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
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
【技术领域】
[0001] 本发明属于材料领域，特别设及一种微合金化的高强度抗氧化铁儀合金气阀钢材 料及制备方法。
【背景技术】
[0002] 发动机为车辆的运行提供强大动力，而气口的作用是专口负责向发动机内输入燃 料并排出废气，是发动机的咽喉，其重要性不言而喻。气口的工作条件非常恶劣，主要有W 下几点：第一，气口直接与高溫燃气接触，受热严重，而散热困难，因此气口工作环境溫度很 高，通常可达780-950°C;第二，气口承受气体力和气口弹黃力的作用，W及由于配气机构运 动件的惯性力使气口落座时受到冲击，并作高速往复运动，极易受到气口材料的初性、疲劳 性能、耐磨性能制约；第Ξ，由于高溫燃气中含有腐蚀性的气体，气口易与之接触而受到腐 蚀。运就要求用于制造气口的气阀钢需具有良好的高溫强度、抗氧化性能、耐磨性能、耐腐 蚀性能及疲劳性能，W适应其恶劣的工作环境，并具有较长的使用寿命。
[0003] 气阀钢的使用量大，综合性能要求高。且由于人们对环保问题重视程度日益加深， 相关环保法规不断出台，更高的环保要求和技术创新，要求气口企业通过新材料、新工艺、 新技术的应用，提高气口产品的可靠性、节能性、环保性能。目前用于制造气口的气阀钢主 要有Ξ类，包括马氏体钢(如H15410、S65007等）、奥氏体钢(如21-4N及其改良钢)及高溫合 金钢(如Inconel 751、Nimonic80A等）。前二者高溫强度、耐氧化性优良，但需要进行堆焊W 补偿在高溫度下的硬度和耐磨性;后者含有大量的儀，既耐热又耐负荷，但是成本较高。
[0004] 目前已发展出一些节儀型高溫合金气阀钢，在一定程度上降低了其成本。然而运 些钢材的特点表现为，成本较儀基合金低，其高溫强度、高溫硬度、耐磨性能等方面仍不能 满足气口苛刻工作条件。
[0005] 由于发动机进、排气口的特殊工作环境(高溫、高压、高冲刷、高腐蚀)要求气阀钢 材料要具备很好的抗拉强度、持久强度、疲劳强度W及优良的抗氧化性，耐磨性和抗燃气腐 蚀性能。现有技术中气阀钢材料主要有两种，一种是儀基高溫合金，其综合性能优良，但由 于Ni含量多（通常超过75%)，成本高；另一种是耐热钢，主要应用于中等负荷气口，其低强 度使之易失效、寿命短，虽辅W堆焊能够提高盘端面耐磨耐蚀性能，但容易存在堆焊缺陷。
【发明内容】
[0006] 本发明的目的是提供一种微合金化的高强度抗氧化铁儀合金气阀钢材料及制备 方法。所述材料可W在高溫、高负荷、氧化性强、腐蚀性强的工作环境中使用，儀含量低，具 有良好的抗拉强度、持久强度、疲劳强度W及优良的抗氧化性，耐磨性和抗燃气腐蚀性能 好，可用于制备中高负荷发动机的进气口及排气口。
[0007] 本发明的技术方案是：
[000引微合金化的高强度抗氧化铁儀合金气阀钢材料，各组分的重量百分含量为：Ni 25.0-36.0%;Cr 14.0-20.0%;Ti 1.9-3.0%;A1 0.5-2.6%;Mo 0.7-1.2%;NbO.4- 0.76%;Mn 0.2-1.0%;C 0.02-0.1%;B 0.003-0.015%;Mg 0.01-0.3%;TaO.02-0.05%; Ce 0.001-0.02%;Zr 0.001-0.03%;V 0.001-0.1%;W 0.01-0.5%;N0.01-0.1%，余量为 化及杂质，其中杂质的总量为<0.1%。
[0009] 较好的技术方案是，本发明所述材料各组分的重量百分含量为:Ni24.0-34.0%; Crl5.0-19.0%;Ti2.0-2.9%;A10.7-2.5%;Mo0.7-1.14%;Nb0.44-0.76%;Mn0.23- 0.88%;C 0.024-0.089%;B 0.005-0.013%;Mg 0.04-0.17%;Ta 0.025-0.044%;Ce 0.005-0.016%;Zr 0.006-0.027%;V 0.007-0.088%;W0.03-0.45%;N 0.02-0.09%，余 量为化及杂质。
[0010] 所述杂质为Cu、Si、S、P，其各自的重量百分含量为Cu <0.01%;Si<0.1%;S< 0.005%;P< 0.002%。
[0011] 微合金化的高强度抗氧化铁儀合金气阀钢材料的制备方法，有W下步骤：
[001^ 1)制备电极棒
[0013] 按照权利要求1或2所述配比取上述各组分，烘干;将化、吐少6、抓、了3、￥、(：作为大 料，真空条件下升溫至大料融化，随后进行第一次精炼，精炼功率500kw，精炼时间60min，精 炼末期真空度^3Pa;在氣气气氛中添加1'1、41、1〇、8^6、化、的乍为小料，升溫至小料融化； 真空度^ 3Pa，进行第二次精炼，精炼功率500kw，精炼时间40min;精炼结束后，加入Mg、Mn、 V，揽拌5min，调溫为1400~1600°C，诱铸为电极棒；
[0014] 2)电渣重烙
[001引将渣系配比（重量比）为CaF2:Al203:CaO:MgO = 65:15:15:5的电渣渣料烙化，步骤1) 所述的电极棒放进渣料中重烙，得到电渣锭；
[0016] 3)锻造开巧
[0017] 步骤3)得到的电渣锭1100-1180°C保溫2-化，开锻溫度1000-1050°C，多道次回火， 终锻溫度830-960°C，锻成方巧；
[001引4)热社
[0019] 方巧热社，开社溫度溫度1080-1150°C，保溫溫度830-960°C，终社溫度880-980°C， 社制为圆巧；
[0020] 5)软化热处理
[0021 ] 圆巧保溫溫度为1050°C，保溫时间1-化，水冷至室溫；
[0022] 6)碱煮、酸洗
[0023] 软化热处理后的圆巧用碱煮液在480-550°C，煮0.5-lh;酸洗液常溫酸洗20- 40min；
[0024] 7)冷拉拔
[0025] 经步骤6)碱煮、酸洗的圆巧进行冷拉拔，拉拔速度12m/min，道次变形量为10- 15%，总变形量为30-60%，得到线棒材；
[00%] 8)固溶、时效处理
[0027]将经过冷拉拔的线棒材进行固溶、时效处理后得到微合金化的高强度抗氧化铁儀 合金气阀钢材料，其中固溶处理为：1050-1100°C保溫1-化，水冷或油冷；时效处理为720- 760°C 保溫 12-1 化。
[00%]步骤1)所述大料全部融化时，真空度^ 20化，精炼期真空度^ 3Pa。
[0029] 步骤2)所述重烙时，电极棒与结晶器填充比控制在0.5-0.8,重烙电流为6-lOkA， 重烙电压为40-60V。
[0030] 步骤6)碱煮液化0H:化C1的质量比=60:40，酸洗中此S〇4: HN03 : HF:出0的质量比为 = 15:20:10:55。
[0031] 本发明中Μ形成基质丫相，并与Al、Ti等形成Ni3(Ti，Al) 丫相金属间化合物，是 本合金的主要强化相，有利于合金的高溫强度和高溫硬度。
[0032] Cr在气阀钢的设计中，Cr是提高其耐蚀性、抗氧化性的不可或缺的元素。在时效过 程中会析出含化的碳化物，使材料的常溫和高溫强度增加。但化含量过高时会形成有害的曰 相。优选的Cr的范围为14.0-20.0%。
[0033] Ti与Μ形成丫相，有利于合金的高溫强度和高溫硬度。同时Ti与N之间有强烈的 结合力，将形成部分TiN，细化晶粒。
[0034] A1与Ti类似，可与Μ形成丫强化相，有利于合金的高溫强度和高溫硬度。该强化 相在气阀钢的使用溫度范围内具有较高的稳定性和强度。Ti、Al的加入量和Ti/Al比将对丫 相的析出量和强化作用产生明显影响，并对热处理制度敏感，因而需合理调整其含量和配 比。
[0035] Mo起固溶强化作用，是基质中的置换型原子。Mo还会形成碳化物，提高材料的高溫 强度。但是Mo的含量过高时，有可能产生合金的脆化，因而优选的Mo的范围为0.7-1.2%。
[0036] Nb强碳化物形成元素，有利于材料的高溫强度，且对耐磨性有明显贡献。同时Nb与 C、N结合在一起，可防止高溫固溶时的晶粒长大，具有细化晶粒、改善材料塑性和热加工性 的特点。但是过量添加会使碳、氮化物含量增加，易于偏析，不利于材料高溫强度及冷加工 性。
[0037] Μη有利于丫相稳定，对强度的提高有利。但是含量太多则不利于材料的耐蚀性，且 会引起热加工性降低。
[0038] Cu过量Cu不利于热加工性及抗氧化性，本气阀钢棒线材中未刻意添加铜，只作为 杂质带入。
[0039] Si主要作为真空烙炼时的脱氧剂使用，同时也有利于抗氧化性增加。但是Si的含 量应严格控制，否则会降低材料的热加工性和初性，并有σ相析出，恶化材料力学性能。
[0040] C可在真空烙炼时脱氧，并且时效过程中会析出碳化物，提高材料的常溫和高溫强 度，与W、Mo等形成的碳化物也可提高材料耐磨性。但是C含量过高将引起抗氧化性及初性降 低。
[0041] S认为是本材料中的有害元素。与Μη等元素形成硫化物，易富集于晶界，不利于合 金的室溫和高溫性能。同时形成硫化物非金属夹杂，降低材料机械性能，特别是降低塑性、 疲劳性能，还有可能成为裂纹发生源，引起脆断。因而需对S的含量进行严格控制。
[0042] Ρ是本材料中的有害元素。形成的憐化物易在晶界析出，不利于疲劳性能。同时会 导致热加工性、晶界强度和材料初性的降低。
[0043] Β可强化晶界，有利于晶间耐蚀性的改善。但是低烙点棚化物共晶的形成，将降低 合金的初烙溫度，使热加工性能恶化。
[0044] Mg是表面活性元素，偏聚于晶界及碳化物与集体的详解，提高了界面结合力，可显 著提高合金持久寿命、持久塑性和高溫拉伸性能，改善缺口敏感性和热加工性。适量的Mg可 增加材料的可锻性。
[0045] 化强烈的碳化物形成元素，形成倾向低于Nb而高于Ti"Ta不改变合金中析出相种 类，可促进丫相析出，有利于高溫强度。同时化的加入能减缓合金的氧化增长，对材料的抗 氧化性有利。过量化对高溫持久性能不利。
[0046] Ce主要与0形成氧化物，增加基体与氧化膜的结合力，改善氧化物组成。同时在真 空冶炼过程中，可降低Sn、Bi等有害杂质的含量，改善铸锭质量。
[0047] Zr也容易形成碳化物，起固溶强化作用。同时能阻碍晶界迁移，细化晶粒。
[0048] V强碳化物形成元素，在时效过程中析出细小VC，阻碍位错运动。在高溫下组织稳 定，可提高高溫强度。加入量过高将形成V2化，其烙点较低，氧化层不具有抗氧化保护作用。
[0049] W与Mo类似，起固溶强化作用，是基质中的置换型原子。可形成碳化物，提高高溫强 度。添加适量的W有利于提高合金的抗氧化性。
[0050] N可使基体丫相稳定，起固溶强化作用。主要形成氮化物，如TiN等。TiN与合金基体 错配度高，可减小铸锭枝晶距离，减小宏观晶粒尺寸，使Laves相和碳化物尺寸变小，分布更 均匀。
[0051] 与现有技术相比，本发明的有益效果在于：
[0052] 1.添加了微量Mg、Ta、Ce、Zr、V、W、N等固溶强化或沉淀强化元素，将有害杂质元素 S、p的含量控制在极低水平，提高了所述材料的室溫、高溫强度及抗氧化性能。
[0053] 2.通过真空感应烙炼和电渣重烙，研究出最佳纯净化冶炼、凝固缺陷控制、成分控 制的双联冶金的方法。将易烧损元素 Al、Ti含量均控制在合理范围，使电渣锭头尾Al、Ti含 量之差小于0.2%，保证了钢锭成分均匀化，避免了切除头尾等杂质较多的部位，提高了材 料的成品率。
[0054] 3.微合金化改善了气阀钢铸锭的质量，并改善了合金的热加工性能，2500吨快锻 机上的锻造开巧溫度为1100-1180°C，终锻溫度830-960°C，锻造溫区比现有技术拓宽了 60- l〇〇°C，锻造及热社溫区较宽;热社开巧溫度1100-1150°C，终社溫度880-930°C，热社溫区比 现有技术拓宽了20-40°C，使得本发明所述材料在合适的锻造溫度范围内，可保证金属具有 良好的塑性和较低的变形抗力W利于锻造变形;能改善金属内部组织性能，获得优质锻件。 由于高强度抗氧化铁儀合金气阀钢材料属于难变形高溫合金，锻造溫区和社制溫区的拓宽 有利于降低变形阻力，保证金属在终锻前具有足够的塑性，使锻件能够获得良好的组织性 能。在工艺操作上，尤其对于减少加热火次，提高生产效率非常有利。
[0055] 3.本发明所述材料其固溶溫度（1020-1060°C)、时效溫度(700-750°C)比奥氏体钢 21-12N、21-4NWNb、儀基高溫合金钢Inconel 751、Nimonic 80A等常用气阀钢的固溶、时效 溫度低30-50°C，其室溫、高溫强度及抗氧化性能优于奥氏体钢，与儀基高溫合金钢相比拟、 且塑性更好。
[0056] 本发明通过调整贵金属儀含量W及微合金元化设计，改善材料性能，特别是高溫 强度及抗氧化性能。通过实验验证，所述材料的室溫强度高于比较例约lOOMPa，尤其750°C 高溫强度更是提高了近200MPa，在耐氧化性方面也有明显优势，见表5。
【具体实施方式】
[0057] 按表1所述配比，取本发明所述各组分，按W下方法制备本发明所示材料：
[005引表1化学成分表(wt%)
[0化9]
[0061] 注:比较例为商业上可得到的气阀钢合金材料Ni 30。
[0062] 1)制备电极棒
[0063] 按照表1所述配比取上述各组分，烘干于200°C保溫地进行预热、烘干水汽。将M、 Cr、Fe、师、化、W、C作为大料装入烙炉相蜗，抽真空送电，随真空度不断提高，缓慢提升送电 功率。当真空度优于20化后，功率升高至650kw直至全部大料全部融化，随后进行第一次精 炼，精炼功率500kw，精炼时间60min，精炼末期真空度优于3Pa。精炼结束后在氣气气氛中添 加小料Ti、Al、Mo、B、Ce、化、N，重新升高功率至650kw使小料全部融化，当真空度优于3化后 进行第二次精炼，精炼功率500kw，精炼时间40min。精炼结束后，加入Mg、Mn、V，揽拌5min，然 后取样分析，待成分合格后调溫为1400~1600°C，诱铸为Φ200电极棒。电极棒表面需进行 砂磨精整，W除去氧化皮。整个过程不破真空，各类料分批、分时段加入，W保证良好的去 气、去杂质效果。
[0064] 2)电渣重烙
[0065] 将电渣渣料(渣系配比CaF2:Al2〇3:CaO:MgO = 65:15:15:5)电弧化渣，与制备好的电 极棒进行电渣重烙。电极棒与结晶器填充比控制在0.5-0.8,重烙电流控制在6-lOkA，重烙 电压控制在40-60V。电渣渣料可W进一步脱硫去憐，将有害杂质含量控制在极低水平，S、P 含量甚至可低于0.005%，减少了硫化物、憐化物形成的脆性裂纹源。另外通过渣料精炼、电 渣电流优化控制，电极棒烙速控制经电渣重烙后的电渣锭，其头尾Al、Ti含量见表2。
[0066] 3)锻造开巧
[0067] 电渣锭锻造开巧，其保溫溫度控制在1100-1180°C，保溫时间控制在2-化，开锻溫 度1000-1050°C，终锻溫度830-960°C，锻成Φ 95mm圆巧，中间可多道次回火。再经普通锻造 最终锻成45 45mm方巧，W供后续热社用。
[006引 4)热社
[0069] 热社保溫溫度与锻造保溫溫度一致。开社溫度溫度1080-1150°C终社溫度880-980 °C;社制规格根据最终产品尺寸要求，可为Φ16、15....直至最小Φ8。
[0070] 5)软化热处理
[0071] 软化热处理的目的是消除热社、拉丝过程中造成的加工硬化，W利于本发明材料 的再次变形。软化热处理保溫溫度为1050°c，保溫时间1-化，冷却方式为水冷。
[0072] 6)碱煮、酸洗
[0073] 碱煮配方为化0H:化C1 = 60:40,碱煮溫度480-550°C，碱煮时间0.5-化；酸洗配方 为出 S〇4: HN03 : HF:出0 = 15:20:10:55，常溫酸洗，酸洗时间 20-40min。
[0074] 7)冷拉拔
[00巧]拉拔速度12m/min，道次变形量控制在10-15%，总变形量控制在30-60%，得到线 棒材。中间视拉拔硬化情况，增加一次软化热处理工序。
[0076] 8)固溶、时效处理
[0077] 将经过冷拉拔的线棒材进行固溶、时效处理后得到微合金化的高强度抗氧化铁儀 合金气阀钢材料，其中固溶处理为：1050-1100°C保溫1-化，水冷或油冷；时效处理为720- 760°C 保溫 12-1 化。
[0078] 9)矫直、定尺下料、磨光
[0079] 产品经性能检验合格后，进行矫直，定尺下料，长度控制在3-4m，磨光后表面粗糖 度Ra优于2.0皿。
[0080] 测试其室溫(表3)、高溫拉伸性能(表4)及抗氧化性能(表5)。
[0081 ] 表2电渣锭头尾S、P、A1、Ti化学成分表(wt% )
[0082]
[0083] 如表2所示，本发明通过真空感应烙炼和电渣重烙双联工艺，有害杂质S、P控制在 极低水平，减少了硫化物、憐化物形成的脆性裂纹源。电渣锭中易烧损元素 Al、Ti含量均控 制在合理范围，电渣锭头尾Al、Ti含量之差极小，成分均匀，提高了材料的成品率。
[0084] 表3室溫拉伸性能、硬度对比表
[0085]
[0086] 表3列出了GB/T23337-2009，内燃机进、排气口技术条件标准中对两种常用气阀钢 性能的室溫力学性能要求。其中21-4NWNb材料中贵金属Ni含量3.5-5.0%，为低Μ奥氏体材 料，成本相对较低，而NimonicSOA材料中Μ含量一般^ 80%，为高Μ高溫合金材料，成本相 对较高，性能更优。本发明实施例中，Ni含量控制在26-34%，一方面控制了气阀钢成本，另 一方面本实例的力学性能也具有优于普通奥氏体材料，同时又与高成本高溫合金材料相比 拟的优点。
[0087] 表4高溫拉伸性能(750°C)
[008引
[0089] 表4为本发明实施例的750°C高溫拉伸性能。由表3、表4可知，本发明实施例中添加 的化、Zr、V、W等强碳化物形成元素，不仅起固溶强化作用，还促进丫相析出，有利于室溫及 高溫强度。微合金化对本发明材料的力学性能十分有利。
[0090] 表5室溫-750°c氧化增重
[0091]
[0092] 表5为本实施例在气口工作溫度条件(室溫-750°C)下的氧化增重。实验时快速从 室溫升至750°C，保持恒溫氧化30h，空气自下而上通入。本实例在此溫度下抗氧化性能属于 完全抗氧化级。
[0093] 与表1、3、4、5中比较例相比，本实施例在室溫及气口工作溫度条件下的力学性能 均较优，Mg、Ta、化、V、W等元素的微合金化尤其利于材料的高溫性能，适量Cr、Ta、W的加入能 减缓合金的氧化增长，对材料的抗氧化性有利。
【主权项】
1. 一种微合金化的高强度抗氧化铁镍合金气阀钢材料，其特征在于，各组分的重量百 分含量为 ：附25.〇-36.0%;0 14.〇-20.0%;111.9-3.0%^10.5-2.6%;]\1〇0.7-1.2%；Nb 0.4-0.76%；Mn 0.2-1.0%；C 0.02-0.1%；B 0.003-0.015% ；Mg 0.01-0.3%； Ta 0.02-0.05% ；Ce 0.001-0.02% ； Zr 0.001-0.03% ；V 0.001-0.1%；W 0.01-0.5%；N 0.01-0.1 %，余量为Fe及杂质。2. 根据权利要求1所述的材料，其特征在于:所述各组分的重量百分含量为:附24.0_ 34.0%；Cr 15.0-19.0% ；Ti 2.〇-2.9%；Al 0.7-2.5%；M〇 0.7-1.14%；Nb 0.44-0.76%； Μη 0.23-0.88%；C 0.024-0.089 %； B 0.005-0.013 %； Mg 0.04-0.17 % ； Ta 0.025-0.044%；Ce 0.005-0.016% ；Zr 0.006-0.027 %； V 0.007-0.088% ；ff 0.03-0.45%；N 0.02-0.09 %，余量为Fe及杂质，其中杂质的总量为< 0.1 %。3. 根据权利要求1或2所述的材料，其特征在于:所述杂质为Cu、Si、S、P，其各自的重量 百分含量为Cu<0.01%;Si <0.1%;S<0.005%;P<0.002%。4. 微合金化的高强度抗氧化铁镍合金气阀钢材料的制备方法，其特征在于，有以下步 骤： 1) 制备电极棒 按照权利要求1或2所述配比取上述各组分，烘干;将附、0、？6、^3 3&、1、(：作为大料，真 空条件下升温至大料融化，随后进行第一次精炼，精炼功率500kw，精炼时间60min，精炼末 期真空度S 3Pa;在氩气气氛中添加 Ti、A1、Mo、B、Ce、Zr、N作为小料，升温至小料融化;真空 度S 3Pa，进行第二次精炼，精炼功率500kw，精炼时间40min;精炼结束后，加入Mg、Mn、V，搅 拌5min，调温为1400~1600°C，浇铸为电极棒； 2) 电渣重熔 将渣系配比的重量比为0&?2^1203 <&0:1^0 = 65:15:15:5的电渣渣料熔化，步骤1)所 述的电极棒放进渣料中重熔，得到电渣锭； 3) 锻造开坯 步骤3)得到的电渣锭1100-1180°C保温2-3h，开锻温度1000-1050°C，多道次回火，终锻 温度830-960°C，锻成方坯； 4) 热乳 方坯热乳，开乳温度温度1080-1150°C，保温温度830-960°C，终乳温度880-980°C，乳制 为圆坯； 5) 软化热处理 圆坯保温温度为1050°C，保温时间l_2h，水冷至室温； 6) 碱煮、酸洗 软化热处理后的圆坯用碱煮液在480-550°C，煮0.5-lh;酸洗液常温酸洗20-40min; 7) 冷拉拔 经步骤6)碱煮、酸洗的圆坯拉拔，拉拔速度12m/min，道次变形量为10-15 %，总变形量 为 30-60 %; 8) 固溶、时效处理 将经过冷拉拔的线棒材进行固溶、时效处理后得到微合金化的高强度抗氧化铁镍合金 气阀钢材料，其中固溶处理为：1050-1100°C保温l_2h，水冷或油冷;时效处理为720-760°C 保温 12-18h。5. 根据权利要求4所述的方法，其特征在于：步骤1)所述大料全部融化时，真空度< 20Pa，精炼期真空度<3Pa。6. 根据权利要求4所述的方法，其特征在于：步骤2)所述重熔时，电极棒与结晶器填充 比控制在0.5-0.8，重熔电流为6-10kA，重熔电压为40-60V。7. 根据权利要求4所述的方法，其特征在于：步骤6)碱煮液NaOH: NaCl的质量比=60 : 40，酸洗中出304:圆03:册:!120的质量比为=15 :20:10:55。
【专利摘要】本发明涉及一种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，该材料包括Ni、Cr、Ti、Al、Mo、Nb、Mn、C、B、Mg、Ta、Ce、Zr、V、W、N、Fe等元素。所述材料可以在高温、高负荷、氧化性强、腐蚀性强的工作环境中使用，镍含量低，具有良好的抗拉强度、持久强度、疲劳强度以及优良的抗氧化性，耐磨性和抗燃气腐蚀性能好，可用于制备中高负荷发动机的进气门及排气门。
【IPC分类】C22C33/04, C22C38/46, C22C38/50, C22C38/06, C22C38/04, C22F1/00, C22C30/00, C21D8/00, C22C38/44, C22C38/54, C22C38/48
【公开号】CN105543713
【申请号】CN201610034401
【发明人】莫燕, 刘海定, 吴畏, 王明波, 王东哲, 李永友
【申请人】重庆材料研究院有限公司
【公开日】2016年5月4日
【申请日】2016年1月19日
【技术领域】
[0001] 本发明属于材料领域，特别设及一种微合金化的高强度抗氧化铁儀合金气阀钢材 料及制备方法。
【背景技术】
[0002] 发动机为车辆的运行提供强大动力，而气口的作用是专口负责向发动机内输入燃 料并排出废气，是发动机的咽喉，其重要性不言而喻。气口的工作条件非常恶劣，主要有W 下几点：第一，气口直接与高溫燃气接触，受热严重，而散热困难，因此气口工作环境溫度很 高，通常可达780-950°C;第二，气口承受气体力和气口弹黃力的作用，W及由于配气机构运 动件的惯性力使气口落座时受到冲击，并作高速往复运动，极易受到气口材料的初性、疲劳 性能、耐磨性能制约；第Ξ，由于高溫燃气中含有腐蚀性的气体，气口易与之接触而受到腐 蚀。运就要求用于制造气口的气阀钢需具有良好的高溫强度、抗氧化性能、耐磨性能、耐腐 蚀性能及疲劳性能，W适应其恶劣的工作环境，并具有较长的使用寿命。
[0003] 气阀钢的使用量大，综合性能要求高。且由于人们对环保问题重视程度日益加深， 相关环保法规不断出台，更高的环保要求和技术创新，要求气口企业通过新材料、新工艺、 新技术的应用，提高气口产品的可靠性、节能性、环保性能。目前用于制造气口的气阀钢主 要有Ξ类，包括马氏体钢(如H15410、S65007等）、奥氏体钢(如21-4N及其改良钢)及高溫合 金钢(如Inconel 751、Nimonic80A等）。前二者高溫强度、耐氧化性优良，但需要进行堆焊W 补偿在高溫度下的硬度和耐磨性;后者含有大量的儀，既耐热又耐负荷，但是成本较高。
[0004] 目前已发展出一些节儀型高溫合金气阀钢，在一定程度上降低了其成本。然而运 些钢材的特点表现为，成本较儀基合金低，其高溫强度、高溫硬度、耐磨性能等方面仍不能 满足气口苛刻工作条件。
[0005] 由于发动机进、排气口的特殊工作环境(高溫、高压、高冲刷、高腐蚀)要求气阀钢 材料要具备很好的抗拉强度、持久强度、疲劳强度W及优良的抗氧化性，耐磨性和抗燃气腐 蚀性能。现有技术中气阀钢材料主要有两种，一种是儀基高溫合金，其综合性能优良，但由 于Ni含量多（通常超过75%)，成本高；另一种是耐热钢，主要应用于中等负荷气口，其低强 度使之易失效、寿命短，虽辅W堆焊能够提高盘端面耐磨耐蚀性能，但容易存在堆焊缺陷。
【发明内容】
[0006] 本发明的目的是提供一种微合金化的高强度抗氧化铁儀合金气阀钢材料及制备 方法。所述材料可W在高溫、高负荷、氧化性强、腐蚀性强的工作环境中使用，儀含量低，具 有良好的抗拉强度、持久强度、疲劳强度W及优良的抗氧化性，耐磨性和抗燃气腐蚀性能 好，可用于制备中高负荷发动机的进气口及排气口。
[0007] 本发明的技术方案是：
[000引微合金化的高强度抗氧化铁儀合金气阀钢材料，各组分的重量百分含量为：Ni 25.0-36.0%;Cr 14.0-20.0%;Ti 1.9-3.0%;A1 0.5-2.6%;Mo 0.7-1.2%;NbO.4- 0.76%;Mn 0.2-1.0%;C 0.02-0.1%;B 0.003-0.015%;Mg 0.01-0.3%;TaO.02-0.05%; Ce 0.001-0.02%;Zr 0.001-0.03%;V 0.001-0.1%;W 0.01-0.5%;N0.01-0.1%，余量为 化及杂质，其中杂质的总量为<0.1%。
[0009] 较好的技术方案是，本发明所述材料各组分的重量百分含量为:Ni24.0-34.0%; Crl5.0-19.0%;Ti2.0-2.9%;A10.7-2.5%;Mo0.7-1.14%;Nb0.44-0.76%;Mn0.23- 0.88%;C 0.024-0.089%;B 0.005-0.013%;Mg 0.04-0.17%;Ta 0.025-0.044%;Ce 0.005-0.016%;Zr 0.006-0.027%;V 0.007-0.088%;W0.03-0.45%;N 0.02-0.09%，余 量为化及杂质。
[0010] 所述杂质为Cu、Si、S、P，其各自的重量百分含量为Cu <0.01%;Si<0.1%;S< 0.005%;P< 0.002%。
[0011] 微合金化的高强度抗氧化铁儀合金气阀钢材料的制备方法，有W下步骤：
[001^ 1)制备电极棒
[0013] 按照权利要求1或2所述配比取上述各组分，烘干;将化、吐少6、抓、了3、￥、(：作为大 料，真空条件下升溫至大料融化，随后进行第一次精炼，精炼功率500kw，精炼时间60min，精 炼末期真空度^3Pa;在氣气气氛中添加1'1、41、1〇、8^6、化、的乍为小料，升溫至小料融化； 真空度^ 3Pa，进行第二次精炼，精炼功率500kw，精炼时间40min;精炼结束后，加入Mg、Mn、 V，揽拌5min，调溫为1400~1600°C，诱铸为电极棒；
[0014] 2)电渣重烙
[001引将渣系配比（重量比）为CaF2:Al203:CaO:MgO = 65:15:15:5的电渣渣料烙化，步骤1) 所述的电极棒放进渣料中重烙，得到电渣锭；
[0016] 3)锻造开巧
[0017] 步骤3)得到的电渣锭1100-1180°C保溫2-化，开锻溫度1000-1050°C，多道次回火， 终锻溫度830-960°C，锻成方巧；
[001引4)热社
[0019] 方巧热社，开社溫度溫度1080-1150°C，保溫溫度830-960°C，终社溫度880-980°C， 社制为圆巧；
[0020] 5)软化热处理
[0021 ] 圆巧保溫溫度为1050°C，保溫时间1-化，水冷至室溫；
[0022] 6)碱煮、酸洗
[0023] 软化热处理后的圆巧用碱煮液在480-550°C，煮0.5-lh;酸洗液常溫酸洗20- 40min；
[0024] 7)冷拉拔
[0025] 经步骤6)碱煮、酸洗的圆巧进行冷拉拔，拉拔速度12m/min，道次变形量为10- 15%，总变形量为30-60%，得到线棒材；
[00%] 8)固溶、时效处理
[0027]将经过冷拉拔的线棒材进行固溶、时效处理后得到微合金化的高强度抗氧化铁儀 合金气阀钢材料，其中固溶处理为：1050-1100°C保溫1-化，水冷或油冷；时效处理为720- 760°C 保溫 12-1 化。
[00%]步骤1)所述大料全部融化时，真空度^ 20化，精炼期真空度^ 3Pa。
[0029] 步骤2)所述重烙时，电极棒与结晶器填充比控制在0.5-0.8,重烙电流为6-lOkA， 重烙电压为40-60V。
[0030] 步骤6)碱煮液化0H:化C1的质量比=60:40，酸洗中此S〇4: HN03 : HF:出0的质量比为 = 15:20:10:55。
[0031] 本发明中Μ形成基质丫相，并与Al、Ti等形成Ni3(Ti，Al) 丫相金属间化合物，是 本合金的主要强化相，有利于合金的高溫强度和高溫硬度。
[0032] Cr在气阀钢的设计中，Cr是提高其耐蚀性、抗氧化性的不可或缺的元素。在时效过 程中会析出含化的碳化物，使材料的常溫和高溫强度增加。但化含量过高时会形成有害的曰 相。优选的Cr的范围为14.0-20.0%。
[0033] Ti与Μ形成丫相，有利于合金的高溫强度和高溫硬度。同时Ti与N之间有强烈的 结合力，将形成部分TiN，细化晶粒。
[0034] A1与Ti类似，可与Μ形成丫强化相，有利于合金的高溫强度和高溫硬度。该强化 相在气阀钢的使用溫度范围内具有较高的稳定性和强度。Ti、Al的加入量和Ti/Al比将对丫 相的析出量和强化作用产生明显影响，并对热处理制度敏感，因而需合理调整其含量和配 比。
[0035] Mo起固溶强化作用，是基质中的置换型原子。Mo还会形成碳化物，提高材料的高溫 强度。但是Mo的含量过高时，有可能产生合金的脆化，因而优选的Mo的范围为0.7-1.2%。
[0036] Nb强碳化物形成元素，有利于材料的高溫强度，且对耐磨性有明显贡献。同时Nb与 C、N结合在一起，可防止高溫固溶时的晶粒长大，具有细化晶粒、改善材料塑性和热加工性 的特点。但是过量添加会使碳、氮化物含量增加，易于偏析，不利于材料高溫强度及冷加工 性。
[0037] Μη有利于丫相稳定，对强度的提高有利。但是含量太多则不利于材料的耐蚀性，且 会引起热加工性降低。
[0038] Cu过量Cu不利于热加工性及抗氧化性，本气阀钢棒线材中未刻意添加铜，只作为 杂质带入。
[0039] Si主要作为真空烙炼时的脱氧剂使用，同时也有利于抗氧化性增加。但是Si的含 量应严格控制，否则会降低材料的热加工性和初性，并有σ相析出，恶化材料力学性能。
[0040] C可在真空烙炼时脱氧，并且时效过程中会析出碳化物，提高材料的常溫和高溫强 度，与W、Mo等形成的碳化物也可提高材料耐磨性。但是C含量过高将引起抗氧化性及初性降 低。
[0041] S认为是本材料中的有害元素。与Μη等元素形成硫化物，易富集于晶界，不利于合 金的室溫和高溫性能。同时形成硫化物非金属夹杂，降低材料机械性能，特别是降低塑性、 疲劳性能，还有可能成为裂纹发生源，引起脆断。因而需对S的含量进行严格控制。
[0042] Ρ是本材料中的有害元素。形成的憐化物易在晶界析出，不利于疲劳性能。同时会 导致热加工性、晶界强度和材料初性的降低。
[0043] Β可强化晶界，有利于晶间耐蚀性的改善。但是低烙点棚化物共晶的形成，将降低 合金的初烙溫度，使热加工性能恶化。
[0044] Mg是表面活性元素，偏聚于晶界及碳化物与集体的详解，提高了界面结合力，可显 著提高合金持久寿命、持久塑性和高溫拉伸性能，改善缺口敏感性和热加工性。适量的Mg可 增加材料的可锻性。
[0045] 化强烈的碳化物形成元素，形成倾向低于Nb而高于Ti"Ta不改变合金中析出相种 类，可促进丫相析出，有利于高溫强度。同时化的加入能减缓合金的氧化增长，对材料的抗 氧化性有利。过量化对高溫持久性能不利。
[0046] Ce主要与0形成氧化物，增加基体与氧化膜的结合力，改善氧化物组成。同时在真 空冶炼过程中，可降低Sn、Bi等有害杂质的含量，改善铸锭质量。
[0047] Zr也容易形成碳化物，起固溶强化作用。同时能阻碍晶界迁移，细化晶粒。
[0048] V强碳化物形成元素，在时效过程中析出细小VC，阻碍位错运动。在高溫下组织稳 定，可提高高溫强度。加入量过高将形成V2化，其烙点较低，氧化层不具有抗氧化保护作用。
[0049] W与Mo类似，起固溶强化作用，是基质中的置换型原子。可形成碳化物，提高高溫强 度。添加适量的W有利于提高合金的抗氧化性。
[0050] N可使基体丫相稳定，起固溶强化作用。主要形成氮化物，如TiN等。TiN与合金基体 错配度高，可减小铸锭枝晶距离，减小宏观晶粒尺寸，使Laves相和碳化物尺寸变小，分布更 均匀。
[0051] 与现有技术相比，本发明的有益效果在于：
[0052] 1.添加了微量Mg、Ta、Ce、Zr、V、W、N等固溶强化或沉淀强化元素，将有害杂质元素 S、p的含量控制在极低水平，提高了所述材料的室溫、高溫强度及抗氧化性能。
[0053] 2.通过真空感应烙炼和电渣重烙，研究出最佳纯净化冶炼、凝固缺陷控制、成分控 制的双联冶金的方法。将易烧损元素 Al、Ti含量均控制在合理范围，使电渣锭头尾Al、Ti含 量之差小于0.2%，保证了钢锭成分均匀化，避免了切除头尾等杂质较多的部位，提高了材 料的成品率。
[0054] 3.微合金化改善了气阀钢铸锭的质量，并改善了合金的热加工性能，2500吨快锻 机上的锻造开巧溫度为1100-1180°C，终锻溫度830-960°C，锻造溫区比现有技术拓宽了 60- l〇〇°C，锻造及热社溫区较宽;热社开巧溫度1100-1150°C，终社溫度880-930°C，热社溫区比 现有技术拓宽了20-40°C，使得本发明所述材料在合适的锻造溫度范围内，可保证金属具有 良好的塑性和较低的变形抗力W利于锻造变形;能改善金属内部组织性能，获得优质锻件。 由于高强度抗氧化铁儀合金气阀钢材料属于难变形高溫合金，锻造溫区和社制溫区的拓宽 有利于降低变形阻力，保证金属在终锻前具有足够的塑性，使锻件能够获得良好的组织性 能。在工艺操作上，尤其对于减少加热火次，提高生产效率非常有利。
[0055] 3.本发明所述材料其固溶溫度（1020-1060°C)、时效溫度(700-750°C)比奥氏体钢 21-12N、21-4NWNb、儀基高溫合金钢Inconel 751、Nimonic 80A等常用气阀钢的固溶、时效 溫度低30-50°C，其室溫、高溫强度及抗氧化性能优于奥氏体钢，与儀基高溫合金钢相比拟、 且塑性更好。
[0056] 本发明通过调整贵金属儀含量W及微合金元化设计，改善材料性能，特别是高溫 强度及抗氧化性能。通过实验验证，所述材料的室溫强度高于比较例约lOOMPa，尤其750°C 高溫强度更是提高了近200MPa，在耐氧化性方面也有明显优势，见表5。
【具体实施方式】
[0057] 按表1所述配比，取本发明所述各组分，按W下方法制备本发明所示材料：
[005引表1化学成分表(wt%)
[0化9]
[0061] 注:比较例为商业上可得到的气阀钢合金材料Ni 30。
[0062] 1)制备电极棒
[0063] 按照表1所述配比取上述各组分，烘干于200°C保溫地进行预热、烘干水汽。将M、 Cr、Fe、师、化、W、C作为大料装入烙炉相蜗，抽真空送电，随真空度不断提高，缓慢提升送电 功率。当真空度优于20化后，功率升高至650kw直至全部大料全部融化，随后进行第一次精 炼，精炼功率500kw，精炼时间60min，精炼末期真空度优于3Pa。精炼结束后在氣气气氛中添 加小料Ti、Al、Mo、B、Ce、化、N，重新升高功率至650kw使小料全部融化，当真空度优于3化后 进行第二次精炼，精炼功率500kw，精炼时间40min。精炼结束后，加入Mg、Mn、V，揽拌5min，然 后取样分析，待成分合格后调溫为1400~1600°C，诱铸为Φ200电极棒。电极棒表面需进行 砂磨精整，W除去氧化皮。整个过程不破真空，各类料分批、分时段加入，W保证良好的去 气、去杂质效果。
[0064] 2)电渣重烙
[0065] 将电渣渣料(渣系配比CaF2:Al2〇3:CaO:MgO = 65:15:15:5)电弧化渣，与制备好的电 极棒进行电渣重烙。电极棒与结晶器填充比控制在0.5-0.8,重烙电流控制在6-lOkA，重烙 电压控制在40-60V。电渣渣料可W进一步脱硫去憐，将有害杂质含量控制在极低水平，S、P 含量甚至可低于0.005%，减少了硫化物、憐化物形成的脆性裂纹源。另外通过渣料精炼、电 渣电流优化控制，电极棒烙速控制经电渣重烙后的电渣锭，其头尾Al、Ti含量见表2。
[0066] 3)锻造开巧
[0067] 电渣锭锻造开巧，其保溫溫度控制在1100-1180°C，保溫时间控制在2-化，开锻溫 度1000-1050°C，终锻溫度830-960°C，锻成Φ 95mm圆巧，中间可多道次回火。再经普通锻造 最终锻成45 45mm方巧，W供后续热社用。
[006引 4)热社
[0069] 热社保溫溫度与锻造保溫溫度一致。开社溫度溫度1080-1150°C终社溫度880-980 °C;社制规格根据最终产品尺寸要求，可为Φ16、15....直至最小Φ8。
[0070] 5)软化热处理
[0071] 软化热处理的目的是消除热社、拉丝过程中造成的加工硬化，W利于本发明材料 的再次变形。软化热处理保溫溫度为1050°c，保溫时间1-化，冷却方式为水冷。
[0072] 6)碱煮、酸洗
[0073] 碱煮配方为化0H:化C1 = 60:40,碱煮溫度480-550°C，碱煮时间0.5-化；酸洗配方 为出 S〇4: HN03 : HF:出0 = 15:20:10:55，常溫酸洗，酸洗时间 20-40min。
[0074] 7)冷拉拔
[00巧]拉拔速度12m/min，道次变形量控制在10-15%，总变形量控制在30-60%，得到线 棒材。中间视拉拔硬化情况，增加一次软化热处理工序。
[0076] 8)固溶、时效处理
[0077] 将经过冷拉拔的线棒材进行固溶、时效处理后得到微合金化的高强度抗氧化铁儀 合金气阀钢材料，其中固溶处理为：1050-1100°C保溫1-化，水冷或油冷；时效处理为720- 760°C 保溫 12-1 化。
[0078] 9)矫直、定尺下料、磨光
[0079] 产品经性能检验合格后，进行矫直，定尺下料，长度控制在3-4m，磨光后表面粗糖 度Ra优于2.0皿。
[0080] 测试其室溫(表3)、高溫拉伸性能(表4)及抗氧化性能(表5)。
[0081 ] 表2电渣锭头尾S、P、A1、Ti化学成分表(wt% )
[0082]
[0083] 如表2所示，本发明通过真空感应烙炼和电渣重烙双联工艺，有害杂质S、P控制在 极低水平，减少了硫化物、憐化物形成的脆性裂纹源。电渣锭中易烧损元素 Al、Ti含量均控 制在合理范围，电渣锭头尾Al、Ti含量之差极小，成分均匀，提高了材料的成品率。
[0084] 表3室溫拉伸性能、硬度对比表
[0085]
[0086] 表3列出了GB/T23337-2009，内燃机进、排气口技术条件标准中对两种常用气阀钢 性能的室溫力学性能要求。其中21-4NWNb材料中贵金属Ni含量3.5-5.0%，为低Μ奥氏体材 料，成本相对较低，而NimonicSOA材料中Μ含量一般^ 80%，为高Μ高溫合金材料，成本相 对较高，性能更优。本发明实施例中，Ni含量控制在26-34%，一方面控制了气阀钢成本，另 一方面本实例的力学性能也具有优于普通奥氏体材料，同时又与高成本高溫合金材料相比 拟的优点。
[0087] 表4高溫拉伸性能(750°C)
[008引
[0089] 表4为本发明实施例的750°C高溫拉伸性能。由表3、表4可知，本发明实施例中添加 的化、Zr、V、W等强碳化物形成元素，不仅起固溶强化作用，还促进丫相析出，有利于室溫及 高溫强度。微合金化对本发明材料的力学性能十分有利。
[0090] 表5室溫-750°c氧化增重
[0091]
[0092] 表5为本实施例在气口工作溫度条件(室溫-750°C)下的氧化增重。实验时快速从 室溫升至750°C，保持恒溫氧化30h，空气自下而上通入。本实例在此溫度下抗氧化性能属于 完全抗氧化级。
[0093] 与表1、3、4、5中比较例相比，本实施例在室溫及气口工作溫度条件下的力学性能 均较优，Mg、Ta、化、V、W等元素的微合金化尤其利于材料的高溫性能，适量Cr、Ta、W的加入能 减缓合金的氧化增长，对材料的抗氧化性有利。
【主权项】
1. 一种微合金化的高强度抗氧化铁镍合金气阀钢材料，其特征在于，各组分的重量百 分含量为 ：附25.〇-36.0%;0 14.〇-20.0%;111.9-3.0%^10.5-2.6%;]\1〇0.7-1.2%；Nb 0.4-0.76%；Mn 0.2-1.0%；C 0.02-0.1%；B 0.003-0.015% ；Mg 0.01-0.3%； Ta 0.02-0.05% ；Ce 0.001-0.02% ； Zr 0.001-0.03% ；V 0.001-0.1%；W 0.01-0.5%；N 0.01-0.1 %，余量为Fe及杂质。2. 根据权利要求1所述的材料，其特征在于:所述各组分的重量百分含量为:附24.0_ 34.0%；Cr 15.0-19.0% ；Ti 2.〇-2.9%；Al 0.7-2.5%；M〇 0.7-1.14%；Nb 0.44-0.76%； Μη 0.23-0.88%；C 0.024-0.089 %； B 0.005-0.013 %； Mg 0.04-0.17 % ； Ta 0.025-0.044%；Ce 0.005-0.016% ；Zr 0.006-0.027 %； V 0.007-0.088% ；ff 0.03-0.45%；N 0.02-0.09 %，余量为Fe及杂质，其中杂质的总量为< 0.1 %。3. 根据权利要求1或2所述的材料，其特征在于:所述杂质为Cu、Si、S、P，其各自的重量 百分含量为Cu<0.01%;Si <0.1%;S<0.005%;P<0.002%。4. 微合金化的高强度抗氧化铁镍合金气阀钢材料的制备方法，其特征在于，有以下步 骤： 1) 制备电极棒 按照权利要求1或2所述配比取上述各组分，烘干;将附、0、？6、^3 3&、1、(：作为大料，真 空条件下升温至大料融化，随后进行第一次精炼，精炼功率500kw，精炼时间60min，精炼末 期真空度S 3Pa;在氩气气氛中添加 Ti、A1、Mo、B、Ce、Zr、N作为小料，升温至小料融化;真空 度S 3Pa，进行第二次精炼，精炼功率500kw，精炼时间40min;精炼结束后，加入Mg、Mn、V，搅 拌5min，调温为1400~1600°C，浇铸为电极棒； 2) 电渣重熔 将渣系配比的重量比为0&?2^1203 <&0:1^0 = 65:15:15:5的电渣渣料熔化，步骤1)所 述的电极棒放进渣料中重熔，得到电渣锭； 3) 锻造开坯 步骤3)得到的电渣锭1100-1180°C保温2-3h，开锻温度1000-1050°C，多道次回火，终锻 温度830-960°C，锻成方坯； 4) 热乳 方坯热乳，开乳温度温度1080-1150°C，保温温度830-960°C，终乳温度880-980°C，乳制 为圆坯； 5) 软化热处理 圆坯保温温度为1050°C，保温时间l_2h，水冷至室温； 6) 碱煮、酸洗 软化热处理后的圆坯用碱煮液在480-550°C，煮0.5-lh;酸洗液常温酸洗20-40min; 7) 冷拉拔 经步骤6)碱煮、酸洗的圆坯拉拔，拉拔速度12m/min，道次变形量为10-15 %，总变形量 为 30-60 %; 8) 固溶、时效处理 将经过冷拉拔的线棒材进行固溶、时效处理后得到微合金化的高强度抗氧化铁镍合金 气阀钢材料，其中固溶处理为：1050-1100°C保温l_2h，水冷或油冷;时效处理为720-760°C 保温 12-18h。5. 根据权利要求4所述的方法，其特征在于：步骤1)所述大料全部融化时，真空度< 20Pa，精炼期真空度<3Pa。6. 根据权利要求4所述的方法，其特征在于：步骤2)所述重熔时，电极棒与结晶器填充 比控制在0.5-0.8，重熔电流为6-10kA，重熔电压为40-60V。7. 根据权利要求4所述的方法，其特征在于：步骤6)碱煮液NaOH: NaCl的质量比=60 : 40，酸洗中出304:圆03:册:!120的质量比为=15 :20:10:55。
【专利摘要】本发明涉及一种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，该材料包括Ni、Cr、Ti、Al、Mo、Nb、Mn、C、B、Mg、Ta、Ce、Zr、V、W、N、Fe等元素。所述材料可以在高温、高负荷、氧化性强、腐蚀性强的工作环境中使用，镍含量低，具有良好的抗拉强度、持久强度、疲劳强度以及优良的抗氧化性，耐磨性和抗燃气腐蚀性能好，可用于制备中高负荷发动机的进气门及排气门。
【IPC分类】C22C33/04, C22C38/46, C22C38/50, C22C38/06, C22C38/04, C22F1/00, C22C30/00, C21D8/00, C22C38/44, C22C38/54, C22C38/48
【公开号】CN105543713
【申请号】CN201610034401
【发明人】莫燕, 刘海定, 吴畏, 王明波, 王东哲, 李永友
【申请人】重庆材料研究院有限公司
【公开日】2016年5月4日
【申请日】2016年1月19日
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