高性能合金/創新合金/未來合金

1 概述

氣閥材料是制造汽油發動機和柴油發動機進、排氣閥的必用材料，也是整個發動機中的關鍵材料。為了滿足不同類型內燃機的需求，世界發達國家在不斷開發各類新型氣閥材料。

氣閥在高溫燃氣腐蝕、高負荷及高應力作用等惡劣環境下工作，排氣閥承受的溫度高達600-800℃。常用的氣閥合金有兩種，一種是Alloy 80A，一種是Alloy 751，隨著Alloy 80A的大量使用，其高溫性能得到越來越多的關注。經對Alloy 80A合金組織性能進行了研究發現，Ti/Al比的增加顯著提高室溫力學性能，當 Ti/Al比較低時，晶內有β-NiAl相析出，會導致材料高溫斷裂。

Alloy LF2是鋼鐵研究總院研制的節鎳的經濟型Fe-Ni基時效強化型合金,其抗高溫燃氣腐蝕性能和耐高溫性能優異。與國外廣泛應用的鎳基氣閥合金Alloy 80A和Alloy 751合金高溫性能相當,由于Ni含量由70%下降至30%,成本大幅度降低。由該合金制成的氣閥已大量應用于東風4B機車，大連機車車輛廠、天津機車機輛配件廠的240B型機車等高負荷重型柴油機上，運行情況良好，在重型商用車、重型載重汽車上也得到了大量應用。LF2合金是一種潛力十分巨大的氣閥合金。但隨著內燃機參數的不斷增加，所產生的排氣溫度上升、排氣凈化率標準提高，都對氣閥合金的性能提出了更加嚴格的要求。

2 應用

ALLOY LF2主要用作高功率內燃機如重型柴油機的排氣閥材料。

3 化學成份(wt%)

表1

4 金相

LF2合金是奧氏體為基體，時效后主要存在γ′相、MC相、Laves相和σ相。

表2為合金經過990℃ x 1h, 水冷 + 760℃ x 10h, 空冷處理后的相分析結果?？梢钥闯?，γ'相的析出量多，其次是Laves相，3種析出相中Nb和Ti為主要構成元素。除此以外，γ'相中Al的含量較高，Laves相中含有少量的Cr元素，MC相中含有微量的C元素。

圖1所示合金經不同溫度保溫1h進行固溶處理+760℃ x 10h, 空冷后的微觀組織。

γ'相是長程有序的面心立方結構，LF2合金中γ' 相的質量分數最高。γ'相以近球形在晶內彌散析出,從析出相的析出量、析出顆粒數量和顆粒大小及形態綜合分析,γ'相對合金的強化效果是較大權重,是合金中主要的強化相。

Alloy LF2中的Laves相是(Fe,Ni,Cr)(Nb,Ti,Zr)2型金屬間化合物，呈六方結構。在時效過程中，Laves相也未聚集長大，呈粒狀和片層狀分布在晶界及晶界周邊，晶內有少量分布。

MC相是(Nb, Ti, Zr)C型碳化物相，是面心立方結構。在時效過程中，MC相并未發生聚集長大，呈粒狀和塊狀，主要分布在晶界及附近，晶內數量較少且呈粒狀。

σ相是四方晶體結構的Fe(Cr,Ni)型金屬間化合物。σ相的特征是由晶界向晶內生長和發展，并且在晶界內存在形成應力集中區的針狀σ 相，其在拉應力作用下首先萌生裂紋，而σ相向晶內發展，這就使得萌生的裂紋沿著σ相向晶內發展，形成裂紋擴展的通道，因此σ相的形成和發展對合金強度的下降起主要作用。

表2 試驗合金化學相分析(質量分數%)

Table 2 Chemical phase analysis of the tested alloys ( mass fraction %)

圖1 不同固溶溫度下LF2合金的顯微組織

Fig.1 Microstructure of Alloy LF2 under different solution temperatures (a，d) 950℃; (b，e) 990℃; (c，f) 1070℃

5 熱處理

固溶溫度

LF2合金在不同溫度(950,970,990,1020,1050和1070℃)下固溶1h后水冷，再經過760℃時效10h后進行室溫拉伸和硬度試驗，得到的合金性能曲線如圖2所示?？梢钥闯?，固溶溫度對合金性能的影響較大，固溶溫度較低時，合金的強度基本不變，當固溶溫度達到1020℃時，合金的屈服強度開始迅速下降，1050℃時，合金的抗拉強度也迅速下降，1070℃時合金強度達到低值。斷后伸長率從950℃開始逐漸升高，970℃ 后開始保持平穩，斷面收縮率先降低，到970℃又開始緩慢增加。合金硬度隨固溶溫度的變化趨勢和屈服強度基本相同，固溶溫度在950～1020℃范圍內，合金的硬度基本不變，1020℃時合金的硬度開始下降。

當固溶溫度較低時，合金的晶粒比較小，晶內和晶界上的析出相較多，晶內的γ'相和顆粒狀的MC相不斷析出，再加上晶界上纖維狀和塊狀Laves相的增多，都對合金起到強化的作用。因此固溶溫度低于1020℃時，合金的強度較高。隨著固溶溫度的升高，合金的晶粒尺寸逐漸變大，并出現混晶現象，晶內和晶界上 的析出相逐漸減少，晶內MC相和晶界上Laves相的減少使其對合金的強化作用效果減弱，再加上晶粒的長大使晶界的總面積較少，對裂紋擴展的阻力減小，從而導致合金強度的下降。固溶溫度過低時，合金內部在加工過程中產生的熱應力難以消除，影響合金的性能，當固溶溫度為990℃時，晶粒已達到基本均勻的程度。因此，選取適合LF2合金的最佳固溶溫度為990℃。

時效溫度

合金經過990℃ x 1 h固溶處理后，分別在680, 720, 760和800℃時效10h，進行試驗得到的性能曲線如圖3所示?？梢钥闯?，隨著時效溫度的增加，合金的強度先逐漸增加，抗拉強度在時效溫度為720℃時達到極大值，屈服強度在760℃時達到極大值后開始降低。在選取的時效溫度中，時效溫度在720-760℃時，都能獲得較好的強度，760℃時合金的屈服強度極高。合金的塑性從680℃開始逐漸下降，在720-760℃時基本保持平穩，760℃開始，斷后伸長率逐漸升高，斷面收縮率逐漸降低。合金的硬度在720-760℃之間較高，680-720℃范圍內硬度逐漸增加，760-800℃逐漸降低。

不同時效溫度下合金的微觀組織如圖4所示，從圖6中可以看出，時效溫度為680℃時，合金晶界上的析出相很少，難以觀察到清晰的晶界形貌，顆粒狀的MC 相和塊狀Laves相彌散分布在組織內部。隨著時效溫度的升高，晶界上塊狀的Laves相和MC相逐漸增多，連續性增加，纖維狀的Laves相不斷析出，γ'相顆粒也逐漸增加，對合金起到強化作用，合金的強度提高。當時效溫度升高到760℃時，晶界碳化物進一步長大，并明顯的發生聚集，形狀開始發生變化，晶界碳化物的尖角處，容易造成應力集中，如果受外應力時在尖角處受到的應力大于MC相與晶界的結合力，則容易萌生裂紋，再加上γ'相的長大和聚集可能導致γ'相的應力場弱化，γ'相的強化效果開始減弱，從而導致材料強度的下降。綜合合金的力學性能以及微觀組織，最終選擇 760℃為LF2合金的最佳時效溫度。

時效時間

鍛態LF2合金經過990℃ x 1h，WQ的固溶處理后，在760℃分別時效5, 10, 15和20h，得到的性能結果如圖5所示。從圖7中可以看出，時效時間對合金性能的影響不大，隨著時效時間的增加，合金的抗拉強度基本不發生變化，而屈服強度逐漸升高，15h后開始趨于平穩，時效時間在10-15h范圍內，合金的強度較高; 合金的塑性從5h開始逐漸降低，時效時間達到10h后又開始升高; 合金的硬度隨著時效時間的增加緩慢升高。

不同時效時間合金的微觀組織如圖8所示，從圖中可以看出，時效時間對組織形貌和晶粒大小的影響不大。時效時間為10h時，組織內部的晶界輪廓已經十分清晰，顆粒狀MC相和塊狀的Laves相連續分布在晶界上，與密集分布的纖維狀Laves相交織在一起，隨著時效時間的增加，晶界上的MC相和Laves相不斷長大，纖維狀Laves相不斷析出，團簇在晶界上，再加上γ'相顆粒的不斷增加，對合金起到了強化的作用，使合金的強度提高。結合力學性能與微觀組織，以及考慮到實際應用中能源消耗等因素，選取時效時間為10 h。

實驗表明，采用固溶退火990℃ x 1h，水冷,時效溫度760℃ x 10h，空冷的熱處理制度,合金可以獲得合適的性能。

圖2  不同固溶溫度下 LF2 合金的力學性能 ( a) 強度; ( b) 塑性; ( c) 硬度

圖3 不同時效溫度下LF2合金的力學性能(990 ℃ x 1 h固溶處理)(a)強度; (b)塑性; (c)硬度

圖4 不同時效溫度下LF2合金的顯微組織(990℃ x 1 h固溶處理)

圖5 不同時效時間下LF2合金的力學性能 (a)強度; (b)塑性; (c) 硬度

6 力學性能

熱處理制度： 固溶退火990℃ x 1h，水冷,時效溫度760℃ x 10h，空冷。

7 產品

棒材和條桿：交貨狀態有軋制、熱處理、氧化、除鱗、車光、磨光、拋光。

其它：盤件、無縫管、筒件、鍛件、鍛坯等。