CN105132825A - 一种耐热紧固件用钢 - Google Patents
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Abstract
一种经济型耐热紧固件用钢,属于耐热紧固件用钢的制造领域。该材料的化学成分质量分数为:C:0.03-0.08%;Si:0.05‐0.1%;Mn:1.0-2.0%;Cr:10.5-13.0%;Ni:20.0-23.5%;Nb:0.0-0.8%;Ti:2.0-3.5%;Al:0.2-0.5%,B:0.001-0.01%,Zr:0.001-0.10%,余量为Fe。采用本发明经济型耐热紧固件用钢与现有技术材料相比较,其制造成本较低、高温组织、性能稳定,适用于制作较高耐温等级的紧固件。
Description
技术领域
本发明属于紧固件用钢技术领域,特别是提供了一种耐热紧固件用钢,是一种经济型耐热紧固件用钢;适用于制作较高耐热等级的紧固件。
背景技术
耐热紧固件大量应用于发动机排气装置,如发动机与排气歧管、排气歧管与涡轮增压器的连接等。随着能源与排放法规对内燃机工作强度要求的逐步提高,耐热紧固件将承受更高的温度载荷,特别是大功率发动机,其涡前排气温度高达720℃或以上,要求紧固件能承受较高的温度,高温工作时组织、性能稳定性好。
耐热紧固件用材料通常有2种,一种为马氏体耐热钢,如40Cr10Si2Mo等,该类钢目前用于中等负荷的耐热紧固件,其优点是成本较低,但缺点是耐热温度较低、强度级别较低;第二种材料是沉淀强化型奥氏体耐热材料,如国标的GH2132和日标的SUH660,二者的强度级别较高,但其含镍量较高,添加固溶强化元素钼及析出强化元素钒,故制造成本偏高,当服役温度较高时,二者强度、硬度下降明显,且随着服役时间的延长,会发生组织退化,即主要强化相γ’[化学式为Ni3(Ti,Al)]不稳定——发生粗化或转变为硬化作用小的η相(Ni3Ti),并且逐渐失去和基体的共格关系,对位错运动的阻碍作用逐渐减弱,导致材料的高温强度、硬度进一步降低,难以满足高负荷发动机耐热紧固件的可靠性要求。
发明内容
本发明的目的在于提供一种耐热紧固件用钢,与现有技术相比制造成本较低、高温组织、性能稳定性好,具备较高的服役温度,高温服役时组织、性能稳定。
本发明所提出的耐高温紧固件用钢,化学成分质量百分数为:C:0.03-0.08%;Si:0.05-0.1%;Mn:1.0-2.0%;Cr:10.5-13.0%;Ni:20.0-23.5%;Nb:0.0-0.8%;Ti:2.0-3.5%;Al:0.2-0.5%,B:0.001-0.01%,Zr:0.001-0.10%,余量为Fe。
本发明通过化学成分的调整,即:适当降低Ni含量(如表1所示,将Ni含量从SUH660与GH2132的24.0~27.0%降低到20.0~23.5%),降低Cr含量(SUH660与GH2132Cr含量为13.5-16.0%,本发明为10.5~13.0%),调整Al、Ti配比,当服役温度较高时添加少量Nb元素,添加微量的B和Zr,促成组织上的“三增一减”,即增加γ’相质量分数、减小析出尺寸、增加析出相稳定性(析出相Ni3(Ti,Al,Nb)的稳定性高于Ni3(Ti,Al)),并增强晶界与位错稳定性,从而提高材料组织与性能的热稳定性,将材料的服役温度从SUH660与GH2132的650℃提高到700℃左右。
除服役温度和热稳定性提高外,从表1所示的化学成分对比表还可以看出,本发明所提出材料的主要合金元素Cr、Ni含量区间低于SUH660和GH2132且无重叠;SUH660和GH2132均添加Mo、V,本合金不添加这两种元素;本发明合金添加微量的硼与锆元素,当要求服役温度较高时添加少量Nb元素。
表1本发明材料与现有技术材料成分对比(wt%)
本发明经济型耐热紧固件用钢的成分设计,是在考虑到现有材料在服役温度提高后组织、性能稳定性差,长期服役时强化相聚集长大,与基体脱离共格关系的不足之后,通过调整镍、铬含量及调整Al、Ti、Nb配比,并添加一定量的B与Zr,增加和细化γ‘,析出γ“相,强化析出相的稳定性、强化晶界、稳定位错等措施来提高本发明耐热紧固件用钢的力学性能,从而达到改善本发明材料的高温力学性能和高温组织稳定性的目的。因此,我们在成分设计中加入10.5-13.0%的铬元素,是保证本发明材料在高温环境中工作时,具备良好的抗氧化和耐腐蚀性能且不影响材料的组织稳定性,本发明合金成分中Cr10.5-13.0%,可满足该类材料的耐高温和抗腐蚀性要求。
镍和锰是奥氏体的形成元素,部分的镍与钛和铝可形成γ‘、γ“相,因此在本发明合金的成分设计时,主要是考虑采用γ‘和γ“相来强化合金基体,保证合金的高温强度和高温硬度,因此在本合金成分中Ni20.0-23.5%;由于锰是奥氏体形成元素,过量的Mn会降低材料的抗高温氧化和耐腐蚀效果,所以不宜多加,在本发明合金成分中Mn为1.0-2.0%。
铝和钛的加入是为了与镍形成γ‘和γ“相,Al和Ti加入量对γ‘和γ“析出量有影响,Al/Ti比对γ‘和γ“相的强化作用有影响,热加工工艺和热处理制度对γ‘和γ“析出量、析出尺寸都有明显的影响。本合金成分中加入Ti:2.0-3.5%;Al:0.2-0.5%。
当要求产品的服役温度较高时,在本发明合金成分中添加少量的铌元素。Nb是强碳化物形成的元素,Nb进入γ‘和γ“相中可使γ‘和γ“相得到强化和稳定化,对该材料的高温强度、高温硬度有明显的贡献,因此当要求产品的服役温度较高时铌元素的加入量为最高0.8%。
本发明合金中添加B和Zr元素,适量加入B、Zr能显著提高合金的持久寿命,降低蠕变速率,并显著改善持久缺口敏感性,提高材料的塑性和加工性能,只加入其中一种时,B的作用比Zr显著,但同时加入B、Zr时合金的性能最好。加入过多的B,在晶界上易形成硬而脆的化合物,会降低热加工性和塑性。此外,B、Zr也减少C向晶界上偏析,增加了晶内碳化物的数量,这可以提高合金的蠕变抗力。晶界上的B、Zr改变了界面能量,有利于改变晶界上第二相的形态,使之更易于球化,提高晶界强度。硼元素的加入量为0.001-0.01%,锆元素的加入量为0.001-0.10%。
在本发明材料成分中,C能与Cr、Nb等元素形成碳化物,但对强度贡献不大,因本合金材料的强度主要是依靠γ‘和γ“相的强化。C的提高会损害材料的塑性,所以在本发明合金材料中C含量为0.03-0.08%。
Fe在本发明材料中虽然定为余量,但铁元素的含量在60%以上,提高铁含量的目的在于采用廉价铁替代较贵的镍,并与Ni形成比单纯Ni基强度更高的固溶基体,因此本发明采用高铁节镍的设计方案可以降低该材料的成本,同时保证该材料的高温强度。
S、P为有害元素,S、P均要求低于0.02%。
Si元素虽然能提高材料的抗氧化性和抗腐蚀性,但对材料的塑性性能有不利的影响,所以在本发明材料中应控制在0.05-0.10%。
本发明材料的制备与现有技术生产方法相似,优先采用在初炼钢水加炉外精炼工艺,经浇铸、锻造后再轧制成设定尺寸的半成品圆棒。轧后的坯料要进行固溶处理。
采用本发明耐热紧固件用钢与现有技术材料相比较,具有在较高温度服役时组织、性能稳定性好,不添加固溶强化元素钼及析出强化元素钒,铬与镍元素含量较低,因此具有经济性好的特点。
具体实施方式
采用本发明所提出的耐热紧固件用钢成分设计方案,针对现有技术中的成熟产品材料GH2132进行实施对比试验。实施例及对比试验材料采用25Kg真空感应炉冶炼,计冶炼五炉,其中实施例四炉,参比材料GH2132一炉。对比实施例材料的化学成分列于表2。钢锭均采用相同工艺进行锻造开坯,待锻成试棒、固溶、时效处理后,对试样分别进行室温和高温力学性能测试,其检测结果分别列于表3、表4和表5中,实施例性能对比表中的数据表明,本发明材料的综合性能与GH2132和SUH660相当或略优于二者。
在本发明实施例的对比表中,表2为本发明材料与现有技术材料GH2132的成分对比。表3为本发明材料与现有技术材料GH2132的室温性能对比。表4~6为本发明材料与现有技术材料GH2132的高温力学性能对比(650℃)。表7为本发明材料与现有技术材料GH2132的高温力学性能的比较(700℃)。在对比实施例中,序号1-4为本发明材料。序号为GH2132合金是国内耐热钢棒的成熟材料。
表2本发明合金材料与参比材料的成分对比(wt%)
表3本发明合金材料与现有技术材料性能对比(室温)
表4本发明合金材料与现有技术材料性能对比(600℃)
表5本发明合金材料与现有技术材料性能对比(630℃)
表6本发明合金材料与现有技术材料性能对比(650℃)
表7本发明合金材料与现有技术材料性能对比(700℃)
Claims (1)
1.一种耐热紧固件用钢,其特征在于:成分质量百分比为:C:0.03-0.08%;Si:0.05-0.1%;Mn:1.0-2.0%;Cr:10.5-13.0%;Ni:20.0-23.5%;Nb:0.0-0.8%;Ti:2.0-3.5%;Al:0.2-0.5%,B:0.001-0.01%,Zr:0.001-0.10%,余量为Fe。
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CN201510601091.9A CN105132825A (zh) | 2015-09-18 | 2015-09-18 | 一种耐热紧固件用钢 |
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CN201510601091.9A CN105132825A (zh) | 2015-09-18 | 2015-09-18 | 一种耐热紧固件用钢 |
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2015
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Application publication date: 20151209 |