一种合金氮化钢及其制造方法
阅读：856发布：2023-01-20
专利汇可以提供一种合金氮化钢及其制造方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 公开了一种 合金 氮化 钢 ，其各化学元素的 质量 百分比为： 碳 ：0.30～0.36wt％； 硅 ：0.60～0.80wt％；锰：0.60～0.90wt％；铬：2.90～3.40wt％；钼：0.40～0.60wt％； 钒 ：0.15～0.25wt％；铌：0.02～0.06wt％；硫：≤0.015wt％；磷：≤0.020wt％； 铜 ：≤0.15wt％；镍：≤0.15wt％；余量为Fe和其他不可避免的杂质。相应地，本发明还通过了上述合金氮化钢的制造方法。该合金氮化钢淬透性较高；耐热性好；经 热处理 后应当具有良好的强韧性；氮化后，其渗层深度、心部硬度均高于现有含 铝 渗氮钢。，下面是一种合金氮化钢及其制造方法专利的具体信息内容。
1.一种合金氮化钢，其特征在于，其化学元素的质量百分配比为：碳：0.30～
0.36wt％；硅：0.60～0.80wt％；锰：0.60～0.90wt％；铬：2.90～3.40wt％；钼：0.40～
0.60wt％；钒：0.15～0.25wt％；铌：0.02～0.06wt％；硫：≤0.015wt％；磷：≤0.020wt％；
铜：≤0.15wt％；镍：≤0.15wt％；余量为Fe和其他不可避免的杂质。
2.如权利要求1所述的合金氮化钢的制造方法，其特征在于，包括下列步骤：
(1)冶炼：将原料经过真空感应冶炼和电渣重熔后，熔铸成钢锭；
(2)钢锭在均热炉内以80-90℃/h的升温速度至800-820℃保温80-100分钟后，以
180-200℃/h的升温速度加热至1280-1290℃后保温160-180分钟；
(3)钢锭初轧开坯后缓冷，然后表面精整；
(4)轧制：加热温度1180～1220℃，均热温度1160～1200℃，总加热时间135-150分钟；终轧温度≥850℃，轧制完毕后，堆冷至室温；
(5)退火：退火炉中以700-720℃保温10～15小时后，随炉冷却至500-550℃出炉。
3.如权利要求2所述的合金氮化钢的制造方法，其特征在于，所述步骤(1)中熔铸形成的钢锭经过750-780℃保温5-6小时退火，以及表面冷精整后，再进行步骤(2)。
4.如权利要求3所述的合金氮化钢的制造方法，其特征在于，所述步骤(3)中缓冷的时间为44-48h。
一种合金氮化钢及其制造方法
技术领域
背景技术
[0002] 发动机是汽车、船舶、舰艇、航空航天器、工程机械等动力器械的心脏部件。燃油喷射器又是各类发动机的最为关键的组件，其功能是在瞬间将燃油以高压喷入气缸，使燃油与空气的充分混合和，燃烧。燃油喷射器的性能决定了发动机的动力性能、燃油燃烧效率，尾气排放和噪音等发动机关键技术指标。因此，无论是在材质质量、制造技术与调整精度等方面，还是在与整机的匹配等方面对燃油喷射器的要求都十分严格。燃油喷射器中的高精度元件包括柱塞偶件、出油阀与阀座偶件、针阀偶件，这三对偶件的材质、制造紧密程度、服役过程中的稳定性等技术指标对发动机的性能起着至关重要的影响，俗称其为发动机“心脏”。
[0004] 三对精密偶件的故障或失效形式主要表现为：柱塞偶件的过度磨损、拉毛、卡紧、咬死以及穴蚀等；阀与阀座偶件的密封面磨损、阀杆卡紧或咬死；针阀偶件的故障主要有密封面磨损及针阀卡紧咬死。
[0005] 目前我国采用渗氮钢38CrMoAl制造高性能燃油喷射器，调质后经一周左右的超长时间渗氮处理，表面硬度达到900HV(62HRC)以上，渗氮层深度达到0.2mm以上。渗氮处理形成具有高残余应力、高硬度的表面梯度组织赋予了燃油喷射器优良的耐磨性和接触疲劳抗力，心部的38CrMoAl调质组织提供了强有力的支撑和优良的韧性，从而保证了燃油喷射器的高寿命和高可靠性。
[0006] 但上述38CrMoAl钢制造的燃油喷射器并不能满足我国近年来开发的一些高性能发动机的要求。主要表现在两个方面：
[0007] 1.调质38CrMoAl钢的强度和热稳定性满足不了基体支撑强度要求；
[0008] 2.渗氮时间过长，不仅成本高，且长时间的渗氮处理也降低了基体的支撑强度。
[0009] 另外，38CrMoAl钢还存在以下不足：淬透性不高，界面直径小于30mm时才可在油中淬透，尺寸直径60mm的零件油冷淬火后，表面与中心的硬度差可达60HB左右；此钢的临界点较高，故其正火和淬火的温度亦相应地较高；由于含铝铁素体稳定性高，不易溶入奥氏体中，所以保温时间要比一般合金结构钢长1.5倍左右。
[0011] 所以，国内发动机行业迫切需要一种高性能、通用性强的新型渗氮钢，满足先进发动机制造的要求。
发明内容
[0012] 本发明的目的是提供一种合金氮化钢及其制造方法，该合金氮化钢淬透性较高，经热处理后应当具有良好的强韧性；氮化后和含铝渗氮钢相比，渗层深度、心部硬度均应当高于含铝渗氮钢，应当具有优于现有渗氮钢的耐热性；此外，该合金氮化钢还应当具有良好的经济性。
[0013] 合金氮化钢氮化前的调质处理，能够使其心部具有相当好的强韧性组合，而且与其它许多强化层不同，高硬度的渗氮层与基体有着良好的过度，因而赋予了零件优良的综合性能。但目前氮化钢还存在一些问题，如：强度和热稳定性满足不了基体支撑强度要求；渗氮时间过长，不仅成本高，且长时间的渗氮处理也降低了基体的支撑强度等。
[0014] 本发明所述的技术方案摒弃传统的以铝元素为主要元素来实现渗氮强化的合金化思路，不采用铝元素，而是以Cr、Mo、Mn为主要合金化元素，辅以V、Nb作为微合金元素，并控制其配比，同时控制钢种中S、P元素的含量和残余元素含量，以提高渗氮钢的力学性能和渗氮工艺性能，充分发挥微合金元素的作用，使钢种的晶粒细小，从而提高钢种的耐热性能(即热稳定性)。
[0015] 根据上述发明目的，本发明提供了一种合金氮化钢，其各化学元素的质量百分比为：碳：0.30～0.36wt％；硅：0.60～0.80wt％；锰：0.60～0.90wt％；铬：2.90～3.40wt％；钼：0.40～0.60wt％；钒：0.15～0.25wt％；铌：0.02～0.06wt％；硫：≤0.015wt％；磷：
≤0.020wt％；铜：≤0.15wt％；镍：≤0.15wt％；余量为Fe和其他不可避免的杂质。
≤0.020wt％；铜：≤0.15wt％；镍：≤0.15wt％；余量为Fe和其他不可避免的杂质。
[0016] 本技术方案的化学组分设计原理如下：
[0017] (1)碳元素是不利于渗氮的元素，它会降低氮的扩散系数，降低渗氮速度。但碳元素是保证钢强度的基本元素，心部强度不足对氮化层性能尤其是对疲劳性能有不利影响，因此对心部调质强度有一定要求的零件，碳含量不宜过低。故本技术方案中碳元素含量为0.30～0.36wt％。
[0018] (2)铬元素是优良的氮化物促进元素，是渗氮钢的主要合金元素。在不含铝渗氮钢中，铬是最重要的元素。铬元素与钒或钛或钼元素配合，形成Cr-Mo-V钢。
[0019] (3)钼元素属于缩小γ相区的元素，钼在钢中存在于固溶体相和碳化物相中。钼能提高钢的淬透性、提高热强性、防止回火脆性。钼在增加钢淬透性的作用方面较铬强，含钼元素较高的钢，在575℃上下回火时，由于有钼的特殊碳化物沉淀析出，弥散分布，出现二次硬化现象。钼是提高钢热强性最有效的合金元素，能显著使形变强化后的软化和恢复稳定、以及再结晶温度提高，能有效地抑制渗碳体在工作温度(400～600℃)下的聚集，促进特殊碳化物的析出，从而进一步的起到了强化作用。因此，为使钢在500～580℃之间长时间氮化保温而保持强度，钼元素及钒元素是有效的合金元素。为了防止或减轻合金钢发生第二类回火脆性，往往需要在钢中加入适量的钼元素。
[0020] (4)锰元素能显著地降低钢的Arl温度和奥氏体分解速度，能强烈提高钢的淬透性，随着锰含量的增加，除了钢的Ms点降低以外，由于淬透性的增加，钢淬火后，其中的残余奥氏体含量也急剧增加，而这对于精密零件来说至关重要，负面效应凸现。发明人综合考虑上述因素，将本技术方案中锰元素含量设计为0.60～0.90wt％。
[0021] (5)在调质钢中，硅元素不仅增加钢的淬透性，还由于硅降低碳在铁素体中的扩散速度，使回火时所析出的碳化物不易聚集，从而增加钢淬火后的回火稳定性。因此本技术方案中控制硅元素含量为：0.60～0.80wt％。
[0022] (6)钒元素形成稳定的氮化物，其能起提高氮化层硬度的作用，虽然其形成的氮化层表面硬度略逊于含铝渗氮钢，可是其韧性良好，且可强烈细化奥氏体晶粒度，适用于易受磨损又受一定冲击负荷的精密零部件。
[0023] (7)铌作为微合金元素之一，可以与碳交互作用，生成少量NbC并溶入其他碳化物中增加其稳定性，并细小均匀分布，抑制动态再结晶，细化晶粒，从而对钢的强韧化产生影响。此外，铌元素以MC型碳化物弥散析出，能够形成强烈的二次硬化效果。
[0024] 相应地，本发明还提供了上述合金氮化钢的制造方法，其包括下列步骤：
[0026] (2)钢锭在均热炉内以80-90℃/h的升温速度至800-820℃保温80-100分钟后，以180-200℃/h的升温速度加热至1280-1290℃后保温160-180分钟。该工艺使得钢种可以获得较佳的热变形塑性区间，从而顺利进行开坯，避免热加工过程中冶金缺陷的发生，稳定提高材料的成坯收得率。
[0027] (3)钢锭初轧开坯后缓冷，然后表面精整。由于该钢种中Ni含量很低，因此缓冷不仅可以较好的扩氢，而且充分释放了钢中的内应力，避免了氢致延迟裂纹的出现。
[0029] 由于上述均热温度和终轧温度的控制范围均处于合金渗氮钢的奥氏体区域，因此使得钢种具有良好的高温延展性和可变形性，减少了变形抗力，不会导致该合金氮化钢成材轧制时在热变形过程中发生致裂倾向。轧制完毕后的堆冷冷却方式，即钢材冷却时需要忌水避风，并在空气中自然冷却至室温。这种冷却方式是为了在缓慢的自然冷却过程中避免钢材骤冷，从而用比较经济的工艺获得平衡的组织，使得钢材的内应力较少。此外，该工艺还使得钢材横截面的硬度均匀，便于进行后续的精密机加工。
[0031] 优选地，所述步骤(1)中熔铸形成的钢锭经过750-780℃保温5-6小时退火，以及表面冷精整后，再进行步骤(2)。该钢锭退火步骤使得该制造方法能够实现化学元素的均匀精确控制，使得钢中成份偏析小，各向性能差异小，钢的致密度好，从而满足偶件制造的需求；此外，精整工序提高了钢锭的外在质量，为后续的热压力加工做好了准备。
[0032] 优选地，所述步骤(3)中缓冷的时间为44-48h。发明人通过试验证明，将缓冷时间控制在这一范围内，可以有效杜绝中碳Cr-Mo-V钢极易发生的白点内裂缺陷。
[0033] 本发明通过采用上述技术方案，使之与现有常用的渗氮钢38CrMoAl相比，在相同的渗氮条件下：
[0034] 1.本发明所述的合金氮化钢虽然表面硬度略小，但其渗层深度、心部硬度均明显高于含铝渗氮钢；
[0035] 2.本发明所述的合金氮化钢的氮化物组织致密，氮化物细小，弥散分布；
[0038] 图1为本发明实施例1中的合金氮化钢的CCT曲线图。
[0039] 图2为本发明实施例1中的合金氮化钢和对比钢种38CrMoAl在离子氮化炉中进行渗氮实验，得到的渗氮性能图，渗氮工艺为520℃渗氮30小时。
[0040] 图3为本发明实施例1中的合金氮化钢在离子氮化炉中进行渗氮实验渗氮后，得到的金相照片。
[0041] 图4为对比钢种38CrMoAl在离子氮化炉中进行渗氮实验渗氮后，得到的金相照片。
[0042] 图5为本发明实施例1中的合金氮化钢和对比钢种38CrMoAl的热稳定性性能对比图。
具体实施方式
[0043] 实施例1-4
[0044] 按照下列步骤制造本发明所述的合金氮化钢，各步骤中的具体工艺参数参见表2，冶炼制得的钢种的化学成分质量百分配比参见表1：
[0046] (2)钢锭在均热炉内以80-90℃/h的升温速度至800-820℃保温80-100分钟后，以180-200℃/h的升温速度加热至1280-1290℃后保温160-180分钟。
[0048] (4)轧制：加热温度1180～1220℃，均热温度1160～1200℃，总加热时间135-150分钟；终轧温度≥850℃，轧制完毕后，堆冷至室温。
[0049] (5)退火：退火炉中以700-720℃保温10～15小时后，随炉冷却至500-550℃出炉。
[0050] 表1本发明实施例1-4与对比钢种38CrMoAl的化学成分配比(wt％)
[0051]实施例1 实施例2 实施例3 实施例4 38CrMoAl
C 0.33 0.32 0.35 0.31 0.37
Si 0.63 0.74 0.61 0.75 0.22
Mn 0.73 0.75 0.62 0.85 0.45
Cr 3.35 3.20 2.98 3.30 1.52
Mo 0.59 0.50 0.43 0.49 0.19
V 0.25 0.21 0.19 0.20 0.02
Nb 0.04 0.06 0.05 0.05 /
Ni 0.07 0.04 0.06 0.08 /
P 0.006 0.006 0.01 0.009 0.01
S 0.003 0.003 0.005 0.007 0.003
Cu 0.10 0.05 0.09 0.09 /
Al / / / / 0.99
C 0.33 0.32 0.35 0.31 0.37
Si 0.63 0.74 0.61 0.75 0.22
Mn 0.73 0.75 0.62 0.85 0.45
Cr 3.35 3.20 2.98 3.30 1.52
Mo 0.59 0.50 0.43 0.49 0.19
V 0.25 0.21 0.19 0.20 0.02
Nb 0.04 0.06 0.05 0.05 /
Ni 0.07 0.04 0.06 0.08 /
P 0.006 0.006 0.01 0.009 0.01
S 0.003 0.003 0.005 0.007 0.003
Cu 0.10 0.05 0.09 0.09 /
Al / / / / 0.99
[0052] 表2.本发明实施例1-4中合金氮化钢的制造工艺
[0053]
[0054]
[0055] 表3.本发明实施例1-4中成品钢的性能(920℃油淬，600℃回火)
[0056]实施例1 实施例2 实施例3 实施例4 38CrMoAl
抗拉强度(MPa) 1380 1390 1390 1370 1050
屈服强度(MPa) 1190 1240 1250 1200 927.5
断后伸长率(％) 15.0 15.0 15.0 15.0 14.75
断面收缩率(％) 56.5 56.0 54.5 55.0 53.75
冲击功(J) 170 180 172 194 94.5
晶粒度 10 10 10 10 6.5
末端淬透性J40(HRC) 53 52 55 53 21
抗拉强度(MPa) 1380 1390 1390 1370 1050
屈服强度(MPa) 1190 1240 1250 1200 927.5
断后伸长率(％) 15.0 15.0 15.0 15.0 14.75
断面收缩率(％) 56.5 56.0 54.5 55.0 53.75
冲击功(J) 170 180 172 194 94.5
晶粒度 10 10 10 10 6.5
末端淬透性J40(HRC) 53 52 55 53 21
[0057] 发明人对实施例1的钢种以及对比钢种在DIL805A相变仪上测定了试验钢的CCT曲线，具体工艺为：920℃保温5min，然后以不同冷速(0.03～30℃/s)冷至室温，观察其组织并测定其硬度。并根据实验结果绘制了如图1所示的CCT曲线，图中A表示奥氏体，B表示贝氏体，F表示铁素体，P表示珠光体，从该CCT曲线可以看出，本发明钢有良好的淬透性，冷速在0.1℃/s均不会出现高温相变。
[0058] 发明人对实施例1的钢种以及对比钢种在离子氮化炉中进行了渗氮实验，渗氮工艺为520℃渗氮30小时，并根据实验结果绘制了如图2所示的渗氮性能图。从图2可以看出，很明显实施例1中钢种的渗层深于对比钢38CrMoAl的渗层，本发明实施例1钢的渗层深度在0.4mm以上，而38CrMoAl钢的渗层深度为0.15mm。实施例1钢种的表面最高硬度在950HV左右，虽稍逊于38CrMoAl的1083HV，但硬度梯度平缓。这是因为发明钢的合金含量较合理，而38CrMoAl中含Al，能在表面形成高硬度的AlN相，故而能在表面形成大量合金氮化物，使其表面具有高硬度，但这种微观组织亦不利其实际应用，易形成表面脆化层，造成表面剥落等早期失效。同时，表面的高硬度阻止了氮离子向深层扩散，因此38CrMoAl的渗层显著低于发明钢。在长时间渗氮后，材料心部组织会发生一定程度的软化，发明钢渗氮后心部硬度在450HV左右，高于38CrMoAl的390HV，这表明发明钢种具有比38CrMoAl更高的热稳定性。
[0059] 本发明所述的钢种与对比钢种渗氮后的金相照片分别如图3和图4所示。发明钢和对比钢二种材料的基体组织均为回火索氏体。本发明钢种具有良好的淬透性，强度、韧性，较传统渗氮钢38CrMoAl有较大提高，在520℃、30小时离子渗氮后表面最高硬度达到950HV以上，渗层深度在0.4mm以上，并且在长时间渗氮后心部仍能保持高的硬度。
[0060] 发明人将实施例1的钢种以及对比钢种在箱式电阻炉中进行热稳定性实验，试验工艺为：钢种经调质后在550℃保温2、4、6、9、12、15、20、25、30、35、40、50、60小时后，检测其洛氏硬度，检测的结果如图5所示。从图5中可以看出，本发明所述的合金氮化钢的热稳定性明显优于38CrMoAl钢。
[0061] 要注意的是，以上列举的仅为本发明的具体实施例，显然本发明不限于以上实施例，随之有着许多的类似变化。本领域的技术人员如果从本发明公开的内容直接导出或联想到的所有变形，均应属于本发明的保护范围。
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