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根據(jù)對(duì)截齒的基本要求，國(guó)內(nèi)齒體材料普遍采用具有良好鍛造性能的優(yōu)質(zhì)合金鋼，如20CrMnTi、35CrMnSi和42CrMo。
從發(fā)展角度看，對(duì)齒體材料不作硬性規(guī)定是合理的，僅要求齒體鋼材的機(jī)械性能和化學(xué)成分符合(GB3077-82)規(guī)定，熱處理后的硬度達(dá)到40-45HRC即可。  
（1）20CrMnTi作為截齒齒體材料，有較高的淬透性和心部硬度，其心部極限強(qiáng)度在800-1200MPa之間，鍛造溫度區(qū)大，容易精鍛成型且成品率高。20CrMnTi鋼的Acl、Ac3分別為735°C、840°C左右，隨著淬火溫度的逐步升高，鋼的組織發(fā)生明顯的變化。740-760°C淬火時(shí)，組織中存在大量鐵素體，由于鐵素體量相對(duì)較多，一般呈大塊狀，晶粒粗大，鐵素體晶粒之間彼此相連。提高淬火溫13  度，可使組織中鐵素體含量降低，但鐵素體形態(tài)未改變，仍為大塊狀。760-800°C之間淬火，隨著淬火溫度的提高，鐵素體的量進(jìn)一步減少，彼此之間不再相連，鐵素體晶粒也由塊狀變成細(xì)片狀。淬火溫度接近其Ac3臨界點(diǎn)時(shí)，淬火后其組織中鐵素體含量已非常少，細(xì)小的鐵素體只能呈彼此孤立的孤島狀分布。當(dāng)淬火溫度超過(guò)其上臨界溫度后直至930°C，組織中已無(wú)鐵素體，為正常的淬火組織，但隨著淬火溫度的提高，晶粒大小會(huì)發(fā)生變化。20CrMnTi鋼經(jīng)不同溫度淬火后的硬度值的變化反映出其內(nèi)部組織的改變。  
（2）35CrMnSiA是高強(qiáng)度鋼，在等溫條件下預(yù)處理，可獲得強(qiáng)度、塑性、韌性合理的分配。要滿足煤炭部截齒生產(chǎn)標(biāo)準(zhǔn)，熱處理工藝必須為等溫淬火。目前，國(guó)內(nèi)35CrMnSiA鋼制造的截齒齒體多采用880°C淬火，240°C回火的熱處理工藝。隨著等溫時(shí)間的延長(zhǎng)，抗拉強(qiáng)度緩慢下降，塑性上升，出現(xiàn)這種變化的主要原因是經(jīng)不同時(shí)間的等溫淬火后，組織中馬氏體和貝氏體相對(duì)量不同，等溫時(shí)間較短時(shí)，馬氏體所占比例大，隨著等溫時(shí)間的延長(zhǎng)，貝氏體量增加，故強(qiáng)度隨等溫時(shí)間的延長(zhǎng)呈下降趨勢(shì)。等溫5min左右，貝氏體和馬氏體含量達(dá)到了良好的配合，這時(shí)的硬度有所提高。等溫淬火后回火與否，對(duì)于硬度值有很小的影響，但淬火低溫回火或等溫淬火后，該材料橫向性能比縱向性能差，有明顯的回火脆性等缺陷。  
（3）42CrMo屬于中淬透合金鋼，無(wú)回火脆性，調(diào)質(zhì)后有較高的疲勞極限和抗多次沖擊能力，與35CrMnSiA合金鋼相比，更適合截齒的受力特性，更適宜作截齒材料。42CrMo鋼經(jīng)等溫淬火工藝可獲得下貝氏體組織，具有高強(qiáng)度和優(yōu)良的耐一延遲斷裂性能。該鋼在460°C等溫淬火可獲得典型的羽毛狀上貝氏體及近似對(duì)稱分布其上的貝氏體，500°C等淬火時(shí)形成上貝氏體和無(wú)碳貝氏體共存、以上貝氏體組織為主的混合組織，540°C等溫淬火，可得到板條馬氏體及針狀無(wú)碳貝氏體組織，當(dāng)?shù)葴卮慊饡r(shí)間較長(zhǎng)時(shí)，得到典型無(wú)碳貝氏體，此貝氏體組織多為粒狀且相鄰貝氏體組織相互銜接，因?yàn)闊o(wú)碳貝氏體形成的早期不是通常所見的粒狀，而是針狀。經(jīng)880°C淬火，組織為板條馬氏體加下貝氏體，960°C淬火可得到下貝氏體，少量孿晶馬氏體和板條馬氏體，1000°C淬火，由于碳及合金元素在奧氏體中充分固溶，提高了過(guò)冷奧氏體的穩(wěn)定性，抑制貝氏體的轉(zhuǎn)變，從而消除了淬火組織中的下貝氏體，獲得板條狀馬氏體、少量殘余奧氏體及少量孿晶馬氏體組織。