CN113897509A

CN113897509A - 用于阀座的铜合金

Info

Publication number: CN113897509A
Application number: CN202011256386.4A
Authority: CN
Inventors: 姜敏宇; 权纯祐; 金贤基; 李忠谚; 洪承贤; 金荣男
Original assignee: Hyundai Motor Co; Kia Motors Corp
Current assignee: Hyundai Motor Co; Kia Corp
Priority date: 2020-06-22
Filing date: 2020-11-11
Publication date: 2022-01-07
Also published as: US11560610B2; US20210395862A1; KR20210157552A; DE102020214240A1

Abstract

本发明提供一种用于阀座的铜合金，更具体地，提供一种具有改善的耐磨性的用于阀座的铜合金，其包含12至24重量％的Ni，2至4重量％的Si，7至13重量％的Cr，20至35重量％的Fe，余量的Cu和其他杂质。

Description

用于阀座的铜合金

技术领域

本发明涉及一种用于阀座的铜合金，并且更具体地涉及一种具有改善的耐磨性的用于阀座的铜合金。

背景技术

发动机的汽缸盖设置有诸如进气阀或排气阀的发动机阀。发动机运转时产生的燃烧爆炸热和机械冲击从发动机阀传递到汽缸盖。然而，普通的汽缸盖由铝(Al)材料制成，因此存在被高温和冲击损坏的问题。

因此，在制造汽缸盖的常规方法中，通常在与发动机阀接触的区域中安装由Fe基粉末烧结材料制成的阀座。

但是，由Fe基粉末烧结材料制成的阀座必须通过机械联轴器安装在汽缸盖上。这导致需要单独的紧固装置的问题，并且由于需要将阀座形成为一定的厚度或更大的厚度而导致无法实现线型流动通道的缺点。另外，发生在发动机运转期间阀座脱离的问题。

同时，由于阀座需要承受包括与发动机阀接触并摩擦以及暴露于废气在内的条件，因此阀座需要优异的耐热性和耐磨性。

因此，近来，在汽缸盖的制造过程中，通过利用具有优异的耐热性和耐磨性的Cu基材料的激光熔覆方法，经由在与发动机阀接触的区域上直接熔覆熔覆层来对相应区域进行强化。

但是，通过利用Cu基材料的激光熔覆方法形成的熔覆层的缺点是，其耐磨性显著地低于由Fe基粉末材料制成的阀座。

因此，为了克服Cu基材料的问题，可以考虑通过利用Fe基材料的激光熔覆方法形成阀座的方法。但是，在这种情况下，具有约1400℃或更高的熔点的Fe基材料比具有约1000℃的较低熔点的Cu基材料需要更多的热量输入。因此，更大的热量输入可能对铝(Al)制成的汽缸盖造成更大的热损伤。由于扩大的受热影响区，这导致熔覆区域中的界面裂纹和热裂纹，从而不利地使得难以形成无泄漏的完好无损的阀座形状的熔覆层。

公开于背景技术部分的上述信息仅仅旨在加深对本公开背景技术的理解，因此其可以包含并不构成本领域技术人员已知的现有技术的信息。

发明内容

因此，鉴于上述问题做出了本公开，并且本公开的一个目的是提供一种用于阀座的铜合金，其通过形成其中Cu基体结构和Fe基体结构一起形成的双相熔覆层从而可以改善耐磨性。

根据本公开，上述以及其他目的可以通过提供一种如下的用于阀座的铜合金来实现，所述用于阀座的铜合金包含12至24重量％的Ni，2至4重量％的Si，7至13重量％的Cr，20至35重量％的Fe，余量的Cu和其他杂质。

铜合金的基体结构可以是包含一起形成的Cu基体结构和Fe基体结构的双相基体结构。

铜合金可以在基体结构中形成(Ni,Cr)Si基硬质相。

铜合金中的Fe基体结构的面积分数可以为总面积的20％至40％。

铜合金可以满足以下关系式1：

20.7<1.27[Fe]-0.36[Cr]<42.0…(关系式1)

其中[Fe]和[Cr]代表Fe和Cr的含量(重量％)。

铜合金不会形成体心立方结构(BCC)的Cr相。

在高温摩擦磨损试验中在以下条件下测得的铜合金的磨损量可能小于20,000um²：

(高温摩擦磨损试验的条件)

-针材料：因科镍合金(Inconel)

-负载：50N

-温度：200℃

-冲程：7mm

-频率：6Hz

-气氛：空气

-时间：10分钟。

激光熔覆后，铜合金可以具有厚度为1mm或更小的受热影响区。

附图说明

通过下文结合附图所呈现的详细描述将会更为清楚地理解本公开的以上和其它目的、特征以及其它优点，在这些附图中：

图1为利用Cu-17Ni-3Si-30Fe材料制成的熔覆层的微观结构图像；

图2A至图2I为示出取决于所添加的合金元素的对于Fe的各个含量的相图的计算结果的图；

图3为示出对于Cr的各个含量的相图的计算结果的图；

图4A和图4B为实施例2和比较例17的微观结构图像；以及

具体实施方式

现在将详细参考本公开的实施方案，附图中显示了实施方案的实施例。然而，本公开不限于这些实施方案，而是可以以各种不同的形式实施。提供这些实施方案仅是为了充分说明本公开，并且是为了使本领域技术人员完全了解本公开的范围。

根据本公开的实施方案的用于阀座的铜合金是可以用于激光熔覆的合金。例如，可以在发动机阀与发动机汽缸盖接触的区域中形成具有改善的耐热性和耐磨性的熔覆层。该熔覆层用作固定至汽缸盖上的常规阀座。在下文中，根据本公开的实施方案的通过利用用于阀座的铜合金的激光熔覆方法形成的层被称为“熔覆层”。

在本实施方案中，为了提高由铜合金制成的熔覆层的耐热性和耐磨性，调整合金的类型和组分以在基体结构中形成(Ni,Cr)Si基硬质相，同时形成双相基体结构，其中Cu基体结构和Fe基体结构一起形成。另外，通过调节合金的类型和组分，在控制Fe基体结构的面积比的同时，防止了体心立方结构(BCC)的Cr相的形成。

特别地，通过调节合金的类型和组分，诱发液体不混溶，从而使Fe基体结构形成为圆形结构而不是针状或网状结构。

具体地，根据本公开实施方案的用于阀座的铜合金包含12至24重量％的Ni，2至4重量％的Si，7至13重量％的Cr，20至35重量％的Fe，余量的Cu和其他杂质。

接下来，以下描述限定合金组分及其含量范围的原因。在下文中，除非另有说明，百分比(％)是指重量百分比(％)，其是含量范围的单位。

在某些情况下，镍(Ni)的含量为或可以为12％至24％。镍(Ni)形成Cu-Ni-Si基固态结构并形成可以表示为Ni_xSi_y(例如NiSi、NiSi₂、Ni₂Si、Ni₃Si、Ni₃₁Si₁₂、Ni₃Si₂和Ni₅Si₂)的强化相，从而提高由合金制成的熔覆层的强度。因此，将镍(Ni)的含量保持在12％或更多可以保持熔覆层的优异的强度和耐磨性。然而，当镍(Ni)的含量超过24％时，可能出现如下问题，即，可能降低熔覆层与作为基础材料的汽缸盖之间的界面结合性。

在一些情况下，硅(Si)的含量为或可以为2％至4％。硅(Si)形成Cu-Ni-Si基固态结构并形成可以表示为Ni_xSi_y(例如NiSi、NiSi₂、Ni₂Si、Ni₃Si、Ni₃₁Si₁₂、Ni₃Si₂和Ni₅Si₂)的强化相，从而改善熔覆层与作为基础材料的汽缸盖之间的界面结合性。因此，将硅(Si)的含量保持在2％或更多可以形成适当的强化相，同时改善熔覆层与汽缸盖之间的界面结合性。然而，当硅(Si)的含量超过4％时，Cu-Ni-Si固态结构的分数的增加会降低熔覆层的延展性，引起开裂的问题。

在一些情况下，铬(Cr)的含量为或可以为7％至13％。铬(Cr)是引起液体不混溶并抑制针状或网状结构形成的元素。因此，当铬(Cr)的含量小于7％时，在固化时不会获得或可能不会获得液体不混溶，导致形成针状和网状结构，从而导致抗开裂性变差的问题。另外，当铬(Cr)的含量超过13％时，形成或可能形成体心立方结构(BCC)的Cr相，因此不利地引起脆性。

在一些情况下，铁(Fe)的含量为或可以为20％至35％。铁(Fe)是形成坚硬的Fe基体结构并改善耐磨性的元素。因此，当铁(Fe)的含量小于20％时，由于Fe基体结构减少的比例，出现不能或可能无法将耐磨性维持在期望水平的问题。当铁(Fe)的含量超过35％时，可能出现如下问题：熔覆层可能开裂并且受热影响区的厚度会大于或等于1mm。

同时，余量除上述组分外，还包括铜(Cu)和杂质。

特别地，在该实施方案中，铜合金限定铁(Fe)和铬(Cr)的相对含量，以将Fe基体结构的面积分数调节为总面积的20％至40％。具体地，铁(Fe)和铬(Cr)之间的相对含量满足以下关系式1：

20.7<1.27[Fe]-0.36[Cr]<42.0…(关系式1)

其中，[Fe]和[Cr]代表Fe和Cr的含量(重量％)。

在下文中，参考以下比较例和实施例描述本公开。

通过利用Cu-Ni-Si基材料的激光熔覆方法形成的熔覆层(Cu-Ni-Si基材料是通常用于激光熔覆方法的合金材料)具有或可能具有如下缺点：其耐磨性明显低于由Fe基粉末材料制成的常规阀座的耐磨性。

因此，首先，为了提高Cu-Ni-Si基材料的耐磨性，进行了通过向Cu-Ni-Si基材料中添加Fe来形成Fe基体结构和Cu基体结构的实验。

更具体地，利用Cu-17Ni-3Si-30Fe材料通过激光熔覆方法在铝(Al)基础材料上形成熔覆层，并且观察该熔覆层的微观结构，结果示于图1。这里，Cu-17Ni-3Si-30Fe材料是指包括17重量％的Ni，3重量％的Si，30重量％的Fe以及余量的Cu和其他杂质的铜合金材料。

从图1可以看出，当仅将Fe添加到Cu-17Ni-3Si的组分体系中时，形成作为基体结构的包括Cu基体结构和Fe基体结构的双相基体结构，但是Fe基体结构形成为针状和网状结构。在图1中，颜色相对较深的结构表示Fe基体结构，颜色相对较浅的结构表示Cu基体结构。

Fe基体结构形成为针状和网状结构的原因是：不会获得或可能不会获得液体不混溶，即使形成Fe基体结构，它也不会或可能不会随机分布，而是采取针状和网状结构的形式。

当Fe基体结构具有如图1所示的针状和网状结构时，由于基体之间的界面的尺寸增加并且该界面提供了断裂路径，因此会显著降低熔覆层的耐磨性。

接下来，为了引起液体不混溶，进行了如下实验：利用Cu-17Ni-3Si-aFe-20Y材料形成与Cu基体结构一起的Fe基体结构，其中a表示Fe的含量(重量％)，并且Y是与Fe一起添加的合金元素。在该实验中，选择性地添加了Mn、Cr、W、Co、Nb、Ti、V、Al和Zr中的任意一种的合金元素作为Y。相应地，确定了对于每种材料的Fe含量相图的计算结果，并且结果示于图2A至图2I。在图2A至图2I中，以深色表示的区域是液体不混溶(分离)的区域。

从图2A至图2I的结果可以看出，当添加Cr、V和Zr时发生液体不混溶，并且当添加Mn、W、Co、Nb、Ti和Al时没有发生液体不混溶。由于添加Cr、V和Zr，相对于Cu的液态Fe的溶解性降低，从而获得或可能获得Cu基组分和Fe基组分之间的液体不混溶，因此得到或可以得到上述结果。

相应地，证实了当添加Cr、V和Zr时，Fe基体结构呈圆形结构，而不是针状或网状结构，并且获得其中Cu基体结构和Fe基体结构一起形成的双相结构。

然而，在添加的组分中，V是相对昂贵的合金元素，Zr具有较小的液体不混溶的区域，因此没有有效地引起结构变化。因此，可以看出，通过将Fe和Cr添加到Cu-Ni-Si基材料中，可以引起Fe基基体结构和Cr基基体结构之间的液体不混溶。

接下来，为了确定适当的Cr含量，进行了实验以确认利用Cu-17Ni-3Si-25Fe-bCr材料的合金状态的变化，其中b表示Cr的含量(重量％)。因此，获得了取决于Cr含量的相图的计算结果，结果示于图3。

从图3中可以看出，在Cr的含量为5重量％的区域中，在一些小于7重量％的情况中，发生液体不混溶的温度区域狭窄或可能会狭窄，因此可能难以避免形成针状和网状结构。另外，在Cr的含量为15重量％的区域，在一些情况中大于13重量％的区域，形成或可能形成体心立方结构(BCC)的Cr相，这可能引起冲击韧性差的问题。因此，在一些情况中，Cr的含量为或可以为7重量％-13重量％。

接下来，为了确定Cu-Ni-Si基材料中Fe和Cr的适当含量，如表1所示，利用具有调整后的组分含量的铜合金通过激光熔覆方法在铝(Al)基础材料上形成熔覆层。测量并观察在熔覆层中裂纹的发生、受热影响区的厚度、磨损的量和微观结构，并将结果一起示于表1中。另外，表1的实施例2和比较例16的微观结构分别示于图4A和图4B中。

表1：比较例和实施例的组分和实验结果

此时，利用染色渗透检查方法(ISO3452-1，无损检测-渗透检测(Non-destructivetesting.Penetrant testing))来评估是否发生裂纹。

更特别地，染色渗透检查(DPI)是一种利用毛细管现象的方法。首先，用洗涤溶液洗涤试样，将渗透溶液喷到要检查的区域并干燥5分钟，接着用洗涤溶液除去试样表面上的渗透溶液。然后，将显影溶液喷到试样的表面上，以确定是否有任何区域残留有色渗透溶液。由于渗透溶液保留在裂纹中，因此确定存在有色渗透溶液的区域对应于裂纹。

另外，通过高温摩擦磨损试验测量磨损量，并且试验条件如下。

(高温摩擦磨损试验的条件)

-针材料：因科镍合金(Inconel)

-负载：50N

-温度：200℃

-冲程：7mm

-频率：6Hz

-气氛：空气

-时间：10分钟。

从表1、图4A和图4B可以看出，作为满足本公开中提出的合金组分及其含量的示例的实施例1至实施例8均避免了开裂并且满足了本公开中提出的对Fe基体结构的受热影响区的厚度(1mm或更小)、磨损量(小于20,000μm²)和面积比(20％-40％)的要求。

而且，从图4A可以看出，实施例2的微观结构图像显示了其中Cu基体结构和Fe基体结构一起形成为基体结构的双相结构，具体地，显示出每个微观结构都是圆形的。

此外，比较例1至比较例6，作为其中Fe的含量小于本公开中所建议的含量的比较例，避免了开裂并且具有较小的受热影响区的厚度。但是，可以确认，由于未形成或未充分形成Fe基体结构，因此磨损量显著增加。

此外，比较例7至比较例9是其中Fe的含量超过本公开中所建议的含量的比较例。由于Fe基体结构过度地形成，因此形成裂纹并且受热影响区的厚度也增加。此时，无法测量磨损量。

特别地，发生开裂的原因如下。随着热输入的增加，在利用铝(Al)基材料和合金形成的熔覆层的界面处形成或可能会形成诸如AlCu₂的金属间化合物层，并且其厚度增加。变厚的金属间化合物层可能是脆性的。因此，形成熔覆层的合金的凝固和收缩期间产生的应力使裂纹形成。因此，为了避免开裂，金属间化合物层可以形成为薄的。为此，可以减少热输入量，并且可以限制作为高熔点元素的Fe的含量。

另外，比较例10至比较例12，作为其中Cr的含量超过本公开中建议的含量的比较例，避免了开裂并且具有较小的受热影响区的厚度。然而，随着体心立方结构(BCC)的Cr相的形成，发现磨损量显著增加。另外，在比较例10至比较例12中产生了小孔。

此外，比较例13至比较例15是其中Cr的含量小于本公开中建议的含量的比较例。受热影响区的厚度薄，并且作为基体结构形成了双相，该双相包括一起形成的Cu基体结构和Fe基体结构。但是，可以确认，由于形成了针状或网状的Fe基体结构，因此形成了深裂纹，磨损量也显著增加。

另外，比较例16是其中将Fe单独添加到Cu-17Ni-3Si的组分体系中的比较例。如比较例13至比较例15中那样，受热影响区较薄，并且作为基体结构形成了双相，其中Cu基体结构和Fe基体结构一起形成。然而，可以确认，随着形成针状或网状的Fe基体结构，形成了深裂纹并且磨损量也显著增加。

另外，从图4B中可以看出，比较例16的微观结构图像显示了其中Cu基体结构和Fe基体结构一起形成的双相结构作为基体结构。然而，可以确认，液体不混溶没有适当地发生，因此形成了针状或网状的Fe基体结构。

同时，在本公开中，为了将Fe基体结构的面积分数调整为总面积的20％至40％，Fe含量和Cr含量之间的相对含量受到限制，如以下关系式1所示：

20.7<1.27[Fe]-0.36[Cr]<42.0…(关系式1)

其中，[Fe]和[Cr]代表Fe的含量和Cr的含量(重量％)。

因此，为了确定以上关系式1的适用性，在Cu-17Ni-3Si的组分体系中，形成了如表2所示Fe含量和Cr含量变化的合金，并且确定每种合金的1.27[Fe]-0.36[Cr]值和Fe基体结构的面积分数。结果一起示于表2中。

表2：根据Fe和Cr含量变化的Fe基体结构的面积分数与关系式1之间的关系

从表2可以看出，满足本公开中建议的Fe含量和Cr含量的合金1至合金9满足关系式1和Fe基体结构的面积分数。

然而，满足本公开中建议的Fe含量的合金10至合金18既不满足关系式1也不满足Fe基体结构的面积分数。

另外，满足本公开中建议的Cr含量的合金19既不满足关系式1也不满足Fe基体结构的面积分数。

从前述内容显而易见，根据本公开的实施方案，可以在Cu基体结构上以20％至40％的面积比形成硬质Fe基体结构，从而形成具有优异的耐磨性的熔覆层。

结果，与通过包括单独制造阀座并将其固定到汽缸盖的方法获得的熔覆层相比，该熔覆层较薄。因此，可以通过实现发动机的线型的进气和排气通道从而获得改善的进气和排气效率的效果。

结果，通过在汽缸中实现高翻滚效果，从而可以获得提高发动机燃料效率的效果。

尽管出于说明的目的已公开了本公开的实施方案，但是本领域技术人员应当理解，各种修改、增加和删减是可能的，并不脱离所附权利要求中所公开的本发明的范围和精神。

Claims

1.一种用于阀座的铜合金，其包含：

12至24重量％的Ni；

2至4重量％的Si；

7至13重量％的Cr；

20至35重量％的Fe；

余量的Cu和其他杂质。

2.根据权利要求1所述的用于阀座的铜合金，其中，所述铜合金的基体结构是包含一起形成的Cu基体结构和Fe基体结构的双相基体结构。

3.根据权利要求2所述的用于阀座的铜合金，其中，所述铜合金在基体结构中形成(Ni,Cr)Si基硬质相。

4.根据权利要求2所述的用于阀座的铜合金，其中，所述铜合金中的Fe基体结构的面积分数为总面积的20％至40％。

5.根据权利要求1所述的用于阀座的铜合金，其中，所述铜合金满足以下关系式1：

20.7<1.27[Fe]-0.36[Cr]<42.0···关系式1

其中[Fe]和[Cr]代表Fe和Cr的重量％含量。

6.根据权利要求1所述的用于阀座的铜合金，其中，所述铜合金没有形成体心立方结构的Cr相。

7.根据权利要求1所述的用于阀座的铜合金，其中，在高温摩擦磨损试验中在以下条件下测得的铜合金的磨损量小于20,000um²：

高温摩擦磨损试验的条件

-针材料：因科镍合金，

-负载：50N，

-温度：200℃，

-冲程：7mm，

-频率：6Hz，

-气氛：空气，以及

-时间：10分钟。

8.根据权利要求1所述的用于阀座的铜合金，其中，激光熔覆后，铜合金具有厚度为1mm或更小的受热影响区。