CN1210427C - 有提高的抗擦伤性、抗裂性和抗疲劳性的活塞环和它的生产方法及用途 - Google Patents

有提高的抗擦伤性、抗裂性和抗疲劳性的活塞环和它的生产方法及用途 Download PDF

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Abstract

有提高的抗擦伤性、抗裂性和抗疲劳性的活塞环是由高铬马氏体不锈钢和在所述钢的表面上形成滑动氮化层组成。该不锈钢包括C：0.3到1.0%；Cr：14.0到21.0%；N：0.05到 0.5%；Mo、V、W和Nb中至少一个：总量为0.03到3.0%；Si：0.1到1.0%；Mn：0.1到1.0%；P：0.05%或更少；S：0.05%或更少；其余是Fe和不可避免的杂质；滑动氮化层在其表面上包括主要由氮化物组成的硬颗粒，其平均颗粒尺寸在0.2到2.0μm，最大直径7μm或更小，和面积比在5到30%。

Description

有提高的抗擦伤性、抗裂性和抗疲劳性的活塞环 和它的生产方法及用途
技术领域
本发明涉及用于内燃发动机的活塞环，特别是，包括氮化的高铬马氏体不锈钢的活塞环，具有提高的抗擦伤性(抗咬合性)、抗裂性(抗断裂性)、和抗疲劳性。本发明还涉及到该活塞环的生产方法。
背景技术
随着近来对低燃料消耗、重量轻和高性能内燃发动机的需求，活塞环变薄以减轻重量和适应发动机的高转速。必须提高活塞环的材料特性，如耐磨性、抗擦伤性和抗疲劳性，以便能使活塞环变薄。因此，常规的铸铁活塞环已经被钢的活塞环代替，特别是从抗疲劳性和耐热性的角度。但是，由于钢活塞环的抗擦伤性差于铸铁活塞环的，通常对钢活塞环的滑动表面施加表面处理。活塞环的钢粗略地分为碳钢、硅铬钢、和马氏体不锈钢。这些分类对应于加到各种钢的不同类型的表面处理。主要地，是电镀铬被施加到碳钢和硅铬钢。气体氮化施加到马氏体不锈钢。电镀铬以前是钢活塞环最常用的表面处理，但现在已经绝大部分被氮化代替，因为在高负荷下电镀铬的抗擦伤性很差，还有电镀的废液必须进行处理以便不会引起任何的环境问题。
现在主要用作氮化活塞环的高铬马氏体不锈钢是JIS SUS440B，等价的组份是：C：0.80-0.95％；Cr：17.0-18.0％；Si：0.25-0.50％；Mn：0.25-0.40％；Mo：0.70-1.25％；V：0.07-0.15％；其余是Fe。当有这种组份的钢氮化时，氮原子从表面扩散和硬挤进到钢中并构成氮化层。在氮化层中的氮化物主要是Cr、V和Mo的化合物，它们可以包含溶质Fe。这种钢的主要组份铬是溶解在铁基体中，也以Cr碳化物的形式存在。
因为铬与氮的亲合性大于与碳的亲合性，当进行氮化氮气从表面扩散进去时，在氮和Cr碳化物之间发生反应形成Cr氮化物。由于SUS440B等价材料的Cr含量高至17.0-18.0％，使硬的Cr氮化物以适当的面积％分散在氮化层中。所以，氮化层相对较硬并提高了抗磨性和抗擦伤性。
最近出版的日本待审核专利申请11(1999)-80907号提出氮化的马氏体不锈钢，具有改良的抗擦伤性，它包含Si：0.25％或更少；Mn：0.30％或更少；Mo、W、V和Nb中一个或几个：0.3-2.5％或Cu：4.0％或更少；Ni：2.0％或更少，和Al：1.5％或更少。
日本待审核专利申请11(1999)-106874号公开了，当微结构中的M7C3碳化物的量压缩到4.0％或更少的面积％时，不仅活塞环钢材料的抗擦伤性而且可加工性都得到改善。
虽然通过上述建议已经提高了抗磨性和抗擦伤性，但当这些活塞环用于操作在高转数和高功率条件下的近来的内燃发动机中时，仍很容易发生擦伤。
至今，是迫使气缸套进入到柴油发动机的气缸体中。这些发动机现在已改变成窄筒距的整块铸铁体而没有衬套，以便减轻重量和节约成本。从废气净化和功率增加的观点总是想增加燃烧的压力。在整块铸铁体的微结构中，由于整块铸造有相当大的冷却速率差，石墨的分布是不均匀的且作为擦伤原因的软的纯铁体相的散布也是不均匀的。
当有上述微结构的气缸表面与氮化的马氏体不锈钢活塞环组合时，由于下述的理由很容易在开始操作阶段产生擦伤。
当用搪磨(honing)抛光气缸表面时，研磨轮的磨料由于纯铁体相会造成粘附，在搪磨后气缸表面很容易会变得粗糙。由于纯铁体塑性流动使石墨被覆盖。因此，由于石墨的面积％减小，使石墨的润滑和储油效应降低。在高的燃烧压力情况下，加到活塞环的背压变得很高。擦伤常起因于活塞环外周边表面上的裂缝，在垂直于滑动的方向上伸长。在检查氮化层时，沿着薄片状的化合物检测裂缝。化合物是相对粗的并沿着铁基体的晶粒边界存在，在日本活塞环工业领域内被称为假相。化合物薄片与活塞环表面平行分布。
为了解决活塞环的各种问题，通过离子电镀形成TiN、CrN和类似化合物。离子电镀可以提高抗磨性和抗擦伤性但生产成本高。由于成本效应目前使用者对离子电镀的看法不是太好。
因此，本发明的目的是提供一种氮化高铬马氏体不锈钢活塞环，该环是成本有效的，即使应用在操作于高转数和高燃烧压力的柴油发动机中，特别是整块铸铁体的柴油发动机，既不会发生磨损、擦伤、裂缝也不会发生疲劳断裂，由于重量轻在将来整块铸铁体的柴油发动机中的应用会不断增加。
本发明的特定目的是调节在高铬马氏体不锈钢氮化层中的硬颗粒，主要是氮化物的尺寸和分布，和减小晶粒边界片状化合物的尺寸以便抑制与这些化合物相关的裂缝的生成和扩展。
本发明还有一个目的是提供生产高铬马氏体不锈钢活塞环的方法。
发明内容
按照由汽车活塞环编辑委员会编辑，Sankaido出版社1997年出版的“汽车活塞环”188页的解释，当负荷集中到滑动表面上显微不平的凸面(特别是软的相)上时，由于摩擦热那里的温度上升，并发生不正常的软化和熔化。这种现象造成活塞环的擦伤。
在氮化的高铬马氏体不锈钢中，氮化层的微结构通常表示大多数硬的氮化物散布在回火的马氏体基体中。擦伤的机理主要取决于滑动表面上显微的不平度。在氮化层中，硬的颗粒散布在相对软的基体中。因此，显微的不平度是由硬颗粒的尺寸和散布的状态所限定。当观察有这样结构的表面层的剖面时，下述现象是很清楚的。凸的硬颗粒与对面的滑动表面接触，而相对软的基体是相对凹的。在滑动时保留在凹部分中的润滑油经受压力。由于氮化钢有上述的微结构，所以氮化钢与对面部件的整个直接接触的频率是很低的。因此，在两个滑动部件之间的接触压力降低。此外，油加到上述的凹部分中。所以，可以防止擦伤。
硬的凸颗粒可以获得上述的效应，只要它们的尺寸是次微米到几微米和散布的面积有5％或更大。在硬颗粒是极其小和它们的数量又少的情况下，不能达到根据上述机理所产生的凸的硬颗粒的作用和效应。
同时，这些效应受相对部件滑动表面环境的影响。特别是，在上述有不均匀结构的整块铸铁气缸体的情况下，这个气缸体的表面很容易通过研磨反而变得粗糙。通常是，纯铁体相塑性流动并覆盖住石墨。
通过专家们称之为碾平或适合性碾磨的恰当滑动能改进即使是这样铸铁的滑动表面。也就是说，发生下述的现象。当在滑动时气缸粗糙的内表面变得平滑，除去了纯铁体并露出了被覆盖的石墨。在碾平取得进展之前，滑动表面上的油膜常常很难保持。当油膜不存在时加在活塞环外周边表面上的摩擦力增加。很大的摩擦力反复地加到活塞环的外周边表面上。因此，氮化层不断地承受很大的压力，造成在垂直于滑动的方向上裂缝的产生和扩大。随着在气缸内表面上适合性现象的进展，所加的压力减小，同时随着时间的消逝裂缝扩大。结果，氮化层在表面上可能局部被剥皮，使气缸的内表面受到损害。所以，在滑动的开始阶段很容易发生擦伤。因此在氮化层中晶粒边界的化合物很脆，它们的存在促进了裂缝的产生和扩大。
本发明者发现下述的基本原因。应该将氮化层中合适尺寸的大量硬颗粒，主要是Cr的氮化物，均匀地散布在基体中以便减小基体和气缸之间的接触概率和以便防止初始阶段的擦伤。特别是，应该精炼在氮化时形成的晶粒边界化合物以便减小与这些化合物相关的裂缝的产生。在这种很细的微结构中，即使裂缝产生，也可以抑制它们的发展。
当熔融的高铬马氏体不锈钢固化时，在初生奥氏体(γ相)的晶粒边界上共晶的Cr碳化物(η相：(Cr，Fe)7C3)结晶。在高铬马氏体不锈钢中存在最大直径超过20μm(微米)的Cr碳化物，如上述那样将该钢固化，然后热轧，球化退火，和最终淬火和回火。关于粗的初生共晶Cr碳化物的精炼，Tetsu and Hagane(日本钢铁协会杂志)第82卷，第4册，309-314页(1996年)报告，通过加入0.25％或更多的N精炼碳化物。按照这个报告，在初生γ的边界上共晶的Cr碳化物消失并代替的是，沉积在初生γ晶粒边界周围片状的M23C6和M2N(M：Cr、Fe)。这些片状沉积在热轧中更细地分裂。在接着的球化退火中，在与M2N沉积不同的地点新沉积细的M23C6。因此，整个Cr碳化物变细。
Netsushori第36卷，第4册，234-238页(1996年)报告加入0.25％N的16.5％Cr-0.65％C的马氏体不锈钢的机械特性。也就是说，随着N含量的增加，得到最高硬度的淬火温度转变成较低的温度。随着N含量的增加伸长度也增加。这解释N在奥氏体相中的溶解量增加和随着淬火温度的增加使奥氏体相变得稳定。
日本待审核的专利申请9-289053和9-287058号公开一种滚动轴承，它使用通过加入N精炼Cr碳化物的方法。
本发明者已经研究了上述擦伤的机理和相对大的片状晶粒边界化合物对活塞环滑动表面裂缝生成的影响以及应用加入N精炼Cr碳化物的技术。因此，已经发现大量的氮化物要均匀地散布在氮化层中和特别是晶粒边界化合物的尺寸要细是所希望的。这种很细的微结构使氮化的高铬马氏体不锈钢活塞环有提高的抗擦伤性、抗裂性和抗疲劳性，即使当它使用于操作在高转数和高功率条件下内燃发动机中，特别是，最近减轻重量的整块铸铁体柴油发动机等中时也是这样。
按照本发明氮化的高铬马氏体不锈钢活塞环，其特征在于它包括高铬马氏体不锈钢，该钢包括，按重量百分比，C：0.3到1.0％；Cr：14.0到21.0％；N：0.05到0.50％；Mo、V、W和Nb中至少一个，总量为：0.03到3.0％；Si：0.1到1.0％；Mn：0.1到1.0％；P：0.05％或更少；S：0.05％或更少；其余是Fe和不可避免的杂质；和高铬马氏体不锈钢有氮化滑动层，该层包括由碳化物、氮化物和碳氮化物，主要是氮化物组成的硬颗粒，和氮化层表面中硬颗粒其平均直径的范围在0.5到2.0μm，最大直径等于或小于7μm，和面积％从5到30％。在氮化层的纵向剖面中观察到的晶粒边界化合物的尺寸是等于或小于20μm(长度)。有上述微结构特性的氮化表面层其硬度范围在Hv 900到1400，和从表面向下有足够的深度。
按照本发明生产氮化的高铬马氏体不锈钢活塞环的方法包括：熔化有上述组份的钢接着加入氮；将熔化的钢铸成坯料；热轧；退火；冷拉丝；冷轧以便形成活塞环横截面的近似形状；淬火；回火以便提供线材；将线材弯曲成活塞环的形状；消除应力退火；侧表面的粗研磨；氮化；除去表面化合物层；研磨平头部；侧表面的精研磨；和外周边表面的搭接。在弯曲成活塞环形状之前，进行淬火，温度在850到1000℃之间，作为高铬马氏体不锈钢的淬火温度这个温度是相对低的。结果，微结构被细化并含有尽可能多的散布的碳化物。氮化可以是气体氮化、离子氮化和游离基氮化。在温度450到600℃范围内进行氮化1到20小时。
下面详细描述本发明。
描述按照本发明的高铬马氏体不锈钢的组份。
C是Fe中填隙式的溶质元素并增加基体的硬度。C很容易与Cr、Mo、V、W和Nb组合并构成碳化物。在氮化时碳化物主要转化为氮化物。换句话说，氮化物提高活塞环滑动表面的抗磨性和抗擦伤性。当C含量低于0.3％时，硬化和碳化物的生成是不够的。另一方面，当C含量大于1.0％时，在熔化的钢固化期间粗的共晶Cr碳化物(η相：M7C3碳化物)大量结晶。这种碳化物在接着的线材生产过程中极大地损害材料的可加工性。所以，碳含量在0.3到1.0％的范围内，优选地是在0.4到0.9％的范围内。
Cr是Fe中取代的溶质元素。铬不仅改进抗腐蚀性而且诱发固溶强化因而提高抗热变定性。这里热变定性是一种现象，当活塞环操作在高温下时由于蠕变，应力减小使密封性能变差。Cr在钢中与C反应并生成Cr碳化物。这些Cr碳化物很容易与N起反应，氮是在氮化时从表面渗透挤入的，使Cr碳化物转化成Cr氮化物。Cr氮化物以硬颗粒的形式散布在氮化层中。在氮化层中的硬颗粒极大地提高了活塞环滑动表面的抗磨性和抗擦伤性。当Cr的含量小于14％时，Cr碳化物的生成是不足够的。另一方面，当Cr的含量大于21％时，形成δ纯铁体从而使韧性降低。此外，在基体中Cr的浓度变得这样高时使Ms(马氏体转化的起始温度)如此之低，从而不能得到满意的淬火硬度。因此，Cr含量在14到21％的范围之内，优选地是在16到19％的范围内。
N是与C一样在Fe中的填隙元素。例如在17％ Cr线处切开，可用伪二元相图表示三元Fe-Cr-C相图。在Fe和C之间产生共晶反应，碳的浓度由共晶线的左端给定。同时在完全固化之前，在原生晶体晶粒边界周围仍有熔化的钢。当温度进一步下降时熔化的钢发生共晶反应。当按照本发明加入氮时，上述左侧C的浓度高于无氮的熔化钢的C浓度。因此，共晶反应和η碳化物的生成被抑制。当温度下降到共晶温度之下时，超饱和C和N以片状M23C6和M2N沉淀的形式在原生γ晶粒周围沉淀。当N含量低于0.05％时η相结晶。另一方面，当N含量大于0.5％时，棒状的M2N沉淀量增加，从而使韧度降低。因此，N含量在0.05到0.5％的范围内，更优选地是在0.10到0.30％范围内。在基体中溶质N阻碍C的扩散并有利于细化晶粒边界化合物。这是铸造后第一个Fe3C，并在氮化处理后最终转化成Fe3N。在正常压力下可将高至0.2％的氮加入。高于0.2％氮含量需要在压力N2气氛下熔化加入。所以，氮含量在0.05到0.20％范围内，按照加入氮的观点来看是优选的。
Mo、V、W和Nb中任何一个都是碳化物的构成者和能提高抗磨性和抗擦伤性。此外，Mo防止在回火和氮化处理时软化并在获得活塞环的尺寸稳定性方面发挥重要作用。V促进氮化，因此含V氮化层的硬度是很高的。这些元素中任何一个对提高活塞环的特性都是有效的。当Mo、V、W和Nb至少一个的总含量小于0.03％时，它们的效果实际上可以忽略不计。另一方面，当这些元素的总含量大于3％时，可加工性受到严重损害且韧度也降低。因此，Mo、V、W和Nb至少一个的总含量在0.03％到3.0％之间。
Si是还原添加剂。Si也溶解在Fe中并在回火时提高抗软化性。因而可以改善所谓的抗热变定性。当Si含量小于0.1％时，它的效应是轻微的。在另一方面，当Si的含量大于1.0％时，韧度受到损害。因此，Si的含量在0.1到1.0％的范围内。
Mn也是还原添加剂。当Mn含量小于0.1％时，它的效应是轻微的。另一方面，当Mn含量大于1.0％时，可加工性受到损害。因此，Mn含量在0.1到1.0％之间。
P与Mn与类似元素形成杂质且会降低疲劳强度和抗腐蚀性。P是钢的杂质。P越少越好。因此以实践的观点P含量应在0.05％或更少。优选地，P在0.03％或更少。
S与P一样，降低疲劳强度和抗腐蚀性。S是钢的杂质。S越少越好。因此从实践的观点S含量应在0.05％或更少。优选地，S在0.03％或更少。
由上述组份范围的钢生成抗擦伤性提高的微结构，也就是说，在氮化层中存在大量的细微氮化物颗粒。特别是，在氮化层表面中存在的氮化物，即主要是Cr氮化物、碳化物、和碳氮化物，构成的硬颗粒应该有平均直径，在0.5到2μm(微米)，最大直径7μ或更少，和面积％在5到30％范围内。当平均颗粒直径小于0.5μm时，硬颗粒的凸面对防止擦伤的效果是不够的。另一方面，当平均颗粒直径大于2μm时，在高负荷下容易发生擦伤。当最大直径大于7μm时，氮化层的微结构变得不均匀，从而在高负荷下容易发生擦伤。当面积％小于5％时，容易发生擦伤。在另一方面，当氮化物的面积％大于30％时，熔化之后拉丝和弯成活塞环形状变得困难。优选的面积％在10到25％之间。
提高抗裂性的氮化层微结构是这样，在活塞环纵向剖面上观察到晶粒边界化合物的尺寸(长度)是20μm或更少。当最大长度大于20μm时会产生在高负荷下容易成裂缝的问题。
按照本发明如上述的氮化层微结构可归属于不锈钢的微结构。首先，在已经连续热轧、球化热处理、冷拉丝、淬火和回火的钢中不存在粗的共晶Cr碳化物(η相：(Cr、Fe)7C3碳化物)。这是通过加入氮获得的。
其次，在氮化之前当保持在淬火温度时沉积大量的细的次级碳化物(ε相，(Cr，Fe)23C6碳化物)。当淬火温度降低到(γ+ε)区中时Fe-Cr-C相图表示有更多和更细的碳化物沉积。当在尽可能低到(γ+ε)区中的温度进行淬火时，数量上有尽可能多的细的ε碳化物沉积。此外，γ晶体晶粒的生长被抑制，以致淬火钢是细的颗粒结构。当这种钢氮化时，晶粒边界化合物也变得很细。因此从上述的观点，优选的淬火温度是在850到1000℃之间的范围内。当淬火温度低于850℃时，不发生硬化和由于α相的沉积不能得到所需的硬度。当淬火温度大于1000℃时，在淬火温度下的保持步骤中碳化物聚结和γ晶体晶粒粗化。结果，粗的碳化物转化成粗的氮化物。在接着的氮化处理中沿着粗的γ晶体晶粒形成的晶粒边界化合物变粗。
在本发明中通过相对短时间的氮化处理，获得从表面到足够深度的Hv 900到1400的高硬度。这种特性可归因于在低的淬火温度下形成的相对细的γ晶体晶粒，因此增加了晶粒的边界，这些边界是氮化处理时N的主要扩散通道。
按照本发明，在450到600℃的温度范围内进行氮化处理。在现有技术中处理温度约为590℃曾被认为是适当的温度，而在这个温度下氮在α-Fe晶格中的溶解度是最大的。但是，因为本发明应用主要通过晶粒边界的氮扩散，处理温度不限制在约590℃。从活塞环尺寸稳定性的观点来看较低温度的处理可能更加合适。但是，从实践的观点，氮化在450到600℃下进行1到20小时。
附图说明
图1是用扫描电子显微镜观察的滑动氮化层表面的背面散射电子成像照片。图1(a)和(b)分别对应于实例1和比较例1。
图2是氮化层横剖面光学显微镜照片。图2(a)和(b)分别对应于实例1和比较例1。
图3表示擦伤试验的样品。
图4表示摩擦和磨损试验机的运动机理。
图5表示活塞环疲劳试验机的运动机理。
图6是表示疲劳极限的曲线图。
图7是表示在比较例13的滑动表面上形成的裂缝的照片。
具体实施方式
实例1-11(J1-J11)和比较例1-8(H1-H8)
在真空感应熔化炉中熔化有列在表1中组份的高铬马氏体不锈钢10kg的量。但是，在正常压力下熔化时将小于0.2％的N加入到钢中，同时在加压N2气氛中熔化时将0.2％或更多的N加入到钢中。通过热加工获得直径12mm的线材，在酸洗之后在750℃下进行球化退火10小时。通过加工步骤生产有3.5mm×5.0mm矩形横截面的钢线。将钢线通过淬火炉(Ar保护气氛下)和回火炉(Ar保护气氛下)。在930℃温度保持近似10分钟之后进行空气淬火。在620℃进行回火约25分钟。将钢线切成50mm长的样品以便氮化处理。在570℃下进行气体氮化处理4小时。但是，比较例1(H1)的淬火温度是如常规方法的1100℃。其他的条件与各实例和其他比较例的相同。
                                   表1
                                                                                          (重量百分比％)
 C  Cr  N  Mo  V  W Nb  Si  Mn  P  S
 J1  0.65  17.5  0.13  1.5  -  - -  0.25  0.35  0.02  0.01
 J2  0.41  17.0  0.19  1.0  0.15  - -  0.25  0.50  0.02  0.02
 J3  0.83  17.8  0.23  -  0.20  - -  0.20  0.30  0.02  0.02
 J4  0.59  17.2  0.16  -  -  0.05 -  0.20  0.20  0.02  0.02
 J5  0.62  17.5  0.15  -  -  - 0.3  0.20  0.30  0.02  0.02
 J6  0.60  14.5  0.15  1.5  0.5  0.1 0.5  0.56  0.65  0.02  0.02
 J7  0.60  19.5  0.25  1.0  -  0.1 -  0.20  0.30  0.02  0.02
 J8  0.35  20.3  0.28  1.0  -  - 0.3  0.20  0.30  0.02  0.02
 J9  0.95  14.9  0.25  -  0.5  0.1 -  0.20  0.30  0.02  0.02
 J10  0.55  16.5  0.08  -  0.5  - 0.3  0.35  0.55  0.02  0.02
 J11  0.48  18.2  0.42  -  -  0.1 0.3  0.20  0.20  0.02  0.02
 H1  0.81  17.5  0.03  1.0  0.3  - -  0.25  0.25  0.02  0.02
 H2  0.46  18.0  0.58  1.5  0.5  - -  0.20  0.20  0.02  0.02
 H3  0.25  17.3  0.16  1.0  0.4  - -  0.20  0.30  0.02  0.02
 H4  1.12  17.8  0.15  1.2  0.6  - -  0.20  0.30  0.02  0.02
 H5  0.69  13.2  0.21  1.1  0.5  - -  0.20  0.30  0.02  0.02
 H6  0.73  22.1  0.22  1.0  0.2  - -  0.20  0.20  0.02  0.02
 H7  0.65  l7.8  0.16  -  -  - -  0.20  0.20  0.02  0.02
 H8  0.68  17.3  0.15  1.5  1.0  0.5 0.5  0.20  0.20  0.02  0.02
进一步将上述钢线样品切成10mm长以便微结构的观察。将各样品埋入到树脂中并进行镜面加工。使用图像分析仪进行微结构的观察和定量评估。对于实例1(J1)和比较例1(H1)通过扫描电子显微镜观察滑动的氮化表面的背面散射电子成像。观察到的实例1(J1)和比较例1(H1)的图像分别表示在图1(a)和(b)中。通过光学显微镜观察氮化层的横剖面和观察到的关于实例1(J1)和比较例1(H1)的照片分别表示在图2(a)和(b)中。硬颗粒在背面散射电子成像照片中是黑的而在光学显微镜照片中是白的。可以清楚地看到：按照本发明的硬颗粒其尺寸是极小的；和在氮化层的横剖面中观察到的晶粒边界化合物其尺寸是极小的。就滑动氮化表面中硬颗粒的平均颗粒直径、最大颗粒直径和面积比％对实例1到11(J1-J11)和比较例1-8(H1-H8)的微结构进行定量评估。这些结果和氮化层滑动表面的硬度一起列在表2中。
                                     表2
        滑动氮化层的硬颗粒 在氮化层横剖面中晶粒边界化合物的最长长度(μm)  维氏硬度
 平均粒径(μm)   最大粒径(μm)    面积率(％)
    J1     1.6     5     17.2     16     1253
    J2     1.3     4     13.0     15     1050
    J3     1.0     5     22.5     13     1185
    J4     1.7     6     15.9     12     1120
    J5     1.6     5     17.1     15     1148
    J6     1.5     4     10.7     14     955
    J7     0.9     4     21.0     12     1219
    J8     1.2     6     18.0     13     1193
    J9     1.3     6     13.0     12     984
    J10     1.8     5     14.2     17     1031
    J11     1.2     6     16.2     14     1083
    H1     2.7     15     13.6     28     1065
    H2     *     *     *     *     *
    H3     1.5     5     7.5     15     830
    H4     *     *     *     *     *
    H5     1.4     5     4     14     920
    H6     2.2     8     9.1     14     874
    H7**     1.6     5     16.5     16     1109
    H8     *     *     *     *     *
*因为可加工性差比较例2、4和8(H2、H4和H8)不能制成钢线。
**比较例7(H7)氮化后尺寸不稳定。所以产量低。
参考图3，图中表示有总长度45mm为日本字母katakana“コ”形式的擦伤试验样品。线材定型成双头整体型擦伤试验样品。相对的材料是由FC 250制成并成直径60mm和厚度12mm的圆盘形。
将圆盘2(图4)的滑动表面调整到表面粗糙度(Rz)1到2μm。使用摩擦和磨损试验机(Riken公司的产品，商标是“TriborikI”)进行擦伤试验。头的前端(图4中参考数字1)是具有20mm半径的凸的滑动表面。前端经过气体氮化处理。通过研磨除去5到20μm厚的在前端上生成的化合物层(白层)。用抛光对前端进行镜面加工。所用FC250圆盘(图4中参考数字2)滑动表面的表面粗糙度(Rz)调整到1-2μm。摩擦磨损试验机的运动机理说明在图4中。擦伤的试验条件如下。
滑动速度(圆盘)：8米/秒
加工负荷：步进式从开始1.0MPa每次增加0.2MPa直到出现擦伤
润滑油：马达油(商标-Nisseki马达油P#20)
润滑油温度：80℃(在输出附近)
油浴：100℃
润滑油送料量：40cc/分
由擦伤负荷，和滑动表面的磨损面积计算擦伤表面压力。对于实例1-11(J1-11)和比较例1-8(H1-H8)列出得到的擦伤表面压力。
                          表3
    擦伤表面压力(MPa)
    J1     454
    J2     443
    J3     469
    J4     428
    J5     458
    J6     420
    J7     464
    J8     430
    J9     441
    J10     419
    J11     452
    H1     376
    H2     -
    H3     340
    H4     -
    H5     328
    H6     297
    H7     388
    H8     -
清楚地看到实例1-11(J1-J11)的抗擦伤性与比较例1、3、5-7(H1、H3、H5-H7)相比有提高。
实例12-14(J12-J14)和比较例9-11(H9-H11)
将有实例1化学组份的材料加工成钢线并按表4中所列温度进行空气淬火。使用与实例1相同的方法进行气体氮化处理。定量分析氮化层的微结构。结果列在表4中。
                                                表4
  淬火温度(℃)         滑动氮化层的硬颗粒  在氮化层横剖面中晶粒边界化合物的最长长度(μm)
 平均粒径(μm)   最大粒径(μm)    面积率(％)
    H9*     800     0.3     5     15.4     14
    J12     870     0.5     5     19.4     11
    J13     920     1.3     6     18.5     15
    J14     980     1.8     6     17.4     18
    H10     1030     2.3     9     14.7     31
    H11     1080     2.8     11     11.5     49
*比较例9(H9)氮化层的硬度低于Hv 860。
实例15和比较例12
使实例1和比较例1的钢材料经过各加工步骤制成有矩形横截面的压缩环。标称直径(d1)为95.0mm、厚度(a1)为3.35mm、和宽度(h1)为2.3mm。通过在930℃的淬火炉10分钟接着空气-冷却进行淬火。通过在620℃的回火炉约25分钟进行回火。进行连续的淬火和回火。在570℃下进行气体氮化4小时。但是，比较例12的淬火温度与常规的方法一样是1100℃。其他的条件与比较例15的相同。
在疲劳试验机中试验生产的压缩活塞环，试验机的运动机理说明在图5中。在两端切出压缩活塞环的平头部以便加宽自由间隙的尺寸。在试验机中用调节器9这样设定已处理过的活塞环3，使其直径缩小到标称直径。然后转动偏心凸轮4以每秒40次传送重复的冲程，用于进一步缩小直径到小于标称直径，直到活塞环3断裂。在断裂时得到所加的应力数。重复这个试验，同时改变加到有相同指标的样品上的应力。得到所谓的S-N图和表示在图6中的最终疲劳极限图。
参考图6，清楚地看到实例15与比较例12相比有极大的改进。
实例16-19和比较例13-14
使实例1(实例16、17)、实例7(实例18、19)和比较例1(比较例13、14)的钢材料经过各加工步骤制成压缩环(实例16、18和比较例13)和两件式油环的主体(实例17、19和比较例14)。压缩环有矩形的横截面。它的标称直径(d1)是99.2mm、厚度(a1)是3.8mm、和宽度(h1)是2.5mm。油环的主体是鞍形横截面。它的标称直径(d1)是99.2mm、厚度(a1)是2.5mm、和宽度(h1)是3.0mm。
在实例16-19中淬火、回火和气体氮化与实例15中的相同。在比较例13-14中淬火、回火和气体氮化与比较例12的相同。
将生产的压缩环和油环安装到四气缸3200cc排量的柴油发动机中。将这些环安装到活塞上和与整块铸铁缸体结合，在下列条件下操作100小时进行疲劳试验。
转速：3600rpm(转/分钟)
功率：75kW
负荷：全负荷
水温：110℃
油温：130℃
比较例13在2小时10分钟之后出现擦伤和比较例14在7小时55分钟之后出现擦伤。而实例16-19在试验中没有一个发生问题。参考图7，图中表示比较例13滑动氮化表面上裂缝的照片。
工业适用性
按照本发明，在氮化高铬马氏体不锈钢制成的活塞环氮化层中存在大量的细微氮化物。也精炼了片状晶粒边界化合物。通过加氮和低温淬火可以形成这样的微结构。由于该微结构提高了抗磨性、抗擦伤性、抗裂性和抗疲劳性。按照本发明的活塞环，因此可有利地应用在工作于高转速和高功率条件下的内燃发动机中，特别是近来重量轻的整块铸造的柴油发动机中。按照本发明的活塞环也可有利地应用于小马达的卡车中，这类车在使用排气闸时可能发生环的疲劳问题。按照本发明的活塞环可以适当地实施作为两件式油环的主体和三件式油环的轨条。

Claims (7)

1.一种由高铬马氏体不锈钢和在所述钢的表面上形成的滑动氮化层组成的活塞环，它有提高的抗擦伤性、抗裂性和抗疲劳性，其特征在于所述高铬马氏体不锈钢包括，按重量百分比，C：0.3到1.0％；Cr：14.0到21.0％；N：0.05到0.50％；Mo、V、W和Nb中至少一个，总量为0.03到3.0％；Si：0.1到1.0％；Mn：0.1到1.0％；P：0.05％或更少；S：0.05％或更少；其余是Fe和不可避免的杂质；还有，在它的表面上所述滑动氮化层包括主要由氮化物组成的硬颗粒，其平均颗粒尺寸在0.5到2.0μm(微米)范围内，最大直径7μm或更小，和面积％在5到3 0％。
2.如权利要求1所述的活塞环，其特征在于在氮化层纵剖面上观察到的晶粒边界氮化物其尺寸(长度)是20μm或更小。
3.如权利要求1所述的活塞环，其特征在于所述高铬马氏体不锈钢的N含量在0.05到0.20％。
4.如权利要求2所述的活塞环，其特征在于所述高铬马氏体不锈钢的N含量在0.05到0.20％。
5.如权利要求1至4任一项所述的活塞环，其特征在于滑动氮化层的硬度在Hv 900到1400的范围内。
6.一种通过对高铬马氏体不锈钢进行氮化处理生产权利要求1所述的抗擦伤性、抗裂性和抗疲劳性均有提高的活塞环的方法，其特征在于高铬马氏体不锈钢包括，按重量百分比，C：0.3到1.0％；Cr：14.0到21.0％；N：0.05到0.50％；Mo、V、W和Nb中至少一个：总量为0.03到3.0％；Si：0.1到1.0％；Mn：0.1到1.0％；P：0.05％或更少；S：0.05％或更少；其余是Fe和不可避免的杂质；和在将所述高铬马氏体不锈钢弯成环形状之前对它进行在850-1000℃之间温度范围内的淬火。
7.如权利要求1至5任何一项所述的活塞环的用途，其特征在于该活塞环和铸铁整块铸成的气缸组合使用。
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