CN112981173A - 用于激光熔覆阀座的铜基合金 - Google Patents

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Abstract

本申请公开了一种用于激光熔覆阀座的铜基合金。该铜基合金可以包括约15.0wt％至25.0wt％的Ni、约1.0wt％至4.0wt％的Si、约0.5wt％至1.0wt％的B、约1.0wt％至2.0wt％的Cr、约5.0wt％至15.0wt％的Co、约2.0wt％至20.0wt％的Mo、约0.1wt％至0.5wt％的Ti和余量的Cu，所有的wt％是基于铜基合金的总重量。具体地，铜基合金可以不包括Fe，并且可以包括Ti硅化物。本申请进一步公开了一种包括铜基合金的激光熔覆阀座，其不产生裂纹并且具有优异的耐磨性。

Description

用于激光熔覆阀座的铜基合金
相关申请的交叉引用
本申请要求于2019年12月16日向韩国知识产权局提交的申请号为10-2019-0167659的韩国专利申请的优先权，该韩国专利申请的全部内容通过引用整体并入本文。
技术领域
本发明涉及一种用于激光熔覆阀座的铜基合金，且更特别地，涉及一种提高抗裂性和耐磨性的铜基合金的组成。
背景技术
用于激光熔覆的阀座是与阀持续摩擦的部件，因此在设计阀座的材料时常常考虑耐磨性。材料设计的重点可以是向铜(Cu)-镍(Ni)-硅(Si)基体组织中添加合金元素，例如铁(Fe)、铬(Cr)、钴(Co)和钼(Mo)，这不仅可以提高耐磨性，还可以确保坚固性(robustness)。具体地，由于Fe与Co、Mo等一起形成具有优异的耐热性的硬质颗粒，因此Fe被视为能够提高阀座的耐磨性的主要元素。然而，由于固溶在Cu中的少量Fe增加了激光熔覆之后快速冷却的组织的脆性，因此在阀座中可能会产生裂纹。由于在阀座中产生的裂纹导致阀座失去了保持燃烧室的气密性的主要功能，因此需要防止在阀座中产生裂纹。
发明内容
在优选方面，本发明提供了一种能够同时提高抗裂性和耐磨性的合金组成或铜基合金。
一方面，提供了一种用于激光熔覆阀座的铜基合金。铜基合金可以包括：约15.0wt％至25.0wt％的镍(Ni)、约1.0wt％至4.0wt％的硅(Si)、约0.5wt％至1.0wt％的硼(B)、约1.0wt％至2.0wt％的铬(Cr)、约5.0wt％至15.0wt％的钴(Co)、约2.0wt％至20.0wt％钼(Mo)、约0.1wt％至0.5wt％的钛(Ti)和余量的铜(Cu)。所有的wt％是基于铜基合金或其组成的总重量。
优选地，铜基合金可以不包括Fe。
优选地，铜基合金可以包括Ti硅化物。
优选地，铜基合金可以包括Co-Mo基硬质颗粒。
优选地，铜基合金可以不包括Fe基硬质颗粒。
优选地，Co和Mo的总含量可以为约7.5wt％至22.5wt％。
优选地，铜基合金可以进一步包括约0.1wt％至0.3wt％的磷(P)。
另一方面，进一步提供一种包括如本文所述的铜基合金或其组成的激光熔覆阀座。
在下文中公开其它方面。
附图说明
图1是根据本发明的示例性实施例的实施例4中的接合界面的照片。
图2是比较例6中的接合界面的照片。
具体实施方式
在下文中，将详细描述本发明。然而，本发明不限于示例性实施例或受示例性实施例的限制，根据以下描述，本发明的目的和效果将被容易理解或变得显而易见，并且本发明的目的和效果不仅限于以下描述或由以下描述限制。此外，在本发明的描述中，当确定与本发明有关的公知技术的详细描述会不必要地模糊本发明的主旨时，将省略对其的详细描述。
本文所使用的术语仅出于描述特定示例性实施例的目的，而不旨在限制本发明。除非上下文另外明确指出，否则如本文所使用的单数形式“一”、“一个”和“该”也旨在包括复数形式。将进一步理解的是，当在本说明书中使用时，术语“包括”和/或“包含”指定所述特征、整数、步骤、操作、元件和/或组件的存在，但不排除一个或多个其它特征、整数、步骤、操作、元件、组件和/或其组合的存在或添加。如本文所使用的，术语“和/或”包含一个或多个相关联的所列项目的任意和所有组合。
除非特别说明或从上下文中显而易见，否则如本文所使用的，术语“约”应理解为在本领域的正常公差范围内，例如在平均值的2个标准偏差之内。“约”可以理解为所述值的10％、9％、8％、7％、6％、5％、4％、3％、2％、1％、0.5％、0.1％、0.05％或0.01％以内。除非上下文另外明确说明，否则本文提供的所有数值均由术语“约”修饰。
一方面，提供了一种用于激光熔覆阀座的铜基合金(“铜基合金组成”或“合金组成”)，可以包括约15.0wt％至25.0wt％的Ni、约1.0wt％至4.0wt％的Si、约0.5wt％至1.0wt％的B、约1.0wt％至2.0wt％的Cr、约5.0wt％至15.0wt％的Co、约2.0wt％至20.0wt％的Mo、约0.1wt％至0.5wt％的Ti和余量的Cu。所有的wt％均基于铜基合金的总重量。
铜基合金不包括作为硬质颗粒形成元素之一的Fe，从而可以提高熔覆层(指熔覆合金粉末而形成的层)的抗裂性以及熔覆层与母材(指由铝合金组成的汽缸盖)之间的接合界面处的抗裂性。尽管不向铜基合金中添加Fe可能会降低基体组织的耐磨性，但是可以通过添加Ti并形成Ti硅化物来解决基体组织耐磨性降低的问题。同时，由于铜基合金不包括Fe，因此铜基合金可以不包括Fe基硬质颗粒，例如Fe-Mo基硬质颗粒，并且可以包括Co-Mo基硬质颗粒来代替Fe基硬质颗粒。在下文中，将详细描述铜基合金中包括的合金元素的含量及其技术意义。
(1)Ni：约15.0wt％至25.0wt％
Ni可以固溶在Cu中，并且由于固溶强化效果而可以提高基体组织的韧性和耐热性。此外，Ni可以通过与作为基体组织的成分的B和Si结合而形成诸如Ni3B、Ni3Si等组织。诸如Ni3B、Ni3Si等组织可以分散在基体组织中以提高基体组织的耐磨性和耐热性。此外，Ni可以与Co、Mo等结合以形成硬质颗粒，从而提高耐磨性。为了充分确保上述添加Ni的效果，优选添加约15wt％以上的Ni。然而，当Ni的添加量大于约25wt％时，与诸如B、Si、Co、Mo等元素结合后剩余的过量Ni不固溶在Cu中，从而可能降低基体组织的硬度。因此，Ni的最大添加量限制在约25wt％以下。
(2)Si：约1.0wt％至4.0wt％
Si可以与Cu、Ni、B、Cr、Co、Mo等形成硅化物，特别地，可以在强化Cu基基体组织的基体中起到主要作用。硅化物可以提高高温耐磨性，并且可以通过增加激光熔覆时处于熔融状态的铜基合金的流动性来提高对母材表面的润湿性，从而可以提高母材与铜基合金之间的可接合性。为了充分确保上述添加Si的效果，优选添加约1.0wt％以上的Si。然而，当Si的添加量大于约4.0wt％时，合金上可能会形成偏析。因此，Si的最大添加量限制在4.0wt％。
(3)B：约0.5wt％至1.0wt％
B可以通过去除在铝(Al)合金的母材表面上牢固地形成的氧化膜层来提高焊接性。B可以与氧结合以在激光熔覆时起到助熔剂(flux)的作用，从而有效地去除内部产生的孔，并且可以与Ni结合以形成Ni3B，从而提高高温耐磨性。为了充分确保上述添加B的效果，优选添加约0.5wt％以上的B。然而，当B的添加量大于约1.0wt％时，可以形成硼化物，从而可能增加合金的脆性并且降低抗裂性。因此，B的最大添加量限制在约1.0wt％以下。
(4)Cr：约1.0wt％至2.0wt％
Cr可以通过与Co和Mo形成硬质颗粒来提高耐磨性。为了充分确保添加Cr的效果，优选添加约1.0wt％以上的Cr。然而，当Cr的添加量大于约2.0wt％时，固溶的氧可以与具有较高氧亲和力的Cr结合，从而抑制在Co-Mo基硬质颗粒的表面上形成氧化膜，从而可能降低基体组织的耐磨性。因此，Cr的最大添加量限制在约2.0wt％以下。
(5)Co：约5.0wt％至15.0wt％
Co可以与Mo结合以形成具有优异的耐磨性的Co-Mo基硬质颗粒。为了充分确保添加Co的效果，优选添加约5.0wt％以上的Co。然而，当Co的添加量大于约15.0wt％时，Co可以渗透到Ni-Si组织中，从而降低抗裂性。因此，Co的最大添加量限制在约15.0wt％以下。
(6)Mo：约2.0wt％至20.0wt％
Mo可以与Co结合以形成具有优异的耐磨性的Co-Mo基硬质颗粒。为了充分确保添加Mo的效果，优选添加约2.0wt％以上的Mo。然而，当Mo的添加量大于约20wt％时，可能会降低硬质颗粒的韧性，因而可能会损坏阀座。因此，Mo的最大添加量限制在约20wt％以下。
(7)Ti：约0.1wt％至0.5wt％
Ti可以与基体组织中的Si结合以形成Ti硅化物。作为硬质颗粒的Ti硅化物可以具有优异的耐磨性并且可以提高整个基体组织的强度。除了固溶在基体组织中的Ti含量以外，Ti添加量的约70wt％可以用于形成Ti硅化物。根据本发明的示例性实施例，在铜基合金中可以形成约0.07wt％至0.35wt％的Ti硅化物。例如下面描述的实施例1至实施例5，铜基合金可以包括约0.35wt％的Ti硅化物。为了充分确保添加Ti的效果，可以添加约0.1wt％以上的Ti。优选添加约0.2wt％以上的Ti、更优选添加约0.3wt％以上的Ti，进一步更优选添加约0.4wt％以上的Ti。然而，Ti作为一种具有较高氧化度的元素，当过量添加时可能会形成Ti-O熔渣，因而使粉末化工艺不稳定。此外，与母材的接合界面处可能会形成Ti-Al金属间化合物，因而在接合界面处可能产生裂纹。因此，Ti的最大添加量限制在约0.5wt％以下。
本发明中包括的Co和Mo的总含量可以为约7.5wt％至22.5wt％。当Co和Mo的添加量小于约7.5wt％时，耐磨性可能降低，并且当Co和Mo的添加量大于约22.5wt％时，耐磨性可以提高，但是产生的裂纹量可能增加。
本发明可以进一步包括约0.1wt％至0.3wt％的磷(P)。在制备球形粉末时P可以在熔融金属中起到脱氧剂的作用，从而显著提高可铸造性，并且可以在熔覆时有效去除接合界面处的孔。然而，当P的含量大于约0.3wt％时，抗裂性可能会迅速降低。因此，P的最大含量限制在约0.3wt％以下。
表1
类别 Cu Ni Si B Cr Co Fe Mo Ti
实施例1 余量 20.0 3.0 0.75 1.5 7.0 - 3.0 0.5
实施例2 余量 20.0 3.0 0.5 1.5 7.0 - 3.0 0.5
实施例3 余量 20.0 3.0 0.75 2.0 7.0 - 3.0 0.5
实施例4 余量 20.0 3.0 0.75 1.5 10.0 - 4.0 0.5
实施例5 余量 20.0 3.0 0.75 1.5 10.0 - 4.0 0.1
实施例6 余量 20.0 3.0 0.75 1.5 10.0 - 4.0 0.2
实施例7 余量 20.0 3.0 0.75 1.5 10.0 - 4.0 0.3
比较例1 余量 20.0 3.0 0.75 1.5 7.0 - 3.0 -
比较例2 余量 20.0 3.0 - <u>0.5</u> <u>1.0</u> <u>5.0</u> 10.0 -
比较例3 余量 20.0 3.0 - <u>0.5</u> <u>1.0</u> <u>10.0</u> 15.0 -
比较例4 余量 20.0 3.0 - <u>0.5</u> <u>1.0</u> <u>20.0</u> 20.0 -
比较例5 余量 20.0 3.0 0.75 1.5 <u>25.0</u> - 10.0 -
比较例6 余量 20.0 3.0 0.75 1.5 10.0 - 4.0 <u>0.6</u>
比较例7 余量 20.0 3.0 0.75 1.5 10.0 - 4.0 <u>0.7</u>
比较例8 余量 20.0 3.0 0.75 1.5 <u>5.0</u> - <u>2.0</u> 0.5
表2
Figure BDA0002520603470000071
表1示出了本发明的实施例1至实施例7和比较例1至比较例8的组成。每种合金元素的单位为基于铜基合金或铜基合金组成的总重量的重量百分数(wt％)。表2示出了评估各个实施例和比较例的物理性质的结果。评估项目是裂纹数量、界面裂纹数量、磨损量、硬度和孔隙率。
裂纹数量是通过在具有如表1所示成分的母材上形成高度为15mm的熔覆层后测量从熔覆层的底部到高度为10mm的点所产生的裂纹的数量来获得。裂纹数量优选为0。
界面裂纹数量是指在母材与熔覆层之间的接合界面处产生的裂纹数量。界面裂纹数量优选为0。
磨损量是通过使用布鲁克公司(Bruker Corporation)制造的往复式摩擦磨损测试仪在N2气氛中以30N的负载、250℃的温度、7mm的冲程和6Hz的频率对样品处理30分钟后测量样品的横截面积来获得。磨损量优选为500000μm2以下。
硬度是根据作为金属材料的维氏硬度测试方法的ISO 6507测量的五个测量值的平均值。硬度优选为约HV250以上。
孔隙率是通过使用Image Analyzer X100测量接合界面处的孔隙率来获得。孔隙率优选为3.0％以下。
如表1和表2所示，在实施例1至实施例7中，在熔覆层和接合界面处未产生裂纹，所有的磨损量为500000μm2以下，硬度为HV250以上，并且孔隙率为3.0％以下。图1是实施例4中的接合界面的照片，如图1所示，在接合界面处未产生裂纹。
比较例1除了不包括Ti之外具有与实施例1相同的组成。当将实施例1的耐磨性与比较例1的耐磨性进行比较时，可以看出实施例1的耐磨性是比较例1的约2倍。因此，可以通过添加Ti来解决由于排除Fe而导致的耐磨性降低的问题。
此外，当将比较例2至比较例4的组成彼此进行比较时，可以看出Cr的含量和Co的含量分别为0.5wt％和1.0wt％并且彼此相同，但是就Fe和Mo各自的含量或Fe和Mo的总含量而言，比较例3中的值大于比较例2中的值，并且比较例4中的值大于比较例3中的值。比较例2至比较例4是用于形成代替本发明所目标的Co-Mo基硬质颗粒的Fe-Mo基硬质颗粒的比较例，并且评估了Fe和Mo的含量不同时的物理性质。随着Fe和Mo的含量增加，耐磨性和硬度提高，但是熔覆层中的裂纹数量和孔隙率也增加。
比较例5是过量添加Co来代替Ti的比较例。具体地，由于Co的过量添加，因此耐磨性、硬度和孔隙率满足铜基合金的目标物理性质，但是不满足提高本发明的抗裂性的目标标准。
比较例6和比较例7除了分别比实施例4多包括0.1wt％和0.2wt％的Ti之外具有与实施例4相同的组成。比较例6和比较例7的磨损量、硬度和孔隙率满足铜基合金的目标物理性质，但是由于Ti的过量添加而不满足提高本发明的抗裂性的目标标准。图2是比较例6中的接合界面的照片，如图2所示，在接合界面处产生了裂纹。
比较例8中的Co和Mo的总含量为7wt％，小于本发明的铜基合金的优选含量7.5wt％。由于未添加Fe和添加0.5wt％的Ti，因此耐磨性不满足本发明的耐磨性的目标标准。
表3
类别 Cu Ni Si B Cr Co Fe Mo Ti P
实施例8 余量 20.0 3.0 0.75 1.5 7.0 - 3.0 0.5 0.1
实施例9 余量 20.0 3.0 0.75 1.5 7.0 - 3.0 0.5 0.3
比较例9 余量 20.0 3.0 0.75 1.5 7.0 - 3.0 0.5 0.5
表4
Figure BDA0002520603470000091
表3示出了实施例8、实施例9和比较例9的组成。每种合金元素的单位为基于铜基合金或其组成的总重量的重量百分数(wt％)。实施例8、实施例9和比较例9除了分别比实施例1多包括0.1wt％、0.3wt％和0.5wt％的P之外具有与实施例1相同的组成。表4示出了评估实施例8、实施例9和比较例9的物理性质的结果。评价项目和评价方法如上所述。如表3和表4所示，随着P的添加量的增加，孔隙率降低，但是在比较例9中，由于P的过量添加而产生裂纹。
根据本发明的各种示例性实施例，可以提供一种用于激光熔覆阀座的铜基合金，该铜基合金不产生裂纹并且具有优异的耐磨性。
此外，根据本发明的各种示例性实施例，可以提供一种用于激光熔覆阀座的铜基合金，其中接合界面处的孔隙率显著降低。
已经通过代表性示例详细地描述了本发明，但是本发明所属领域的普通技术人员应当理解，在不脱离本发明的范围的情况下，可以对上述实施例进行各种修改。因此，本发明的范围不应限于上述示例，而是应由所附权利要求书以及从权利要求书及其等同概念衍生的所有改变或修改形式来确定。

Claims (13)

1.一种用于激光熔覆阀座的铜基合金，包括：
约15.0wt％至25.0wt％的Ni、约1.0wt％至4.0wt％的Si、约0.5wt％至1.0wt％的B、约1.0wt％至2.0wt％的Cr、约5.0wt％至15.0wt％的Co、约2.0wt％至20.0wt％的Mo、约0.1wt％至0.5wt％的Ti以及余量的Cu，
所有的wt％是基于所述铜基合金的总重量。
2.根据权利要求1所述的铜基合金，其中，
所述铜基合金不包括Fe。
3.根据权利要求1所述的铜基合金，其中，
所述铜基合金包括约0.07wt％至0.35wt％的Ti硅化物。
4.根据权利要求1所述的铜基合金，其中，
所述铜基合金包括Co-Mo基硬质颗粒。
5.根据权利要求1所述的铜基合金，其中，
所述铜基合金不包括Fe基硬质颗粒。
6.根据权利要求1所述的铜基合金，其中，
所述Co和所述Mo的总含量为约7.5wt％至22.5wt％。
7.根据权利要求1所述的铜基合金，进一步包括：
约0.1wt％至0.3wt％的P。
8.根据权利要求1所述的铜基合金，其中，
所述铜基合金不产生裂纹。
9.根据权利要求1所述的铜基合金，其中，
所述铜基合金的磨损量为约500000μm2以下。
10.根据权利要求1所述的铜基合金，其中，
所述铜基合金的磨损量为约500000μm2以下，同时不产生裂纹。
11.根据权利要求1所述的铜基合金，其中，
所述铜基合金的硬度为约HV250以上。
12.根据权利要求1所述的铜基合金，其中，
所述铜基合金的孔隙率为约3.0％以下。
13.一种激光熔覆阀座，包括根据权利要求1-12任一项所述的铜基合金。
CN202010490034.9A 2019-12-16 2020-06-02 用于激光熔覆阀座的铜基合金 Pending CN112981173A (zh)

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