Van de de Uitlaatklep van de hoge Prestaties Interne Verbrandingsmotor de Legeringen ISO9001

Legering LF8 (LF8-kleplegering) voor de uitlaatklep van de hoge prestaties interne verbrandingsmotor

PRODUCT

Legering LF8 (LF8-kleplegering) de uitlaatkleppen voor van de hoge prestaties interne verbrandingsmotor (dieselmotor en benzinemotor) voor auto, locomotief, tractor, schip, tank, booreiland, bouwmachines en mobiele krachtcentrale, enz. Voor bevestigingsmiddelen met hoge weerstand bij opgeheven temperaturen zou kunnen ook zijn.

PRODUCTvorm

Bar en staaf: de leveringsvoorwaarde wordt gerold, thermisch behandeld, oxydatie, ontkalken, grond, gedraaid en, enz. opgepoetst.

Anderen: schijf, naadloze buis en buis, cilinder, smeedstuk, smeedstukblok enz.

TOEPASSING

De legering LF8 hoofdzakelijk gebruikt=wordt= in de uitlaatklep van hoge prestaties interne verbrandingsmotor onder de het werk temperatuur tot 750°C. Omdat de Legering LF8 een hogere sterkte en een hardheid bij kamertemperatuur en op hoge temperatuur dan legeert 80A heeft, zou het het aangewezen materiaal voor kleplegering tot hoge het werk temperatuur van 750°C. moeten zijn.

SCHETS VAN UITLAATklep

PRODUCTIEprocedure VAN UITLAATklep

Blanking → is met klaar het Elektrische het verwarmen het verstoren smeedstuk van hoofd lege Thermische behandeling → van het hoofdspatie en staaf→ Wrijvinglassen → het Ruwe draaien of malen → het draaien van → Besnoeiing vaste Halfgrove lengte → malend de stam → de Boete van het het chroomplateren → van de klepstam malend de stam → NDT van de gebeëindigde klep→ Levering

OPPERVLAKTEvoorwaarde VAN UITLAATklep

PRODUCTIEplaats VAN UITLAATklep

CHEMISCHE SAMENSTELLING (% gew.):

Lijst 1

OVERZICHT

De de kleppenwerken van de interne verbrandingsmotoruitlaat in gascorrosie op hoge temperatuur en hoge spanningsactie en ander ruw milieu, de uitlaatklep om de temperatuur te weerstaan van tot 600-800°C.-Legering 80A en Legering 751 zijn twee algemeen gebruikte kleplegeringen. Met de grote hoeveelheid van toepassing, krijgt de Legering 80A more and more aandacht voor zijn prestaties op hoge temperatuur. Na studie van de microstructuur en de eigenschappen van Legering 80A, vond men dat de verhoging van Ti/Al-verhouding beduidend de mechanische eigenschappen bij kamertemperatuur verbeterde. Wanneer Ti/Al vrij laag is, wordt de fase β-Nial gestort uit het kristal, en zal in breuk op hoge temperatuur van het materiaal resulteren.

Aangezien de eisen ten aanzien van emissievermindering blijven stijgen, blijven de eisen ten aanzien van motorefficiency stijgen, en de verbrandingskamertemperatuur is verder ook beter. Volgens het huidige onderzoek naar de prestaties op hoge temperatuur van de legering van de uitlaatklep, vindt men dat de Legering 80A en Legering 751 in ongeveer 700°C kunnen worden gebruikt, maar wanneer de temperatuur 750°C bereikt, lijken de prestaties op hoge temperatuur van dit soort legering ontoereikend, en veroorzaken vaak de mislukking van de uitlaatklep wanneer het werken. Daarom aan de toenemende werkomgevingstemperatuur van uitlaatklep aan te passen, moet een nieuw type van kleplegering met betere prestaties dan Legering 80A worden ontwikkeld, die rond 750°C. werkt.

De legering LF8 voor uitlaatklep werd gebaseerd op Legering 80A ontwikkeld om het effect te bestuderen van Cr, Al, Ti en Co op gestorte fase.

De studie toonde aan dat met de verhoging van Cr-inhoud, de fase γ' lichtjes steeg, erop wijzend dat Cr weinig effect op fase γ' had. De verhoging van Cr-inhoud eerst tot de transformatie van carbidetype wordt geleid van M₇ C₃ aan M₂₃ C₆, en toen het aantal van M₂₃ C₆ stegen met de verhoging van Cr-inhoud die. Toen Cr-de inhoud 20% overschreed, verscheen een groot aantal fasen α-Cr in de legering.

Met de verhoging van Al inhoud, steeg de fase γ' beduidend, carbide M die₂₃ lichtjes verhoogd C₆ erop wijzen, dat Al het belangrijkste vormende element van fase γ' was, maar ook nam aan de vorming van carbide M₂₃ C₆ deel.

γ' de faseinhoud steeg met de verhoging van Ti-inhoud, maar wanneer Ti-de inhoud 4,5% bereikt, bestond een groot aantal η broosheidsfasen in de evenwicht gestorte fase, met een inhoud die 10,634% bereiken, zodat zal de Ti-inhoud in de legering zich van 3.5-4.0% uitstrekken.

Met de verhoging van Co-inhoud, was het aantal van fase γ' en_de fase van M₂₃ C₆ fundamenteel onveranderd, erop wijzend dat Co niet aan de vorming van fase γ' en de fase van M₂₃ C₆ deelnam, maar bestond slechts in de matrijs in de vorm van stevige oplossing.

De analyse toonde aan dat de verhoging van Cr-elementeninhoud lichtjes de hoeveelheid fase γ', die niet alleen het carbidetype veranderde, verhoogde maar ook de hoeveelheid M₂₃ C₆ verhoogde_. Elementencr verhoogt hoofdzakelijk de capaciteit van oxydatie en corrosieweerstand. Maar de bovenmatige Cr-inhoud kan fase vormen α-Cr, zodat zal de inhoud bij 17-20% worden gecontroleerd. De verhoging van Al en Ti kan de precipitatie van fase beduidend verhogen γ' en is een belangrijk vormend element van fase γ'. Maar hoewel het verhogen van de inhoud van Ti en Al verhoogt de inhoud van fase γ', om η broosheidsfase te vermijden, zou de inhoud van Ti+Al 5.5-7.0% moeten zijn, en de Ti/Al-verhouding zou 1.16-2.00 moeten zijn. De toevoeging van Co had weinig effect op fase γ' en de fase_van M₂₃ C₆, maar het kan de legering door stevige oplossing versterken. Elementenco kan de oplosbaarheid van Al en Ti-elementen in matrijs verminderen γ en een rol van stevige oplossing spelen die, en kan geschikt worden toegevoegd om de sterkte van de legering te verhogen versterken.

Gebaseerd op de bovengenoemde studies, Cr-werd de inhoud verhoogd om de oxydatieweerstand van de legering te verbeteren, Fe-werd de inhoud verhoogd om de kosten van de legering te drukken en de hoeveelheid Ni werd verminderd. De specifieke samenstelling wordt hierboven getoond in lijst 1.

METALLOGRAFIE

Figuur 1 SEM-micrograaf die microstructuur en de overeenkomstige energiespectrums van de legering na thermische behandeling tonen

Figuur 2 TEM-micrograaf van gestorte fasen en diffractiepatronen van de legering

Lijst 2 Precipitatiefase van de legering na thermische behandeling

Figuur 1 SEM-micrografen die microstructuur en de overeenkomstige energiespectrums van de legering na thermische behandeling tonen

(a) micrograafaftasten; (b) de carbide van de korrelgrens; (c) EDS spectrum van M₂₃ C₆; (d) EDS spectrum van MC

Fig. 2 TEM-micrografen van gestorte fasen en diffractiepatronen van de legering

(a) γ'phases; (b) ticfase; (c) de fasen_van M₂₃ C₆

Lijst 2 Precipitatiefase van de legering na thermische behandeling

Het kan van figuur 1 en figuur 2 worden gezien dat de microstructuur van Legering LF8 na thermische behandeling austenitic matrijs met een groot aantal van het ontharden van tweelingen is. De korrelgrootte varieert van 20 microns aan 150 microns. γ', worden M₂₃ C₆ en de Ticfasen gestort. Volgens de thermodynamische berekeningsresultaten, is de fase γ' de belangrijkste versterkende fase in Legering LF8, die de rol van precipitatie het versterken speelt. Wanneer de fase γ' groeit, zal de interfaceenergie worden verhoogd om de instabiliteit van het systeem te verhogen. γ' de faseprecipitaten uit in het het verouderen proces van hittebestendige legering wordt en beïnvloed tegen zowel temperatuur als tijd. In Legering LF8, was de fase γ' zeer klein voorbij uren 760°C/5 het verouderen. De fase γ' was niet te onderscheiden onder aftastenelektronenmicroscoop (SEM) zoals aangetoond in figuur 1. De kleine fase γ' in de matrijs zou duidelijk in figuur 2 kunnen worden gezien. fase γ' in Legering LF8 in het kristal bijna sferisch en verdeeld zijn. De grootte is over 20nm. De legering LF8 heeft een korte het verouderen tijd, en de kleinere grootte en minder inhoud van fase γ' waren bij de eerste fase van precipitatie zonder ruw maken of de groei. Lijst 2 is de kwalitatieve resultaten van chemische extractie en van de Röntgenstraaldiffractie faseanalyse van Legering LF8 na thermische behandeling. Het getoond van de lijst γ' ɑ roosterconstante 0 = 0,357 tot 0,358 die NM, wordt γ' opgelost door Cr in de legering, γ' fasehoeveelheid lichtjes met de verhoging van Cr-inhoud wordt verhoogd. Zoals van de aftastenfoto's in FIG. 1 (B) en de foto's van het energiespectrum in FIG. 1 (D) kan worden gezien, is Cr₂₃ C₆ het belangrijkste gestorte carbide, die een onderbroken ellips met een lengte van 400-800nm tonen. Cr₂₃ C₆, dat gedeeltelijk in het kristal wordt verdeeld, is in een cirkelvlekvorm. Zie van lijst 5 dat het rooster constante ɑ 0 = 0,430 tot 0,431 NM, Cr en Ni in de legering in M₂₃ C_6werd opgelost om Cr₂₃ C₆ te vormen. Cr₂₃ C₆ bij de korrelgrens wordt verdeeld doet dienst als spijker die met betrekking tot de korrelgrens binden en kan de sterkte op hoge temperatuur van de legering effectief verhogen die. Zal de onophoudelijk verdeelde fase_van Cr₂₃ C₆ de interfaceenergie verminderen, maar de onderbroken distributie van Cr₂₃ C₆ heeft een beter effect op korrelgrens speldend effect, en de grootte zou niet moeten te groot zijn. Als de het verouderen tijd te lang is, is_de fase van Cr₂₃ C₆ naar voren gebogen aan samenvoeging en de groei, die de prestaties op hoge temperatuur van de legering zullen beïnvloeden. Het kan van de aftastenfoto's in FIG. 1 (a) en de foto's van het energiespectrum in FIG. 1 (c) worden gezien dat de carbide van het kristal worden gestort MC zijn, die kleine blokken met een kleine hoeveelheid en een grootte van 500-1000nm die zijn. Van de transmissiefoto (FIG. 2b), de Tic, die in de vorm van een korte bar is, kan ook duidelijk worden waargenomen. Lijst 2 toont het rooster constant van MC fase ɑ 0 = 1,060 tot 1,062 NM, die relatieve groot is. De tic kan in primaire en secundaire vormen worden verdeeld. De primaire Ticcarbide worden gevormd in het verhardingsprocédé en binnen en bij korrelgrenzen meestal verdeeld. De gemiddelde grootte van Ticcarbide is vrij groot. De secundaire Tic wordt gestort van matrijs γ' of door andere fasen tijdens het koelen en de thermische behandeling van hete verwerkte legeringen of het gebruik op lange termijn gestort. De primaire Tic is vrij stabiel in hete verwerking en thermische behandeling wegens zijn grote grootte en hoge precipitatie en ontbindingstemperatuur. Van de thermodynamische software, kan men zien dat er geen die fase van het Ticevenwicht in 760°C-evenwichtsfase was wordt gestort. De gestorte die fasen door thermodynamische software worden berekend waren al evenwicht stortten fasen, exclusief undissolved of andere overgangsfasen. De tic bestaand in de legering zou een kleine hoeveelheid primaire Tic in het deel met hoge oplosbaarheid moeten zijn die niet terug werd opgelost.

MECHANISCHE EIGENSCHAPPEN

Figuur 3 Vergelijking van trekeigenschappen en hardheid van Legering LF8 en Legering 80A

Figuur 4 Mechanische prestaties van Legering LF8 bij op hoge temperatuur van de geteste steekproeven na de conventionele thermische behandeling

Figuur 5 diagram van de Evenwichts het thermodynamische fase van de legering

Fig. 3 Vergelijking van trekeigenschappen en hardheid van Legering LF8 en Legering 80A

Fig. 4 Mechanische prestaties van Legering LF8 bij op hoge temperatuur van de geteste steekproeven na de conventionele thermische behandelings(a) treksterkte; (b) opbrengststerkte

Fig. 5 diagram van de Evenwichts het thermodynamische fase van het van de het evenwichtsstaat van de legerings(a) Legering LF8 thermodynamische de fasediagram; (b) van de het evenwichtsstaat van de legerings80a legering thermodynamisch de fasediagram.

Het kan van figuur 3 worden gezien dat LF8 heeft treksterkte van 1307MPa en opbrengststerkte respectievelijk van 973MPa legeert, en zijn hardheid 40.8HRC is. De legering 80A heeft 1194MPa-treksterkte en 776MPa-opbrengststerkte bij kamertemperatuur, en zijn hardheid is 37.6HRC. De legering LF8 is 8,6%, 20% en 7,9 hoger dan Legering 80A, respectievelijk.

Het kan van figuur 4 (a) 5 (B) worden gezien dat de treksterkte en de opbrengststerkte van Legering LF8 en Legering 80A met de verhoging van temperatuur verminderden. De treksterkte en de opbrengststerkte van Legering LF8 bij 750°C waren 845MPa en 750MPa, terwijl die van Legering 80A bij 750°C slechts 802MPa en 657MPa waren. De treksterkte en de opbrengststerkte van Legering LF8 waren beduidend hoger dan die van Legering 80A bij 750°C, die hogere 5,0% en respectievelijk 12,4% waren.

De inhoud, de grootte en de distributie van de gestorte fase in de verouderende staat hebben een grote invloed op de sterkte van het metaalmateriaal, en de stabiliteit van de microstructuur voorbij het verouderen zal ook een invloed op de mechanische eigenschappen van de legering hebben. γ' en de carbide zijn belangrijk versterkend fasen van op nikkel-gebaseerde legeringen. In op nikkel-gebaseerde hittebestendige legeringen, is er een mede-roosterverband tussen γ' en het substraat. Voorbij het verouderen, stijgen de wanverhouding tussen γ' van LI2-structuur en het substraat, wat gemakkelijk om in een stabielere kubieke structuur is worden omgezet. Na uren 760°C die/5 verouderen, werd de Legering LF8 versterkt door precipitatie van fase γ' en carbide van korrelgrens. Figuur 5 is het berekeningsresultaat van thermo-thermo-calc thermodynamische software. Volgens het diagram van de evenwichtsfase, was de gestorte inhoud van Legeringslf8 fase γ' in 760°C-evenwichtsfase 27,21%, en Legering 80A slechts 18,60%. De legering LF8 was 8,61% hoger dan Legerings80a's evenwicht gestorte fase γ'. Dit wees erop dat de fase γ' in Legering LF8 wordt gestort groter was dan dat in Legering 80A bij 760°C, zodat was de sterkte van Legering LF8 theoretisch hoger dan dat van Legering 80A die. Tegelijkertijd, werd Co toegevoegd aan de legering om het effect te verhogen van het stevige oplossing versterken en de ontbinding van fase te verminderen γ'. De barsten in de korrelgrens bij op hoge temperatuur zijn vaak de belangrijkste redenen voor de voorbarige mislukking van de legering. De koolstof neigt om aan de korrelgrens bij op hoge temperatuur te verspreiden, zodat de Cr-Rijke carbide bij de korrelgrens en, en definitief vormen gelamelleerde brosse fase accumuleren groeien om de sterkte en de hardheid op hoge temperatuur van de legering te verminderen. Vergeleken met nikkel-basis legeren de hittebestendige legeringen zoals Legering 80A, 751 en Legering 617, de carbide van de korrelgrens was onderbroken in Legering LF8 na thermische behandeling. Het carbide met deze morfologie kan de korrelgrens effectief nagelen, de kracht plakkend van de grens van de legeringskorrel verbeteren, de weerstand van de misstap van de korrelgrens verhogen, de vorming van de barstbron van de korrelgrens verminderen, en de weerstand verbeteren van korrelgrens tegen trek.

De gegevensanalyse van mechanische experimenten toonde aan dat de Legering LF8 hogere sterkte en hardheid dan Legering 80A had, en het zou zijn het aangewezen legeringsmateriaal voor de klep van de interne verbrandingsmotoruitlaat bij het werk temperatuur tot 750°C.

CONCURRENTIEVOORDEEL:

(1) meer dan 50 jaar ervarings van onderzoek en ontwikkelt zich in legering op hoge temperatuur, de legering van de corrosieweerstand, precisielegering, vuurvaste legering, zeldzaam metaal en edel metaalmateriaal en producten.
(2) 6 verklaren zeer belangrijk laboratoria en kaliberbepalingscentrum.
(3) octrooitechnologieën.

(4) gemiddelde korrelgrootte 9 of fijner.

(5) hoge prestaties

BEDRIJFStermijn