Выпускной золотник двигателя внутреннего сгорания высокой эффективности сплавляет ИСО9001

Сплавьте ЛФ8 (сплав клапана ЛФ8) для выпускного золотника двигателя внутреннего сгорания высокой эффективности

ПРОДУКТ

Сплавьте ЛФ8 (сплав клапана ЛФ8) для выпускных золотников двигателя внутреннего сгорания высокой эффективности (двигатель дизеля и бензиновый двигатель) для автомобиля, локомотива, трактора, корабля, танка, буровой вышки, строительной техники и мобильная электростанция, етк. также смогли быть для высокопрочных крепежных деталей в условиях повышенной температуры.

ФОРМА ПРОДУКТА

Адвокатура и штанга: условие доставки свернуто, жара - обработанная, оксидация, дескалинг, повернутая, смолотая, и отполированная, етк.

Другие: диск, безшовные труба и трубка, цилиндр, вковка, блок етк вковки.

ПРИМЕНЕНИЕ

Ожидано, что будет сплав ЛФ8 главным образом использован в выпускном золотнике двигателя внутреннего сгорания высокой эффективности под работая температурой до 750°К. потому что сплав ЛФ8 имеет высокопрочное и твердость на комнатной температуре и высокой температуре чем сплав 80А, его предпочитаемым материалом для сплава клапана до высокой работая температуры 750°К.

ЭСКИЗ ВЫПУСКНОГО ЗОЛОТНИКА

ПРОЦЕДУРА ПО ПРОДУКЦИИ ВЫПУСКНОГО ЗОЛОТНИКА

Прикрывающ вковку нагрева электрическим током → упсеттинг главной пустой термической обработки → главное поворачивая → заварки трением → пробела и штанги грубое или меля → чистовой обточки → отрезало → фиксированной длины Полу-точное мелющ → стержня тонкий помол → плакировкой хрома стержня клапана → НДТ стержня законченной доставки → клапана

СОСТОЯНИЕ ПОВЕРХНОСТИ ВЫПУСКНОГО ЗОЛОТНИКА

МЕСТО ПРОДУКЦИИ ВЫПУСКНОГО ЗОЛОТНИКА

ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ (ВТ %):

Таблица 1

ОБЗОР

Работы выпускных золотников двигателя внутреннего сгорания в высокотемпературной корозии газа и высоком действии стресса и другая жесткая окружающая среда, выпускной золотник для того чтобы выдержать температуру до 600-800°К. сплава 80А и сплава 751 2 обыкновенно используемых сплава клапана. С большое количество применения, сплав 80А получает больше и больше внимание для своего высокотемпературного представления. После исследования микроструктуры и свойств сплава 80А, было найдено что рост коэффициента Ти/Ал значительно улучшил механические свойства на комнатной температуре. Когда Ти/Ал относительно низко, участок β-НиАл осажден из кристалла, и приведет в высокотемпературной трещиноватости материала.

По мере того как требования для сокращения выбросов продолжаются увеличить, требования для эффективности двигателя продолжаются увеличить, и улучшенная температура камеры сгорания также самые дальние. Согласно настоящему исследованию на высокотемпературном представлении сплава выпускного золотника, найдено что сплав 80А и сплав 751 можно использовать в около 700°К, но когда температура достигает 750°К, высокотемпературное представление этого вида сплава кажется недостаточным, и часто причиняется отказ выпускного золотника при работе. Поэтому, для того чтобы приспособиться к поднимая температуре рабочей Среды выпускного золотника, новому Ну тип сплава клапана с лучшим представлением чем сплаву 80А нужно быть начатым, который работает вокруг 750°К.

Был начат сплав ЛФ8 для выпускного золотника основал на сплаве 80А для того чтобы изучить влияние Кр, Ал, ти и Ко на осажденном участке.

Исследование показало что с увеличением содержания Кр, участка γ' увеличенного немножко, показывающ что Кр имел небольшое воздействие на участке γ'. Рост содержания Кр сперва привел к преобразованию типа карбида от м₇ к₃ к м₂₃ к₆, и после этого номер м₂₃ к₆ увеличил с увеличением содержания Кр. Когда содержание Кр превысило 20%, большое количество участков α-Кр появились в сплав.

С увеличением содержания Ал, значительно увеличенный участок, карбиды м₂₃ к₆ γ' немножко увеличенные, показывающ что Ал был основным формируя элементом участка γ', но также, который участвованные в образовании карбидов м₂₃ к₆.

содержание участка γ' увеличенное с увеличением содержания ти, но когда содержание ти достигнет 4,5%, большое количество участков хрупкости η существовали в участке осажденном уравновешением, с содержанием достигая 10,634%, поэтому содержание ти в сплаве выстроит в ряд от 3.5-4.0%.

С увеличением содержания Ко, номер участка γ' и участка м₂₃ к₆ был по существу неизменн, показывающ что Ко не участвовал в образовании участка γ' и участка м₂₃ к₆, но только существованный в матрице в форме твердого раствора.

Анализ показал что рост содержания элемента Кр немножко увеличил количество участка γ', которое не только измененный типу карбида, но также увеличенный количество м₂₃ к_6. Рост Кр элемента главным образом способность оксидации и коррозионной устойчивости. Но чрезмерное содержание Кр может сформировать участок α-Кр, поэтому содержание будет проконтролировано на 17-20%. Рост Ал и ти может значительно увеличить высыпание участка γ' и важный формируя элемент участка γ'. Но хотя увеличение содержания ти и Ал увеличивает содержание участка γ', избежать участка хрупкости η, содержание Ти+Ал должно быть 5.5-7.0%, и коэффициент Ти/Ал должен быть 1.16-2.00. Добавление Ко имело небольшое воздействие на участке γ' и участке м₂₃ к₆, но оно может усилить сплав твердым раствором. Элемент Ко может уменьшить растворимость элементов Ал и ти в матрице γ и сыграть роль твердого раствора усиливая, и может соотвественно быть добавлены, что увеличил прочность сплава.

Основанный на вышеуказанных исследованиях, содержание Кр было увеличено для того чтобы улучшить сопротивление оксидации сплава, содержание Фе было увеличено для уменьшения цены сплава и количество Ни было уменьшено. Специфический состав показан в таблице 1 выше.

МЕТАЛЛОГРАФИЯ

Диаграмма 1 микрорисунок СЭМ показывая микроструктуру и соответствуя спектры энергии сплава после термической обработки

Диаграмма 2 микрорисунок ТЭМ осажденных участков и дифракционных карт сплава

Участок высыпания таблицы 2 сплава после термической обработки

Диаграмма 1 микрорисунки СЭМ показывая микроструктуру и соответствуя спектры энергии сплава после термической обработки

развертка микрорисунка (а); карбиды границы между зернами (б); (к) спектр ЭДС м₂₃ к₆; (д) спектр ЭДС МК

Микрорисунки смоквы 2 ТЭМ осажденных участков и дифракционных карт сплава

γ'фасес (а); (б) участок ТиК; (к) м₂₃ к₆ участков

Участок высыпания таблицы 2 сплава после термической обработки

Его можно увидеть от диаграммы 1 и диаграммы 2 что микроструктура сплава ЛФ8 после термической обработки аустенитовая матрица с большое количество близнецов отжига. Размер зерна меняет от 20 микронов к 150 микронов. осаждено γ', м₂₃ участки к₆ и ТиК. Согласно термодинамическим результатам вычисления, участок γ' основной усиливать участок в сплаве ЛФ8, который играет роль усиливать высыпания. Когда участок γ' вырастет вверх, энергия интерфейса будет увеличена для увеличения нестабильности системы. участок γ' осаждает вне в процессе старения теплостойкого сплава и повлиян на к и температура и время. В сплаве ЛФ8, участок γ' был очень небольшой после 760°К/5 часов стареть. Участок γ' не был различимым нижним электронным кинескопом (SEM) сканирования как показано в диаграмме 1. Небольшой участок γ' в матрице смог ясно быть увиден в диаграмме 2. участке γ' в сплаве ЛФ8 почти сферически и распределен в кристалле. Размер о 20нм. Сплав ЛФ8 имеет короткое время вызревания, и более небольшой размер и меньше содержания участка γ' находились на отправной точке высыпания без коарсенинг или роста. Таблица 2 качественные результаты химического анализа извлечения и участка дифракции рентгеновских лучей сплава ЛФ8 после термической обработки. Она показанная от таблицы константу решетки ɑ γ' 0 = 0,357 до 0,358 нм, γ' растворена Кр в сплаве, количеством участка γ' увеличенным немножко с увеличением содержания Кр. Как можно видеть от фото сканирования в ФИГ. 1 (б) и фото спектра энергии в ФИГ. 1 (д), Кр₂₃ к₆ карбид осажденный основой, показ прерывный эллипсис с длиной 400-800нм. Кр₂₃ к₆, который частично распределен в кристалле, в круговой форме пятна. См. от таблицы 5 что Ни ɑ 0 = 0,430 решетки постоянн до 0,431 нм, Кр и в сплаве были растворены в м₂₃ к₆ для того чтобы сформировать Кр₂₃ к₆. Кр₂₃ к₆ распределенный на границе между зернами действует как ноготь связывая по отношению к границе между зернами и может эффектно увеличить высокотемпературную прочность сплава. Непрерывно распределяемый участок к₆ Кр₂₃ уменьшит энергию интерфейса, но дискретное распределение Кр₂₃ к₆ имеет лучшее влияние на границе между зернами прикалывая влияние, и размер не должен быть слишком большим. Если время вызревания слишком длинно, то участок к₆ Кр₂₃ прональн к комплексированию и росту, которое повлияют на высокотемпературное представление сплава. Его можно увидеть от фото сканирования в ФИГ. 1 (а) и фото спектра энергии в ФИГ. 1 (к) которого карбиды осажденные от кристалла МК, которые небольшие блоки с небольшим количеством и размером 500-1000нм. От фото передачи (ФИГ. 2б), ТиК, которое в форме короткого бара, можно также ясно наблюдать. На таблицу 2 показано константу решетки ɑ 0 = 1,060 участка МК до 1,062 нм, которое относительные большие. ТиК можно разделить в первичные и вторичные формы. Основные карбиды ТиК сформированы в процессе затвердевания и главным образом распределены в пределах и на границ между зернами. Средний размер карбидов ТиК относительно большой. Вторичное ТиК осаждено от матрицы γ' или преобразовано к другие участки во время охлаждать и термической обработки горячих обрабатываемых сплавов или долгосрочной пользы. Основное ТиК относительно стабилизировано в горячих обработке и термической обработке из-за своей крупноразмерной и высокой температуры высыпания и растворения. От термодинамического программного обеспечения, его можно увидеть что был никакой участок уравновешения ТиК осажденный в участке уравновешения 760°К. Осажденные участки высчитанные термодинамическим программным обеспечением было всем уравновешением осажденным участки, исключая ундиссольвед или других переходных фаз. ТиК существуя в сплаве должно быть небольшим количеством основного ТиК в части с высокой растворимостью которая не была растворена назад.

МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА

Диаграмма 3 сравнение растяжимых свойств и твердость сплава ЛФ8 и сплава 80А

Диаграмма 4 механическое представление сплава ЛФ8 на высокой температуре испытанных образцов после обычной термической обработки

Диаграмма 5 фазовая диаграмма уравновешения термодинамическая сплава

Сравнение смоквы 3 растяжимых свойств и твердость сплава ЛФ8 и сплава 80А

Представление смоквы 4 механическое сплава ЛФ8 на высокой температуре испытанных образцов после обычной прочности на растяжение термической обработки (а); прочность выхода (б)

Фазовая диаграмма уравновешения смоквы 5 термодинамическая фазовой диаграммы состояния равновесия сплава ЛФ8 сплава (а) термодинамической; (б) сплавьте фазовую диаграмму состояния равновесия сплава 80А термодинамическую.

Ее можно увидеть от диаграммы 3 что сплав ЛФ8 имеет прочность на растяжение 1307МПа и прочность выхода 973МПа соответственно, и своя твердость 40.8ХРК. Сплав 80А имеет прочность прочности на растяжение 1194МПа и выхода 776МПа на комнатной температуре, и своя твердость 37.6ХРК. Сплав ЛФ8 8,6%, 20% и 7,9 более высокие чем сплавляет 80А, соответственно.

Его можно увидеть от диаграммы 4 (а) 5 (б) которую прочность прочности на растяжение и выхода сплава ЛФ8 и сплава 80А уменьшила с увеличением температуры. Прочность прочности на растяжение и выхода сплава ЛФ8 на 750°К было 845МПа и 750МПа, пока то из сплава 80А на 750°К были только 802МПа и 657МПа. Прочность прочности на растяжение и выхода сплава ЛФ8 была значительно выше чем то из сплава 80А на 750°К, которые были 5,0% и 12,4% более высокими соответственно.

Содержание, размер и распределение осажденного участка в государстве вызревания имеют больший удар на основании материала металла, и стабильность микроструктуры после того как стареть также будет иметь удар по механическим свойствам сплава. γ' и карбиды важные усиливать участки основанных на никел сплавов. В основанных на никел теплостойких сплавах, отношение со-решетки между γ' и субстратом. После стареть, рассогласование между γ' структуры ЛИ2 и субстрат увеличивают, который легок быть преобразованным в более стабилизированную кубическую структуру. После 760°К/5 часов старея, сплав ЛФ8 был усилен высыпанием участка и карбида γ' от границы между зернами. Диаграмма 5 результат вычисления термодинамического программного обеспечения термо--кальк. Согласно фазовой диаграмме уравновешения, осажденное содержание участка γ' сплава ЛФ8 в участке уравновешения 760°К было 27,21%, и сплав 80А только 18,60%. Сплав ЛФ8 был 8,61% более высоким чем участок γ' сплава 80А'с осажденный уравновешением. Это показало что участок γ' осажденный в сплаве ЛФ8 был больше чем это в сплаве 80А на 760°К, поэтому прочность сплава ЛФ8 была теоретически выше чем это из сплава 80А. В то же время, был добавлены, что к сплаву увеличил влияние твердого раствора усиливая и уменьшил Ко растворение участка γ'. Отказы в границе между зернами на высокой температуре часто главные причины для преждевременного отказа сплава. Углерод клонит отразить к границе между зернами на высокой температуре, так, что Кр-богатые карбиды на границе между зернами аккумулируют и растут вверх, и в конце концов формирует тонкослоистый хрупкий участок для уменьшения высокотемпературных прочности и твердости сплава. Сравненный с сплавами никел-основания теплостойкими как сплав 80А, сплавьте 751 и сплав 617, карбиды границы между зернами был прерывн в сплаве ЛФ8 после термической обработки. Карбид с этим словотолкованием может эффектно пригвоздить границу между зернами, улучшить силу выпуска облигаций границы между зернами сплава, увеличить сопротивление выскальзывания границы между зернами, уменьшить образование источника отказа границы между зернами, и улучшить сопротивление границы между зернами к растяжимому.

Анализ данных механических экспериментов показал что сплав ЛФ8 имел высокопрочное и твердость чем сплав 80А, и было ожидано, что было предпочитаемым материалом сплава для выпускного золотника двигателя внутреннего сгорания на работая температуре до 750°К.

КОНКУРЕНТНОЕ ПРЕИМУЩЕСТВО:

(1) больше многолетний опыт чем 50 исследования и превращается в жаростойком сплаве, сплаве коррозионной устойчивости, сплаве точности, тугоплавком сплаве, редких металле и материале и продуктах драгоценного металла.
(2) 6 государственные ключевые лаборатории и тарировок центризуют.
(3) технологии патента.

(4) средний размер зерна 9 или точное.

(5) высокая эффективность

УСЛОВИЕ ДЕЛА