CN113881904B - 一种发动机气门座圈用铬合金及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种发动机气门座圈用铬合金及其制备方法，合金包括C1～3％，Cr 10～20％，V 0.5～2％，Ti 0.4～1％，Nd 5～8％，Al 0.05～0.2％，Mn 0.5～2％，Mo 0.1～0.5％，B 0.3～0.7％，P+S＜0.02％，余量为Fe和不可避免的杂质。本发明通过熔炼、热轧、冷轧、回火等处理，可保证合金内部具有均匀的晶相结构，并使固溶体含量处于适当的范围内，使合金具有高强度的同时还具有良好的加工性能。

Description

一种发动机气门座圈用铬合金及其制备方法
技术领域
本发明涉及一种合金，具体涉及一种发动机气门座圈用铬合金及其制备方法。
背景技术
气门座是汽车发动机配气机构中的重要部件，它与气门组成一对重要密封磨擦副，发动机工作时，气门座受到气门冲击，高温(530～870℃)燃烧气体的冲刷、腐蚀，以及燃烧产物、空气中灰尘的磨损，另外还受到热冷应力交替作用，它极易产生变形、烧损，甚至断裂，因此不但要求气门座材料耐磨、耐腐蚀、抗高温，还要求一定径向压溃强度。
为满足上述要求，现有技术中常用铬含量较高的合金来作为气门座材料，但是这些合金存在耐磨性差、强度低、脆性大等问题，不仅在加工外圆和内孔时容易断裂，加工难度较大，而且在后续使用过程中容易开裂，严重影响气密性能。因此，开发一种容易加工且强度较高的气门座材料很有必要。
发明内容
针对上述现有技术，本发明提供一种发动机气门座圈用铬合金及其制备方法，以解决现有气门座圈用高铬合金加工性能差的问题。
为了达到上述目的，本发明所采用的技术方案是：提供一种发动机气门座圈用铬合金，其特征在于，包括以下质量百分比的组分：
C 1～3％，Cr 10～20％，V 0.5～2％，Ti 0.4～1％，Nd 5～8％，Al 0.05～0.2％，Mn 0.5～2％，Mo 0.1～0.5％，B 0.3～0.7％，P+S＜0.02％，余量为Fe和不可避免的杂质。
在上述技术方案的基础上，本发明还可以做如下改进。
进一步，本发明中的发动机气门座圈用铬合金，包括以下质量百分比的组分：
C 1.3～2.5％，Cr 14～18％，V 1～1.5％，Ti 0.6～0.8％，Nd 7～8％，Al 0.1～0.2％，Mn 1.2～1.8％，Mo 0.2～0.4％，B 0.4～0.6％，P+S＜0.02％，余量为Fe和不可避免的杂质。
进一步，本发明中的发动机气门座圈用铬合金，包括以下质量百分比的组分：
C 2.1％，Cr 16.4％，V 1.2％，Ti 0.7％，Nd 7.6％，Al 0.1％，Mn 1.5％，Mo0.3％，B 0.5％，P+S＜0.02％，余量为Fe和不可避免的杂质。
进一步，本发明中的发动机气门座圈用铬合金，包括以下质量百分比的组分：
C 1.6％，Cr 15.8％，V 1.3％，Ti 0.6％，Nd 7.4％，Al 0.1％，Mn 1.6％，Mo0.4％，B 0.4％，P+S＜0.02％，余量为Fe和不可避免的杂质。
本发明中的合金除了常规元素Fe、C、Mn外，还包括Cr、V、Ti、Nd、Al、Mo、B、P、S等。其中，Al作为强脱氧剂加入，可生成高度细碎的、超显微的氧化物，分散于合金中，可阻止合金加热时晶粒长大，并能改善合金的淬透性，从而改善合金的综合性能。Cr与C可以形成铬碳化物，铬碳化物晶粒细小，在合金中均匀分布，能够提升合金的强度和耐磨性，并且Cr能够促进马氏体的形成，在提升钢材强度的同时，可保证钢材具有良好的韧性；Mo与Cr结合，可以增加合金中的残余奥氏体，进一步提高钢材的淬透性，从而提高钢材的强度和延展性，并且Mo对铁素体有固溶强化作用，同时可消除因其他元素所导致的回火脆性而提升钢材的冲击韧性。V的加入使得的合金外层马氏体含量增加，使得所得合金的外层硬度得以提升；同时，V可以细化碳化物晶粒，改善碳化物形态，减少网状碳化物的含量，合金的塑性、韧性以及强度得以提升；但是，当V元素含量过高时会对合金的耐热性产生不利影响，因此，本发明中将V的含量控制在0.5～2％的范围内。B的加入能推迟钢材中铁素体和珠光体的形成，可帮助马氏体的形成，对钢材的轻度有巨大提升作用。Ti的加入可以细化合金晶粒组织，从而提高钢的强度和韧性。Nb同样可以细化晶粒，同时，Nb可以和Fe生成金属间化合物Fe2Nb2，合金的实效硬化强度和高温抗蚀性得以提升。另外，V、Ti和Nb均为强碳化物形成元素，在合金中大部分以碳化物的形式存在，少部分固溶在铁素体中，三者共同作用可以固定奥氏体晶界，阻碍奥氏体晶界的迁移，并能有效阻止奥氏体晶粒长大，从而使合金的强度和韧性提高。
本发明合金中各元素相互配合，可有效改善合金的晶像结构，在提升合金强度和耐磨性能的同时，能够有效保证合金的韧性和延展性，加工性能良好。
本发明中的发动机气门座圈用铬合金经过以下步骤制得：
S1：将除V、Ti和Nd之外的其他材料放入电弧炉内进行初练，然后将初练后的钢水以1600～1620℃的温度出钢到钢包中进行钢包精炼；出钢前向钢水中加入V和Ti，出钢后向钢水中加入Nd；钢包精炼全程底吹氮气，氮气流量为180～220Nm3/min，并将吊包温度控制在1600～1620℃，连续吹气8～15min，完成精炼；
S2：将精炼后的钢水浇注成板坯，并空冷至1200～1300℃，在此温度下热轧，控制单道次变形量小于20％；
S3：将热轧后的板坯空冷至800～850℃，在此温度下保温1～2h，然后进行冷轧，冷轧单道次变形量不超过15％，再将冷轧后的板坯空冷至室温退火；
S4：以15～20℃/min的升温速率将经过S3处理后的板坯加热到750～800℃，保温2～4h，然后空冷至150～200℃，保温1～2h；
S5：将经过S4处理后的板坯升温至700～750℃，保温4～6h，然后空冷至室温，即得。
本发明中的制备方法可以做以下进一步改进：
进一步，S1中底吹氮气流量为200Nm3/min，吹气时间10min。
进一步，S2中热轧温度为1250℃，单道次变形量为15％。
进一步，S4中升温速率为16℃/min。
本发明的有益效果是：本发明中的合金组分及配比合理，V、Ti、Nb及其他合金元素的合理配比不仅提高了合金的强度性能，同时也使合金具有良好的耐磨性性能和延展性能，加工性能优良，便于使用时对其加工成型。
具体实施方式
下面结合实施例对本发明的具体实施方式做详细的说明。
实施例1
一种发动机气门座圈用铬合金，包括以下质量百分比的组分：
C 2.1％，Cr 16.4％，V 1.2％，Ti 0.7％，Nd 7.6％，Al 0.1％，Mn 1.5％，Mo0.3％，B 0.5％，P+S＜0.02％，余量为Fe和不可避免的杂质。
本实施例中的铬合金经过以下步骤制得：
S1：将除V、Ti和Nd之外的其他材料放入电弧炉内进行初练，然后将初练后的钢水以1610℃的温度出钢到钢包中进行钢包精炼；出钢前向钢水中加入V和Ti，出钢后向钢水中加入Nd；钢包精炼全程底吹氮气，氮气流量为200Nm3/min，并将吊包温度控制在1610℃，连续吹气10min，完成精炼；
S2：将精炼后的钢水浇注成板坯，并空冷至1250℃，在此温度下热轧，控制单道次变形量为15％；
S3：将热轧后的板坯空冷至850℃，在此温度下保温1h，然后进行冷轧，冷轧单道次变形量为10％，再将冷轧后的板坯空冷至室温退火；
S4：以18℃/min的升温速率将经过S3处理后的板坯加热到800℃，保温2h，然后空冷至200℃，保温1h；
S5：将经过S4处理后的板坯升温至750℃，保温4h，然后空冷至室温，即得。
实施例2
一种发动机气门座圈用铬合金，包括以下质量百分比的组分：
C 1.6％，Cr 15.8％，V 1.3％，Ti 0.6％，Nd 7.4％，Al 0.1％，Mn 1.6％，Mo0.4％，B 0.4％，P+S＜0.02％，余量为Fe和不可避免的杂质。
本实施例中的铬合金经过以下步骤制得：
S1：将除V、Ti和Nd之外的其他材料放入电弧炉内进行初练，然后将初练后的钢水以1600℃的温度出钢到钢包中进行钢包精炼；出钢前向钢水中加入V和Ti，出钢后向钢水中加入Nd；钢包精炼全程底吹氮气，氮气流量为180Nm3/min，并将吊包温度控制在1600℃，连续吹气15min，完成精炼；
S2：将精炼后的钢水浇注成板坯，并空冷至1200℃，在此温度下热轧，控制单道次变形量为18％；
S3：将热轧后的板坯空冷至800℃，在此温度下保温2h，然后进行冷轧，冷轧单道次变形量为12％，再将冷轧后的板坯空冷至室温退火；
S4：以15℃/min的升温速率将经过S3处理后的板坯加热到750℃，保温4h，然后空冷至150℃，保温2h；
S5：将经过S4处理后的板坯升温至700℃，保温6h，然后空冷至室温，即得。
实施例3
一种发动机气门座圈用铬合金，包括以下质量百分比的组分：
C 2.5％，Cr 14％，V 1.5％，Ti 0.6％，Nd 8％，Al 0.1％，Mn 1.8％，Mo 0.2％，B0.6％，P+S＜0.02％，余量为Fe和不可避免的杂质。
本实施例中的铬合金经过以下步骤制得：
S1：将除V、Ti和Nd之外的其他材料放入电弧炉内进行初练，然后将初练后的钢水以1620℃的温度出钢到钢包中进行钢包精炼；出钢前向钢水中加入V和Ti，出钢后向钢水中加入Nd；钢包精炼全程底吹氮气，氮气流量为220Nm3/min，并将吊包温度控制在1620℃，连续吹气8min，完成精炼；
S2：将精炼后的钢水浇注成板坯，并空冷至1300℃，在此温度下热轧，控制单道次变形量为15％；
S3：将热轧后的板坯空冷至850℃，在此温度下保温1h，然后进行冷轧，冷轧单道次变形量为10％，再将冷轧后的板坯空冷至室温退火；
S4：以20℃/min的升温速率将经过S3处理后的板坯加热到800℃，保温2h，然后空冷至200℃，保温1h；
S5：将经过S4处理后的板坯升温至750℃，保温4h，然后空冷至室温，即得。
实施例4
一种发动机气门座圈用铬合金，包括以下质量百分比的组分：
C 1.3％，Cr 18％，V 1％，Ti 0.8％，Nd 7％，Al 0.2％，Mn 1.2％，Mo 0.4％，B0.4％，P+S＜0.02％，余量为Fe和不可避免的杂质。
本实施例中的铬合金经过以下步骤制得：
S1：将除V、Ti和Nd之外的其他材料放入电弧炉内进行初练，然后将初练后的钢水以1600℃的温度出钢到钢包中进行钢包精炼；出钢前向钢水中加入V和Ti，出钢后向钢水中加入Nd；钢包精炼全程底吹氮气，氮气流量为220Nm3/min，并将吊包温度控制在1600℃，连续吹气10min，完成精炼；
S2：将精炼后的钢水浇注成板坯，并空冷至1250℃，在此温度下热轧，控制单道次变形量为15％；
S3：将热轧后的板坯空冷至800℃，在此温度下保温2h，然后进行冷轧，冷轧单道次变形量为10％，再将冷轧后的板坯空冷至室温退火；
S4：以20℃/min的升温速率将经过S3处理后的板坯加热到800℃，保温2h，然后空冷至150℃，保温2h；
S5：将经过S4处理后的板坯升温至700℃，保温4h，然后空冷至室温，即得。
实施例5
一种发动机气门座圈用铬合金，包括以下质量百分比的组分：
C 3％，Cr 20％，V 0.5％，Ti 1％，Nd 5％，Al 0.2％，Mn 0.5％，Mo 0.5％，B0.3％，P+S＜0.02％，余量为Fe和不可避免的杂质。
本实施例中的铬合金经过以下步骤制得：
S1：将除V、Ti和Nd之外的其他材料放入电弧炉内进行初练，然后将初练后的钢水以1610℃的温度出钢到钢包中进行钢包精炼；出钢前向钢水中加入V和Ti，出钢后向钢水中加入Nd；钢包精炼全程底吹氮气，氮气流量为200Nm3/min，并将吊包温度控制在1610℃，连续吹气15min，完成精炼；
S2：将精炼后的钢水浇注成板坯，并空冷至1300℃，在此温度下热轧，控制单道次变形量为18％；
S3：将热轧后的板坯空冷至850℃，在此温度下保温2h，然后进行冷轧，冷轧单道次变形量为15％，再将冷轧后的板坯空冷至室温退火；
S4：以18℃/min的升温速率将经过S3处理后的板坯加热到800℃，保温4h，然后空冷至200℃，保温1h；
S5：将经过S4处理后的板坯升温至750℃，保温4h，然后空冷至室温，即得。
实施例6
一种发动机气门座圈用铬合金，包括以下质量百分比的组分：
C 1％，Cr 10％，V 2％，Ti 0.4％，Nd 8％，Al 0.05％，Mn 2％，Mo 0.1％，B0.7％，P+S＜0.02％，余量为Fe和不可避免的杂质。
本实施例中的铬合金经过以下步骤制得：
S1：将除V、Ti和Nd之外的其他材料放入电弧炉内进行初练，然后将初练后的钢水以1600℃的温度出钢到钢包中进行钢包精炼；出钢前向钢水中加入V和Ti，出钢后向钢水中加入Nd；钢包精炼全程底吹氮气，氮气流量为220Nm3/min，并将吊包温度控制在1600℃，连续吹气10min，完成精炼；
S2：将精炼后的钢水浇注成板坯，并空冷至1200℃，在此温度下热轧，控制单道次变形量为18％；
S3：将热轧后的板坯空冷至820℃，在此温度下保温2h，然后进行冷轧，冷轧单道次变形量为15％，再将冷轧后的板坯空冷至室温退火；
S4：以20℃/min的升温速率将经过S3处理后的板坯加热到780℃，保温3h，然后空冷至150℃，保温2h；
S5：将经过S4处理后的板坯升温至720℃，保温5h，然后空冷至室温，即得。
对比例1
一种铬合金，包括以下质量百分比的组分：
C 2.1％，Cr 16.7％，V 1.2％，Ti 0.7％，Nd 7.6％，Al 0.1％，Mn 1.5％，B0.5％，P+S＜0.02％，余量为Fe和不可避免的杂质。
制备方法同实施例1。
对比例2
一种铬合金，与实施例1相比，合金组分中缺少V，其余组分和制备方法与实施例1相同。
对比例3
一种铬合金，与实施例1相比，合金组分中缺少Ti，其余组分和制备方法与实施例1相同。
对比例4
一种铬合金，与实施例1相比，合金组分中缺少Nd，其余组分和制备方法与实施例1相同。
对比例5
一种铬合金，与实施例1相比，合金组分中缺少V、Ti、Nd，其余组分和制备方法与实施例1相同。
结果分析
检测实施例1～6和对比例1～5所得合金的力学性能，结果列于表1。表中KV2(J)：常温冲击；R0.2(N/mm2)：屈服强度；Rm(N/mm2)：抗拉强度；A(％)：延伸率；HB(10)：表面硬度。
表1钢材的力学性能
Figure BDA0003296971510000091
Figure BDA0003296971510000101
从表中可以看出，采用本发明中的配比和方法制备出的合金力学性能优良，并且合金的延伸率以及表面硬度也较高，表明本发明中的合金强度高、耐磨性好，同时也具有良好的韧性，便于对合金进行加工。
虽然结合实施例对本发明的具体实施方式进行了详细地描述，但不应理解为对本专利的保护范围的限定。在权利要求书所描述的范围内，本领域技术人员不经创造性劳动即可作出的各种修改和变形仍属本专利的保护范围。

Claims (4)

1.一种发动机气门座圈用合金，其特征在于，包括以下质量百分比的组分：
C 2.1%，Cr 16.4%，V 1.2%，Ti 0.7%，Nb 7.6%，Al 0.1%，Mn 1.5%，Mo 0.3%，B 0.5%，P+S＜0.02%，余量为Fe和不可避免的杂质；所述合金经过以下步骤制得：
S1：将除V、Ti和Nb之外的其他材料放入电弧炉内进行初炼，然后将初炼后的钢水以1600~1620℃的温度出钢到钢包中进行钢包精炼；出钢前向钢水中加入V和Ti，出钢后向钢水中加入Nb；钢包精炼全程底吹氮气，氮气流量为180~220Nm3/min，并将吊包温度控制在1600~1620℃，连续吹气8~15min，完成精炼；
S2：将精炼后的钢水浇注成板坯，并空冷至1200~1300℃，在此温度下热轧，控制单道次变形量小于20%；
S3：将热轧后的板坯空冷至800~850℃，在此温度下保温1~2h，然后进行冷轧，冷轧单道次变形量不超过15%，再将冷轧后的板坯空冷至室温；
S4：以15~20℃/min的升温速率将经过S3处理后的板坯加热到750~800℃，保温2~4h，然后空冷至150~200℃，保温1~2h；
S5：将经过S4处理后的板坯升温至700~750℃，保温4~6h，然后空冷至室温，即得。
2.根据权利要求1所述的发动机气门座圈用合金，其特征在于：S1中底吹氮气流量为200Nm3/min，吹气时间10min。
3.根据权利要求1所述的发动机气门座圈用合金，其特征在于：S2中热轧温度为1250℃，单道次变形量为15%。
4.根据权利要求1所述的发动机气门座圈用合金，其特征在于：S4中升温速率为16℃/min。
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