动值不超过25HV1。实验结果表明，在920℃条件下，稀土离子注入后渗碳层的显微硬度高于常规真空渗碳层，且硬度梯度变化不剧烈。La和Y离子注入后渗碳层的最大硬度分别为805HV1和822HV1，高于常规真空渗碳层硬度值。根据GBT 9450-2005《钢件渗碳淬火有效硬化层深度的测定和校核》标准，其规定截面维氏硬度大于550HV处到表面的距离为有效硬化层厚度，在此基础上可知：常规真空渗碳层厚度约为1.36mm，注入La后渗碳层厚度可达1.44mm，注入Y后渗碳层厚度为1.47mm(如图9中的箭头所示)。因此，稀土离子注入提高了20Cr2Ni4A钢渗碳层的硬度，但并未引起有效硬化层深度的显著增加。而且注入钇进行真空渗碳热处理获得的渗碳层显微硬度最高，硬度梯度分布最均匀。
1.2碳扩散系数的计算
渗碳层沿深度方向的碳浓度分布图如图10所示。从图中可以看出，常规真空渗碳层表面的碳浓度约为0.84％，并且碳浓度变化趋势与注入稀土相比较为不均匀。离子注入稀土后，渗碳层表面碳浓度达到0.9％以上，碳浓度梯度变化更为平缓。此处测得的碳元素分布与1.1.3小节中三种不同处理渗碳试样的硬度梯度分布趋势大致相同。
真空渗碳以乙炔气体为渗碳源，其通过化学反应式(1-1)发生分解，生成氢气和碳原子。
C2H2→2[C]+H2+53.5kcal (1-1)
假设碳的扩散系数与碳浓度无关，则碳在奥氏体中的扩散可视为渗碳过程中的二维扩散，由于渗碳过程中存在浓度梯度，扩散会由高浓度区向低浓度区进行，而且扩散通量与浓度成正比。根据菲克第二定律，渗碳过程中碳浓度分布遵循公式(1-2)：
Figure BDA0002635271310000101
式中：c(x，t)为碳体积浓度，x为钢材基体中任意点到表面的距离，t为扩散时间，D为碳扩散系数。
随着渗碳时间的延长，钢材基体表面的碳浓度cs由原来的碳含量c0逐渐增加到一个恒定的水平，并与炉气的碳势cp趋于平衡，表明钢材基体表面已进入碳扩散阶段。在渗碳过程开始时，公式(1-2)的初始条件和边界条件标记为c0＝(x，0)和cs＝(0，t)。菲克第二定律提供了碳扩散浓度曲线，其解如公式(1-3)：
Figure BDA0002635271310000111
式中：cx为距表面x处的碳浓度，
Figure BDA0002635271310000112
为误差函数，
Figure BDA0002635271310000113
是一个常数，因此可得到硬化层深度与扩散时间的关系式(1-4)：
Figure BDA0002635271310000114
式中K是常数。
因此，在图9得出的渗碳有效硬化层深度基础上，当三种试样渗碳温度和时间相同的条件下，可由式(1-4)得到含稀土或不含稀土渗碳层的扩散系数关系式(1-5)和式(1-6)：
Figure BDA0002635271310000115
Figure BDA0002635271310000116
式中D920℃、
Figure BDA0002635271310000117
和
Figure BDA0002635271310000118
代表920℃真空渗碳热处理时，碳元素在低碳钢中的有无稀土注入后的扩散系数。
最后，得到关系式(1-7)和关系式(1-8)：
Figure BDA0002635271310000119
Figure BDA00026352713100001110
稀土通过增加碳原子扩散系数来增加有效硬化层深度，加速渗碳热处理进程。当真空渗碳温度为920℃，碳势为1.2％时，镧和钇注入后试样的碳扩散系数分别是未注入试样的1.12倍和1.17倍。
2、离子注入后处理对渗碳层组织与性能的影响
2.1复合强化层的组织结构
2.1.1复合强化层的相结构
图11为稀土钇、氮气氛围中Ti及Ti+Cr离子注入后渗碳试样的小角掠射X射线衍射(GIXRD)图谱。由图可以看出，渗碳层中马氏体峰大致在2θ为44.9°(α′(110))，63.1°(α′(200))和82.3°(α′(211))处。在Ti和Ti+Cr离子注入后，马氏体的衍射峰向高角度发生偏移。在渗碳层中，N原子的固溶原子半径(70pm)比金属原子的小，如Fe的原子半径为117pm。与稀土钇渗碳层(即未注入过渡金属元素)的GIXRD图谱相比，Ti和Ti+Cr离子注入改性层中的α′(110)峰变宽并且***为两个峰，出现这种现象的原因可能是α′相的晶格膨胀及氮化物和碳化物的形成。在Ti离子注入层的38.6°、44.6°和45.7°处出现了三个新的衍射峰，这三个衍射峰分别是TiN和TiC峰，并且偏移到高角度方向，研究发现该现象与氮离子渗入到渗碳钢表面后晶格参数发生变化有关。同样，Ti+Cr离子注入层中39.6°、44.8°和45.9°处的衍射峰分别对应于TiC、Cr7C3和CrN相。因此综上分析可知，由于注入过渡元素过程能量较高，注入的Ti和Cr原子会进入铁晶胞中，在材料内部引起晶格畸变和内应力，形成碳和氮的化合物从而提高渗碳层表面性能。
2.1.2复合强化层的元素分布及价态
稀土渗碳试样不同深度处Fe、C和Cr的XPS谱图如图12所示，图12中的(a)为Fe，(b)为C，(c)为Cr。由图12中的(a)可知，在试样表面处分析得出铁的五个峰，其中，706.82eV和719.87eV处的2p3/2和2p1/2峰分别为Fe的2p峰，710.50eV和724.08eV处的2p3/2和2p1/2峰分别为Fe2O3的2p峰，而713.53eV处的2p3/2对应于FeS，FeS峰的产生是由于20Cr2Ni4A钢中存在杂质S元素。在10nm、40nm、80nm处，Fe峰的组成除了Fe和Fe2O3的2p峰外，FeS的2p3/2峰消失，出现了大致位于712.25eV处的Fe3C 2p3/2峰。除此之外，可以明显观察到铁峰的强度随深度的增加而增加。这是因为随着深度的增加，与铁形成化合物的氧浓度逐渐降低。由图12中的(b)可知，碳的主要化学键组成为C-C键、C-O键和C-H-O键，其中在10nm、40nm、80nm处形成了Fe-C键组成的Fe3C，这与Fe的XPS分析一致。由图12中的(c)可知，Cr的主要化学键组成为Cr-Cr键和Cr-O键。在试样表面及10nm深度，大约576.50eV和586.50eV处的2p3/2和2p1/2峰分别为Cr2O3的2p峰；在40nm及80nm处，大约574.60eV和584eV处的2p3/2和2p1/2峰分别为Cr的2p峰。
图13为氮气氛围中Ti离子注入渗碳试样在表面、10nm、40nm、80nm深度处的Fe 2p、C 1s、Cr2p、Ti 2p和N1s的XPS谱图，图13中的(a)为Fe，(b)为C，(c)为Cr，(d)为Ti，(e)为N。图13中的(a)表明，与图12中的(a)相比，铁的键型在不同深度上没有明显差异，其在表面和10nm处存在Fe-S结合键，在40nm及80nm处不存在Fe-C结合键。随着O含量随深度的降低，铁的氧化物峰移向较低的结合能，即对应于Fe-O的结合能。图13中的(b)表明，注入Ti离子后，试样表层依然存在C-C键、C-O键和C-H-O键的键型。然而，在10nm深度出现283.05eV处为Cr7C3的峰及281.82eV处为TiC的峰；在40nm和80nm深度出现约282.60eV处为Cr2C3的峰。图13中的(c)表明在40nm及80nm深度出现Cr-N结合键，这与图13中的(e)中N1s的40和80nm处的XPS光谱相对应。图13中的(d)表明，Ti的主要结合键类型为Ti-N键和Ti-O键。其中，在表面，454.80eV和460.50eV处的2p3/2和2p1/2峰分别为TiN0.96的2p峰，458.18和463.90eV处的2p3/2和2p1/2峰分别为TiO2的2p峰；在10nm深度，455.53eV和460.73eV处的2p3/2和2p1/2峰分别为TiN的2p峰，458.50eV和464.17eV处的2p3/2和2p1/2峰分别为TiO2的2p峰；在40nm深度，除TiO2和TiNX以外，发现了456.06eV和462.83eV处的2p3/2和2p1/2峰分别为Ti-N-C结合类型的2p峰；在80nm深度，Ti-N-C结合键型消失，出现453.97eV处的2p3/2为Ti-Ti结合键的2p峰。此外，Ti 2p峰的强度随注入深度的增加而增加，说明元素Ti的含量随注入深度的增加而增加。
对注入Ti离子后的试样再次注入Cr离子，氮气氛围中Cr离子注入渗碳试样在表面、10nm、40nm、80nm深度处的Fe 2p、C 1s、Cr 2p、Ti 2p和N1s的XPS谱图如图14所示，图14中的(a)为Fe，(b)为C，(c)为Cr，(d)为Ti，(e)为N。与图13相比，Ti 2p和Cr 2p峰相关的键产生明显的差异。在再次注入Cr后，没有发现Fe-C结合键，如图14中的(a)所示，Fe的主要键型组成有Fe2O3和FeS。其次，由图14中的(b)可知，Cr的碳化物都出现在表面以下的10nm、40nm及80nm处。此外，如图14中的(c)所示，与图13中的(c)相比，出现了更多的Cr-Cr结合键，在表面和10nm处均未发现Cr的氮化物存在，在40nm和80nm的深度上可以看到574.80eV处的峰值对应的与Cr2N相关的峰。如图14中的(d)所示，未发现与Ti-Ti键相关的峰，Ti的2p峰消失，Ti-N键取代Ti-Ti键成为主键，并且在所有深度上都出现属于TiNx和TiO2的特征峰。随着深度的增加，Cr-Cr键所占的比例越来越高。图14中的(e)说明在表面及10nm处存在Cr的氮化物Cr2N，在40nm及80nm处存在Ti的氮化物TiN。
2.1.3复合强化层的组织形貌
通过对稀土钇渗碳层进行透射电镜表征可知，稀土钇渗碳后渗碳层透射组织主要为板条马氏体、回火马氏体、残余奥氏体及部分碳化物组成。其中，板条马氏体的存在会使渗碳层韧性与断裂韧性提高，并且使表面对疲劳裂纹的萌生与扩展抗力增强，提高齿轮等零件的接触疲劳寿命。
通过对离子注入Ti后试样进行透射电镜表征可知，离子注入Ti使渗碳层整个平面内发生应力诱导马氏体相变，从而生成高度致密的孪晶马氏体，其中夹杂部分未完全转变为马氏体的残余奥氏体，并且存在部分纳米晶相；且Ti离子注入后，渗碳表层存在硬化陶瓷相结构，注入表层中同时存在着非晶相。
通过对离子注入Ti+Cr试样进行透射电镜表征可知，与Ti离子注入层相似，Ti+Cr注入层同样存在非晶层，除了钛的碳化物及氮化物之外，发现CrN相的存在。而且纳米晶晶粒中基本上含有Ti、Cr、C、N、O和Fe，其中含有相对少量的Ni和Y元素。由于Y元素为渗碳前注入，在渗碳过程中不断沿截面方向由表面向内部扩散，因此其在表面分布较为稀少。
与Ti离子注入过程相比，Ti+Cr双元素注入过程能量更大，不同离子之间的相互作用更强烈。因此观察到的晶体缺陷更密集，马氏体晶粒更细，这将促进其韧性和机械强度进一步提高。前一个Ti离子注入过程的高能量导致不同的离子更频繁地相互作用，从而导致在较低的深度产生更强烈的碰撞级联，产生较浅的非晶层。第二次Cr离子注入将导致更多的晶体缺陷。大量的位错形成并相互缠结，甚至穿过孪晶或板条马氏体晶粒的表面，打乱了原子排列秩序，导致更多缺陷的产生。此外，在Ti+Cr注入层中形成更多的陶瓷相，纳米CrNx相更有利于提高材料的表面强度和抗接触疲劳性能。
2.2复合强化层的纳米力学性能
使用纳米压痕技术对氮气气氛中再注入Ti和Ti+Cr的两种离子注入层的纳米力学性能进行测量，压入速率为10nm/s，采用负载5mN获得不同强化注入纳米硬度及弹性模量等信息，图15为5mN载荷下的纳米压痕结果图，图15中的(a)为5mN载荷下离子注入前后渗碳钢表面的载荷-位移曲线，曲线不同阶段分别对应着加载、保载和卸载过程。从图中可以看出，纳米压痕仪压头以5mN的力压入渗碳钢表面，压头最大压入深度为0.182μm，卸载后，压痕仍存在一定的压入深度，为0.153μm。当渗碳钢表面注入Ti离子后，压头最大压入深度减小至0.135μm，卸载后，压痕残余的压入深度降低至0.107μm；注入Ti+Cr离子后，压头最大压入深度减小至0.129μm，卸载后，压痕残余的压入深度降低至0.102μm。这表明注入过渡金属离子后，渗碳钢表面的抗塑性变形的能力显著提高。通过载荷-位移曲线也可以得到渗碳钢表面的纳米硬度和弹性模量。本发明利用纳米压痕仪自带的软件计算不同载荷下所测得的各试样表面的纳米硬度和弹性模量，并绘制成图15中(b)所示的不同离子注入前后渗碳钢表面硬度和弹性模量柱状图。如图15中(b)所示，相同压入载荷条件下，复合强化层抵抗塑性变形能力增强，稀土钇渗碳样品表层纳米硬度为9.5GPa，弹性模量为214.1GPa；注入Ti后强化层纳米硬度最大为13.01GPa，弹性模量为273.2GPa；Ti+Cr注入后复合强化层纳米硬度为13.98GPa，弹性模量为275.6GPa。纳米与未注入样品比较硬度分别增大0.68GPa和1.83GPa。结合2.1.2部分中二次注入层元素存在状态可知，Ti和Ti+Cr注入后渗碳层表层形成了TiN、TiC硬质相和CrN及CrC陶瓷相，因此有助于提高注入层硬度，提高强化层综合性能。
3、不同处理状态下20Cr2Ni4A钢的接触疲劳性能
3.1接触疲劳寿命数据分析方法
根据强化层接触疲劳测试数据，结合GB 10622-89《金属材料滚动接触疲劳试验方法》可知，滚动接触疲劳试验数据满足两参数的威布尔分布函数，因此基于威布尔分布函数分别对稀土渗碳层与复合强化层的接触疲劳寿命进行可靠性分析。
由于接触疲劳寿命数据值呈现出一定分散性，在试验过程中由于多种外界因素的影响，可能会使零件疲劳寿命过短或过长，故可将这些数据排除。在最大赫兹接触应力为1.9531GPa、转速为2500r/min的试验条件下，得到十组有效数据。对强化处理前后渗碳钢在纯滚动点接触条件下的接触疲劳寿命及失效模式进行统计，并计算稀土渗碳层与复合强化层的平均寿命，统计结果见表5。
表5不同强化处理条件下20Cr2Ni4A渗碳钢的接触疲劳寿命
Figure BDA0002635271310000151
采用双参数的Weibull分布分别对不同强化层的接触疲劳寿命数据进行处理，并得到其寿命分布P-N曲线。双参数的Weibull分布函数为：
Figure BDA0002635271310000152
式中，P(N)为失效概率函数，N为试验得到的寿命真实值，Na为失效概率为63.2％时所对应的强化层的特征寿命，β为双参数Weibull曲线的斜率，即形状参数，其值的大小主要反映分布的分散性，β值较大时，Weibull分散性较小。
根据(3-2)、(3-3)对两参数Nα和β值进行估计，结果见表6。
Figure BDA0002635271310000153
Figure BDA0002635271310000161
由表6可知，常规真空渗碳层、稀土La/Y渗碳层和Ti/Ti+Cr注入强化层的形状参数β分别为6.09、7.76、6.52、8.71和8.93，特征寿命Na依次为5.59×106、7.69×106、7.98×106、8.86×106和9.50×106周次。稀土渗碳和离子注入复合强化显著改善了20Cr2Ni4A钢的抗接触疲劳性能。
表6不同强化处理下20Cr2Ni4A渗碳钢的β与Na估计值
Figure BDA0002635271310000162
3.2离子注入预处理对20Cr2Ni4A钢接触疲劳性能的影响
3.2.1接触疲劳威布尔分布曲线
稀土渗碳层的接触疲劳寿命与失效概率的接触疲劳寿命Weibull分布曲线(P-N曲线)如图16所示，同一外加载荷条件下，渗碳层在任意循环周次的接触疲劳失效概率一目了然，Weibull分布较好地表征了稀土渗碳前后渗碳层的接触疲劳寿命演变规律，在相同的失效概率下稀土渗碳层可承受更多的载荷周次。另外，稀土渗碳试样的接触疲劳寿命分散程度明显低于常规真空渗碳试样，说明经稀土渗碳后，接触疲劳寿命对应力的大小敏感度下降。
3.2.2接触疲劳失效特征分析
图17为常规真空渗碳层与稀土镧渗碳层的疲劳试样表面的扫描电镜图，图17中的(a)为常规真空渗碳层，(b)为稀土镧渗碳层。由图可知，失效后的试样表面均呈现明显的疲劳现象，出现剥落坑，呈现不规则的形状，两种剥落坑底面都较为不平整，存在着尖锐的边缘；稀土渗碳之后，剥落坑的直径尺寸减小。渗碳钢表面材料剥落受到碾压形成凹痕，未经稀土渗碳的试样更容易发生疲劳，疲劳寿命更短。渗碳层表面的磨粒在不断剪切作用下被剥离之后，伴随着明显的表面附带裂纹，这些裂纹将是进一步形成近表层剥落失效的源头。
3.3离子注入后处理对20Cr2Ni4A钢接触疲劳性能的影响
3.3.1接触疲劳威布尔分布曲线
复合强化层的接触疲劳寿命与失效概率的接触疲劳寿命Weibull分布曲线如图18所示。通过该图可以预测不同注入状态下，即Ti与Ti+Cr复合强化层在同一外加载荷时不同失效概率条件下对应的接触疲劳寿命。由图可知，Ti+Cr离子注入复合强化层的寿命高于Ti离子注入层的寿命，Ti+Cr离子注入复合强化层的接触疲劳寿命对应力的大小敏感度下降。
3.3.2接触疲劳失效特征分析
稀土钇渗碳层与Ti注入复合强化层的表面接触疲劳失效磨痕如图19所示，图19中的(a)为稀土钇渗碳层，(b)为Ti离子注入复合强化层；其表现为失效表面出现大量的小麻点，单一麻点的表面积小、深度浅，同时麻点都分布在接触磨痕宽度的范围之内。由图19中的(a)可以看出稀土钇渗碳层疲劳样品表面在轴承球磨损痕迹中存在点蚀坑和较深的剥落坑，说明试样已疲劳失效。由图19中的(b)可以看出注入Ti后样品表面仅存在因轴承球磨擦产生的磨痕，磨痕区域较为光滑，存在较浅的梨沟和少量点蚀坑，因此可断定Ti离子注入复合强化层并没有发生疲劳失效。
图20为接触疲劳试验后稀土钇渗碳层和Ti+Cr离子注入强化层疲劳失效截面形貌图，图20中的(a)为稀土钇渗碳层，(b)为(a)中剥落坑所在位置的放大图，(c)为Ti+Cr离子注入强化层，(d)为(c)中剥落坑所在位置的放大图。从图20的(a)中可明显观察到剥落坑和长裂纹，这些裂纹逐渐向上延伸至表面，并向滚动方向延伸，当裂纹达到强化层表面时，材料发生脱落，形成剥落坑。由图20的(b)可发现在剥落坑底部存在向强化层深处扩展的二次裂纹，裂纹呈树枝状扩展，最终形成更深层次的剥落和损伤。而在Ti+Cr离子注入强化层截面形貌(图20中的(c))中仅观察到微小的点蚀坑，如图20中的(d)所示，放大点蚀坑处同样可观察到向下萌生的疲劳裂纹，不过裂纹间并未连接。综上分析可知，稀土钇渗碳层与Ti+Cr离子注入强化层在接触疲劳测试初期，对磨件轴承球与强化层表面微凸体或硬质相生直接接触，在剪切应力作用下微凸体发生微观断裂和硬质相出现剥落，在强化层表面出现点蚀，而形成的磨屑在对磨球和强化层间构成三体磨损模式，加速点蚀过程。同时在接触循环载荷长时间的作用下，强化层内部微观缺陷的周围形成较大的应力集中，促使着微观裂纹的萌生和扩展，在剪切力的作用下，使其产生剥离，最终导致剥落失效。因此可知，稀土钇渗碳层疲劳失效是点蚀与剥落共同作用的结果，Ti+Cr离子注入强化层在运行1.125×107循环周次后发生失效，点蚀和裂纹均处于初期形成阶段。从疲劳扩展趋势可以看出，疲劳坑内出现明显的撕裂和波动，说明基体在疲劳点的剥落是以粘着撕裂的形式出现的，裂纹沿轧制方向向前延伸。Ti+Cr离子注入试样在不同厚度下形成不同的强化区，在钢基体上产生一定的压应力，有助于抑制裂纹的扩展，延缓接触疲劳失效进程。表现在：一方面，表面疲劳裂纹萌生点减少；另一方面，亚表面疲劳裂纹的扩展受到抑制。整体效果是提高渗碳钢的接触疲劳抗力，但疲劳失效的扩展形式没有改变，如图20中(d)的裂纹扩展角所示。
以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。

Claims (7)

1.一种具有高抗接触疲劳性能的20Cr2Ni4A渗碳钢的制备方法，包括以下步骤：
对20Cr2Ni4A钢进行离子注入预处理，得到预处理钢材料；
对所述预处理钢材料进行真空渗碳热处理，得到渗碳钢材料；
对所述渗碳钢材料进行离子注入后处理，得到具有高抗接触疲劳性能的20Cr2Ni4A渗碳钢；
其中，所述离子注入预处理采用的注入元素为稀土金属元素，所述离子注入后处理采用的注入元素为过渡金属元素Ti+Cr；所述离子注入后处理包括依次进行的Ti离子注入和Cr离子注入；操作条件包括：真空度为3.5×10-3Pa，注入温度为15～35℃；Ti的注入能量为105keV，Ti的注入剂量为2×1017ions/cm2；Cr的注入能量为105keV，Cr的注入剂量为2×1017ions/cm2。
2.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述离子注入预处理采用的注入元素为La或Y。
3.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述离子注入预处理的操作条件包括：真空度为3.5×10-3Pa，注入温度为15～35℃；La的注入能量为100keV，La的注入剂量为2×1017ions/cm2；Y的注入能量为105keV，Y的注入剂量为2×1017ions/cm2。
4.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述真空渗碳热处理包括依次进行的渗碳处理、第一回火、油淬火和第二回火。
5.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述渗碳处理在碳势为1.2％、温度为920℃、真空度为1×10-5Pa的条件下进行，所述渗碳处理的时间为5h；所述渗碳处理过程中交替脉冲注入C2H2和N2，以脉冲一次C2H2和脉冲一次N2记为1个脉冲循环，共计进行25个脉冲循环。
6.根据权利要求4或5所述的制备方法，其特征在于，所述第一回火的温度为650℃，时间为3h；所述油淬火的温度为820℃；所述第二回火的温度为180℃，时间为3h。
7.权利要求1～6任一项所述制备方法制备得到的具有高抗接触疲劳性能的20Cr2Ni4A渗碳钢。
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