本发明涉及冷锻用结构钢，更具体地是指一种铁镍气阀合金及其制备方法。
背景技术：
：随着近年我国汽车工业的飞速发展，对汽车的排放标准不断提升，目前已从国v提高到国vi标准。为了使排放浓度降低必须让发动机内油气充分燃烧，特别是涡流增压技术的普遍运用，发动机的燃烧温度普遍提高，对排气阀的材料提出更苛刻要求，排气阀的使用温度高(650-850℃)，气阀阀盘和颈部承受压力大，高温燃气腐蚀严重，因而，一般的常用的奥氏体气阀钢(21-4n、21-4nwnb)已经不能承受，即使采用21-4nwnb的中空气门技术也不能承受。目前，世界上气阀合金标准中比奥氏体气阀钢具有更佳的高温性能材料是inconel751和nimonic80a，由于这些合金的合金含量高，制造成本高，各国一直在进行经济性的气阀合金研究。例如，国外有一种运用较多的fe-ni合金(3015)，其成份百分数是：c≤0.08p≤0.015、ni30-30.5、cr13.5-15.5、ti2.30-2.90、al1.6-2.20、mn≤0.50、si≤0.50、moo.40-1.0、nb0.40-0.90。但这种fe-ni合金存在弱点，时效处理后合金硬度偏低，气门生产为了提高硬度。需要在气门锥面进行硬质合金的堆焊。公开号为cn1453458a，发明名称为：内燃机车柴油双金属排气门及其制造方法，该专利成份c：0.04-0.15％、si：0.40-1.20％、mn：0.50-1.0％、cr：20-24％、ni：38-40％、ti：2.5-3.0％、al：0.60-1.20％、nb：0.40-1.20％、v：0.01-0.20％、w：0.60-0.80％。公开号为cn105543713a，发明名称为：微合金化的高强度抗氧化铁镍合金气阀钢材料及制备方法，其公开的成份为：c：0.02-0.10％、mn：0.20-1.0％、cr：14-20％、ni：25-36％、ti：1.9-3.0％、al：0.50-2.60％、nb：0.40-0.70％、no：0.70-1.20％。以上的铁镍合金相关专利涉及了发动机气门应用领域，在cn1453458a中，镍含量为38-40％，成本较高，加w成本高，有一定固溶强化，但w能形成特别硬和特别稳定的碳化物影响材料加工性较；而在cn105543713a中，cr含量为14-20％相对较低，耐氧化、耐腐蚀较差，难以达到高硬度和韧性、耐蚀性、较低成本良好匹配。技术实现要素：本发明的目的是提供一种铁镍气阀合金及其制备方法，通过成份元素的调整，以铬、镍元素作为主要基体固化元素和铝、钛、钼、钒、铌等析出弥散强化相，具有在750℃与inconel751相近的高温性能，材料在时效热处理后硬度更高，可不堆焊合金，耐高温腐蚀性能更理想。为了实现上述目的，本发明采用以下技术方案。一方面，一种铁镍气阀合金，按重量百分比计，包含：c：0.03-0.15％、si≤0.50％、mn≤0.50％、cr20-28％、ni：25-35％、s≤0.040％、p≤0.040％、mo：0.30-1.20％、v≤0.80％、cu≤0.50％、al：1.20-2.50％、ti：2.00-3.00％、nb：0.20-1.00％、ce≤0.012％、zr≤0.05％，其余为fe和不可避免的杂质。另一方面，一种铁镍气阀合金的制备方法，包括以下步骤：s1.按照气阀合金的化学成份进行配比，在真空感应炉中进行熔炼之后浇铸成的钢锭；s2.将钢锭作为自耗电极放置在电渣重熔装置中进行电渣重熔，液体金属经渣池渣洗至水冷结晶器中，再重新凝固成钢锭；s3.将钢锭加热至1000-1200℃温度并保温2-4小时，始锻温度≥1000℃，终锻温度≥950℃；s4.将锻坯修磨后在线材连轧机上加热轧制成所需尺寸的盘园，经固溶处理后矫直磨光成银亮棒。在s4中，所述的加热轧制具体为：将锻坯在线材加热炉的加热温度为1000-1150℃，加热时间≥2.5小时，轧制速度控制为≤30m/s，终轧温度控制为≥850℃，轧后水冷。在s4中，所述的固溶处理具体为：热处理固溶温度控制为900-1150℃，时效温度控制为650-800℃。采用本发明的铁镍气阀合金及其制备方法，针对目前的现有的铁镍合金时效处理硬度偏低的弱点，通过成份元素的调整，以cr、ni元素作为主要基体固溶强化元素和al、ti、mo、v、nb等析出弥散强化相，可制备出具有在750℃与ncf751相近的高温性能，并具有比普通铁镍合金更高的硬度。具体实施方式本发明的铁镍气阀合金，按重量百分比，包含如下成分：c：0.03-0.15％、si≤0.50％、mn≤0.50％、cr20-28％、ni：25-35％、s≤0.040％、p≤0.040％、mo：0.30-1.20％、v≤0.80％、cu≤0.50％、al：1.20-2.50％、ti：2.00-3.00％、nb：0.20-1.00％、ce≤0.012％、zr≤0.05％，其余为fe和不可避免的杂质。本发明成分的设计原理为：碳是钢中不可缺少的元素。碳在钢中既能够扩大奥氏体相区，又是高强度的碳化物形成元素。碳在钢中的强化作用与它所形成的碳化物的成分和结构有着密切的关系，其强化作用也与温度有关。随着温度的升高，由于碳化物的聚集，强化作用会有所下降。钢中碳含量增加，也会降低钢的塑性和可焊性。因此，除强度要求较高的钢中外，一般耐热钢中的碳含量都控制在较低的范围内。此外，碳可作为晶界强化元素。耐热钢中的碳在时效过程中以碳化物的形式析出，通过形成碳化物来改善力学性能，在晶界析出的颗粒状不连续碳化物，阻止沿晶滑动和裂纹扩展，可以提高持久寿命，改善持久塑性和韧性。铬是耐热钢中抗高温氧化和抗高温腐蚀的主要元素，并能够提高耐热钢的热强性。钢中含铬量足够高时，能在其表面上形成一层致密的cr2o3膜，这种氧化膜在一定程度上能阻止氧、硫、氮等腐蚀性气体向钢中的扩散，也能阻碍金属离子向外扩散，在一定的温度范围内还能形成一层保护性良好的尖晶石型复合性氧化膜，如含ni、cr的耐热钢在其表面上形成一层nio.cr2o3复合氧化膜，增强了钢的抗高温氧化能力。在基体中的cr，除少量与c形成碳化物外，其余大部分都溶解于基体中，产生固溶强化。另外，由于铬的熔点高(1903℃)，本身就具有优异的抗蠕变性能。硅是耐热钢中抗高温腐蚀的有益元素。在耐热钢中加入少量的硅能改善它在室温条件下工作的性能。高温下，在含硅的耐热钢表面形成一层保护性好、致密的sio2膜。硅与铝共同合金化对提高钢的抗高温氧化性能有明显效果。但随着硅含量的增加，一些对合金力学性能有害的相(如σ相和laves相)会在基体中出现，使合金性能急剧下降。耐热合金中的硫偏析于晶界或相界，并使晶界和相界脆弱化，成为裂纹产生和扩展的通道。钢中的硫与铁形成共晶而产生热脆，将会造成热裂、热断等不良后果，所以通常在冶炼过程中加入脱氧剂和脱硫剂来减少硫的有害影响。钼是铁素体形成元素。研究表明，钼、铬是提高不锈钢点蚀性能的有效合金元素，钼的作用尤为突出。钼可以促进不锈钢钝化，提高耐腐蚀性能，特别有阻止点腐蚀倾向的作用。在铬、镍不锈钢中添加钼，不仅能提高其耐蚀性能，也能提高其耐腐蚀磨损性能。利用固溶强化的方法，钼可以提高奥氏体不锈钢的强度和马氏体不锈钢的抗回火能力。另外，钼还可以提高钢的淬透性、高温强度和抗蠕变性。镍能够有效扩大和常温下保持住奥氏体相区。如果合金中含有大于25％的ni可以使合金在常温下获得单一奥氏体组织。此外ni还能与al、ti、nb等元素形成γ′沉淀强化相，进而提升了材料的强度。通常磷对高温合金力学性能产生有害影响。但在上世纪80年代后期，研究工作人员发现适量的磷对一些高温合金的蠕变和持久性能有益。适量的磷能够提高高温合金的抗蠕变性能，降低稳态蠕变速率，并延长第二阶段蠕变时间。而磷含量对耐热合金室温和高温性能没有明显影响。磷对晶界的强化作用表现为：磷原子偏聚在晶界，改变晶界主元素之间键合关系，形成某种原子团，增加原子间结合力，提高晶界强度，或改变晶界析出相的形态，两种机理中的一种或两种共同作用，改善高温合金的持久和蠕变性能。磷偏聚于晶界促进晶界相形核并产生沉淀相，主要是m23c6和m3b2相。有文献报道，0.016％左右的磷含量达到最合适的晶界沉淀状态，有力的阻止晶界滑移和晶界裂纹的形核与长大。铌非常容易与碳结合，且形成的含铌碳化物在高温下不易被溶解，可以极大提高合金的热强性。另外对于高温合金中加入的nb，nb主要溶解于γ′相(ni3aiti)，nb进入γ′相，使得γ′相数量增加，强度和溶解度提高，并降低γ′相中其他元素的扩散速率，从而减小其颗粒长大速率和向η相转变倾向，nb元素含量升高，γ′相中ti元素含量降低也会减少η相的形成倾向，提高了γ′相的稳定性，另外nb还能促进晶粒细化。钛在耐热钢中的溶解度很低，主要作用是钛可以与基体中溶解的过饱和碳形成高强度、高硬度的碳化物tic，当tic颗粒均匀分布在基体上时可以起到良好的沉淀硬化效果。除此之外，钛在γ′沉淀硬化合金中可以明显提高γ′相的反向畴界能，强化切割机制引起强化效应。铝在常规钢种是有害元素，但在耐热合金中却能提升合金的抗氧化能力。铝抗氧化作用原理类似于铬，也是在合金的表层上生成成一层密度很高的ai203膜起到防止腐蚀性气体侵入合金基体的作用。此外，铝还是重要的沉淀硬化相γ′(ni3aiti)的基本组成元素，而且随着铝含量的增加，γ′相的数量也会增加，增强沉淀强化的效果。加入高温合金中的al，一部分进入γ固溶体，大部分80％的al，与ni形成ni3al，进行沉淀强化。其次al的加入改变了γ′相中各元素的溶解度，随着al含量增加，al和ni进入γ′相的数量增多，从而进一步增加γ′相的数量，提升了强化效应。上述铁镍气阀合金可采用以下制备方法，包括以下步骤：s1.按照气阀合金的化学成份进行配比，在真空感应炉中进行熔炼之后浇铸成的钢锭；s2.将钢锭作为自耗电极放置在电渣重熔装置中进行电渣重熔，液体金属经渣池的渣层渣洗至下面的水冷结晶器中，再重新凝固成1.5-2.0吨的钢锭；s3.将钢锭加热至1000-1200℃温度并保温2-4小时，始锻温度≥1000℃，终锻温度≥950℃，锻坯尺寸为160方8-9m；s4.将锻坯修磨后在线材连轧机上加热轧制成所需尺寸的盘园，经固溶处理后矫直磨光成银亮棒。在s4中，所述的加热轧制具体为：将锻坯在线材加热炉的加热温度为1000-1150℃，加热时间≥2.5小时，轧制速度控制为≤30m/s，终轧温度控制为≥850℃，轧后水冷。在s4中，所述的固溶处理具体为：热处理固溶温度控制为900-1150℃，时效温度控制为650-800℃。因为该材料的奥氏体组织在1000-1150℃温度下，在钢锭凝固和随后冷却中析出碳化物相及在塑性变形析出相尽量溶入基体中，得到单相组织，给以后时效沉淀析出均匀细小强化相做好准备，同时进行650-800℃时效是在合金基体中析出一定数量大小的强化相，如γ′相等，以达到合金最大的强化效果。具体实施例如下表：表1为本实施例1-3的化学分析成分(wt％)表2为本实施例1的750℃、5hac力学性能表3为实施例1-3的时效态性能试验热处理制度hrc金相、扫描(γ′％和尺寸)实施例1970℃12minwq+760℃3hac34.8实施例2970℃12minwq+760℃6hac35.7实施例3970℃12minwq+760℃10hac37.69级晶粒度见上表，本发明的成份铬(cr)更高，ni低，这样相对成本较低，而耐氧化性能和耐蚀性能更好，再添加al、ti、mo、v、nb等析出弥散强化，具有强度大于hrc35，比其他铁镍合金硬度高，而在700℃时旋转弯曲疲劳极限430mpa，700℃高温屈服强度750mpa，与镍基合金ncf751相当。本
技术领域：
中的普通技术人员应当认识到，以上的实施例仅是用来说明本发明，而并非用作为对本发明的限定，只要在本发明的实质精神范围内，对以上所述实施例的变化、变型都将落在本发明的权利要求书范围内。当前第1页12