La soupape d'échappement de moteur à combustion interne de haute performance allie ISO9001

Alliage LF8 (alliage de soupape LF8) pour soupape d'échappement de moteur à combustion interne haute performance

PRODUIT

Alliage LF8 (alliage de soupape LF8) pour soupapes d'échappement de moteur à combustion interne à haute performance (moteur diesel et moteur à essence) pour automobile, locomotive, tracteur, navire, réservoir, plate-forme pétrolière, machines de construction et centrale électrique mobile, etc. attaches résistantes à des températures élevées.

FORMULAIRE DE PRODUIT

Barre et tige: les conditions de livraison sont laminées, traitées thermiquement, oxydation, détartrage, tournées, rectifiées et polies, etc.

Autres: disque, tuyau et tube sans soudure, cylindre, forgeage, bloc de forgeage, etc.

UNE PPLICATION

L'alliage LF8 est principalement utilisé dans la soupape d'échappement du moteur à combustion interne haute performance sous la température de travail jusqu'à 750 ° C. Parce que l'alliage LF8 a une résistance et une dureté plus élevées à température ambiante et à haute température que l'alliage 80A, il devrait être le matériau préféré pour l'alliage de soupape jusqu'à une température de travail élevée de 750 ° C.

CROQUIS DE SOUPAPE D'ÉCHAPPEMENT

PROCEDURE DE PRODUCTION DE SOUPAPE D'ECHAPPEMENT

Découpage → Forge électrique bouleversant le forgeage de l'ébauche de tête → Traitement thermique de l'ébauche de tête et de la tige → Soudage par friction → Tournage ou meulage brut → Finition du tournage → Coupe de longueur fixe → Meulage semi-fin de la tige → Le chromage de la tige de soupape → Broyage fin de la tige → END de la valve finie → Livraison

ÉTAT DE SURFACE DE LA SOUPAPE D'ÉCHAPPEMENT

SITE DE PRODUCTION DE LA SOUPAPE D'ÉCHAPPEMENT

COMPOSITION CHIMIQUE (% en poids):

Tableau 1

APERÇU

Les soupapes d'échappement du moteur à combustion interne fonctionnent dans la corrosion des gaz à haute température et l'action des contraintes élevées et d'autres environnements difficiles, la soupape d'échappement pour résister à la température jusqu'à 600-800 ° C. L'alliage 80A et l'alliage 751 sont deux alliages de valve couramment utilisés. Avec la grande quantité d'application, l'alliage 80A obtient de plus en plus d'attention pour ses performances à haute température. Après étude de la microstructure et des propriétés de l'alliage 80A, il a été constaté que l'augmentation du rapport Ti / Al améliorait significativement les propriétés mécaniques à température ambiante. Lorsque Ti / Al est relativement faible, la phase β-NiAl est précipitée hors du cristal et entraînera une rupture à haute température du matériau.

À mesure que les exigences de réduction des émissions continuent d'augmenter, les exigences d'efficacité du moteur continuent d'augmenter et la température de la chambre de combustion est également encore améliorée. Selon les recherches actuelles sur les performances à haute température de l'alliage des soupapes d'échappement, il est constaté que l'alliage 80A et l'alliage 751 peuvent être utilisés à environ 700 ° C, mais lorsque la température atteint 750 ° C, les performances à haute température de ce type de l'alliage semble insuffisant et provoque souvent la défaillance de la soupape d'échappement lors du travail. Par conséquent, afin de s'adapter à l'augmentation de la température de l'environnement de travail de la soupape d'échappement, un nouveau type d'alliage de soupape avec de meilleures performances que l'alliage 80A doit être développé, qui fonctionne autour de 750 ° C.

L'alliage LF8 pour soupape d'échappement a été développé sur la base de l'alliage 80A pour étudier l'effet du Cr, Al, Ti et Co sur la phase précipitée.

L'étude a montré qu'avec l'augmentation de la teneur en Cr, la phase γ 'augmentait légèrement, indiquant que Cr avait peu d'effet sur la phase γ'. L'augmentation de la teneur en Cr a d'abord conduit à la transformation du type carbure de M ₇ C ₃ en M ₂₃ C ₆ , puis le nombre de M ₂₃ C _{6 a} augmenté avec l'augmentation de la teneur en Cr. Lorsque la teneur en Cr dépasse 20%, un grand nombre de phases α-Cr apparaissent dans l'alliage.

Avec l'augmentation de la teneur en Al, la phase γ 'a considérablement augmenté, les carbures M ₂₃ C _{6 ont} légèrement augmenté, indiquant que Al était le principal élément de formation de la phase γ', mais a également participé à la formation de carbures M ₂₃ C ₆ .

La teneur en phase γ 'augmentait avec l'augmentation de la teneur en Ti, mais lorsque la teneur en Ti atteint 4,5%, un grand nombre de phases de fragilité η existaient dans la phase précipitée à l'équilibre, avec une teneur atteignant 10,634%, la teneur en Ti dans l'alliage doit donc varier de 3,5 à 4,0%.

Avec l'augmentation de la teneur en Co, le nombre de phases γ 'et de phase M ₂₃ C ₆ est resté pratiquement inchangé, ce qui indique que Co n'a pas participé à la formation de la phase γ' et de la phase M ₂₃ C ₆ , mais n'existait que dans la matrice en sous forme de solution solide.

L'analyse a montré que l'augmentation de la teneur en éléments Cr augmentait légèrement la quantité de phase γ ', ce qui non seulement changeait le type de carbure, mais augmentait également la quantité de M ₂₃ C _6. L'élément Cr augmentait principalement la capacité d'oxydation et la résistance à la corrosion . Mais une teneur excessive en Cr peut former une phase α-Cr, la teneur doit donc être contrôlée à 17-20%. L'augmentation de Al et Ti peut augmenter considérablement la précipitation de la phase γ 'et est un élément de formation important de la phase γ'. Mais bien que l'augmentation de la teneur en Ti et Al augmente la teneur en phase γ ', pour éviter la phase de fragilité η, la teneur en Ti + Al devrait être de 5,5 à 7,0% et le rapport Ti / Al devrait être de 1,16 à 2,00. L'ajout de Co a eu peu d'effet sur la phase γ 'et la phase M ₂₃ C ₆ , mais il peut renforcer l'alliage par solution solide. L'élément Co peut réduire la solubilité des éléments Al et Ti dans la matrice γ et jouer un rôle de renforcement de la solution solide, et peut être ajouté de manière appropriée pour augmenter la résistance de l'alliage.

Sur la base des études ci-dessus, la teneur en Cr a été augmentée afin d'améliorer la résistance à l'oxydation de l'alliage, la teneur en Fe a été augmentée afin de réduire le coût de l'alliage et la quantité de Ni a été réduite. La composition spécifique est indiquée dans le tableau 1 ci-dessus.

MÉTALLOGRAPHIE

Figure 1 Micrographie SEM montrant la microstructure et les spectres d'énergie correspondants de l'alliage après traitement thermique

Figure 2 Micrographie TEM des phases précipitées et des diagrammes de diffraction de l'alliage

Tableau 2 Phase de précipitation de l'alliage après traitement thermique

Figure 1 Micrographies SEM montrant la microstructure et les spectres d'énergie correspondants de l'alliage après traitement thermique

a) micrographie; (b) des carbures de limite de grains; (c) Spectre EDS de M ₂₃ C ₆ ; (d) Spectre EDS de MC

Fig 2 Micrographies TEM des phases précipitées et des diagrammes de diffraction de l'alliage

a) phases γ; (b) phase TiC; (c) M ₂₃ C ₆ phases

Tableau 2 Phase de précipitation de l'alliage après traitement thermique

On peut voir sur les figures 1 et 2 que la microstructure de l'alliage LF8 après traitement thermique est une matrice austénitique avec un grand nombre de jumeaux de recuit. La taille des grains varie de 20 microns à 150 microns. Les phases γ ', M ₂₃ C ₆ et TiC sont précipitées. Selon les résultats des calculs thermodynamiques, la phase γ 'est la principale phase de renforcement en alliage LF8, qui joue le rôle de renforcement des précipitations. Lorsque la phase γ 'augmente, l'énergie de l'interface sera augmentée pour augmenter l'instabilité du système. La phase γ 'précipite dans le processus de vieillissement de l'alliage résistant à la chaleur et est affectée à la fois par la température et le temps. Dans l'alliage LF8, la phase γ 'était très petite après 760 ° C / 5 heures de vieillissement. La phase γ 'ne se distinguait pas au microscope électronique à balayage (SEM) comme le montre la figure 1. La petite phase γ' dans la matrice était clairement visible sur la figure 2. La phase γ 'dans l'alliage LF8 est presque sphérique et distribuée dans le cristal . La taille est d'environ 20 nm. L'alliage LF8 a un temps de vieillissement court, et la taille plus petite et la teneur moindre de la phase γ 'étaient au stade initial de précipitation sans grossissement ni croissance. Le tableau 2 présente les résultats qualitatifs de l'extraction chimique et de l'analyse de la phase de diffraction des rayons X de l'alliage LF8 après traitement thermique. Il ressort du tableau que la constante de réseau γ '0 0 = 0,357 à 0,358 nm, γ' est dissous par Cr dans l'alliage, la quantité de phase γ 'augmente légèrement avec l'augmentation de la teneur en Cr. Comme on peut le voir sur les photos numérisées de la Fig. 1 (b) et les photos du spectre d'énergie de la Fig. 1 (d), le Cr ₂₃ C ₆ est le principal carbure précipité, montrant une ellipse discontinue d'une longueur de 400 à 800 nm. Le Cr ₂₃ C ₆ , qui est partiellement distribué dans le cristal, est en forme de tache circulaire. Voir dans le tableau 5 que la constante de réseau ɑ 0 = 0,430 à 0,431 nm, Cr et Ni dans l'alliage ont été dissous dans M ₂₃ C ₆ pour former Cr ₂₃ C ₆ . Le Cr ₂₃ C ₆ distribué à la limite du grain agit comme une liaison de clou par rapport à la limite du grain et peut augmenter efficacement la résistance à haute température de l'alliage. La phase de Cr ₂₃ C ₆ distribuée en continu réduira l'énergie d'interface, mais la distribution discontinue de Cr ₂₃ C ₆ a un meilleur effet sur l'effet d'épinglage des joints de grains, et la taille ne doit pas être trop grande. Si le temps de vieillissement est trop long, la phase Cr ₂₃ C ₆ est sujette à l'agrégation et à la croissance, ce qui affectera les performances à haute température de l'alliage. On peut le voir sur les photos numérisées de la Fig. 1 (a) et les photos du spectre d'énergie de la Fig. 1 (c) que les carbures précipités du cristal sont MC, qui sont de petits blocs avec une petite quantité et une taille de 500 à 1000 nm. De la photo de transmission (figure 2b), le TiC, qui se présente sous la forme d'une barre courte, peut également être clairement observé.Le tableau 2 montre la constante de réseau de la phase MC ɑ 0 = 1,060 à 1,062 nm, qui est relativement grande. TiC peut être divisé en formes primaires et secondaires. Les carbures de TiC primaires se forment au cours du processus de solidification et sont principalement distribués à l'intérieur et aux joints des grains. La taille moyenne des carbures de TiC est relativement grande. Le TiC secondaire est précipité à partir de la matrice γ 'ou transformé par d'autres phases pendant le refroidissement et le traitement thermique des alliages traités à chaud ou à long terme. Le TiC primaire est relativement stable dans le traitement à chaud et le traitement thermique en raison de sa grande taille et de sa température de précipitation et de dissolution élevée. A partir du logiciel thermodynamique, on peut voir qu'il n'y avait pas de phase d'équilibre TiC précipitée dans la phase d'équilibre à 760 ° C. Les phases précipitées calculées par le logiciel thermodynamique étaient toutes des phases précipitées à l'équilibre, à l'exclusion des phases non dissoutes ou autres phases de transition. Le TiC existant dans l'alliage doit être une petite quantité de TiC primaire dans la pièce à haute solubilité qui n'a pas été dissoute.

PROPRIÉTÉS MÉCANIQUES

Figure 3 Comparaison des propriétés de traction et de la dureté de l'alliage LF8 et de l'alliage 80A

Figure 4 Performances mécaniques de l'alliage LF8 à haute température des échantillons testés après le traitement thermique conventionnel

Figure 5 Diagramme de phase thermodynamique à l'équilibre de l'alliage

Fig 3 Comparaison des propriétés de traction et de la dureté de l'alliage LF8 et de l'alliage 80A

Fig 4 Performances mécaniques de l'alliage LF8 à haute température des échantillons testés après le traitement thermique conventionnel (a) résistance à la traction; b) limite d'élasticité

Fig 5 Diagramme de phase thermodynamique à l'équilibre de l'alliage (a) Diagramme de phase thermodynamique à l'état d'équilibre de l'alliage LF8; (b) Diagramme de phase thermodynamique à l'état d'équilibre de l'alliage 80A.

On peut voir sur la figure 3 que l'alliage LF8 a une résistance à la traction de 1307 MPa et une limite d'élasticité de 973 MPa respectivement, et sa dureté est de 40,8 HRC. L'alliage 80A a une résistance à la traction de 1194 MPa et une limite d'élasticité de 776 MPa à température ambiante, et sa dureté est de 37,6 HRC. L'alliage LF8 est 8,6%, 20% et 7,9 plus élevé que l'alliage 80A, respectivement.

On peut voir sur la figure 4 (a) 5 (b) que la résistance à la traction et la limite d'élasticité de l'alliage LF8 et de l'alliage 80A ont diminué avec l'augmentation de la température. La résistance à la traction et la limite d'élasticité de l'alliage LF8 à 750 ° C étaient de 845 MPa et 750 MPa, tandis que celles de l'alliage 80A à 750 ° C n'étaient que de 802 MPa et 657 MPa. La résistance à la traction et la limite d'élasticité de l'alliage LF8 étaient significativement supérieures à celles de l'alliage 80A à 750 ° C, qui étaient respectivement de 5,0% et 12,4% supérieures.

Le contenu, la taille et la distribution de la phase précipitée à l'état vieillissant ont un grand impact sur la résistance du matériau métallique, et la stabilité de la microstructure après vieillissement aura également un impact sur les propriétés mécaniques de l'alliage. Le γ 'et les carbures sont des phases de renforcement importantes des alliages à base de nickel. Dans les alliages résistants à la chaleur à base de nickel, il existe une relation de co-réseau entre γ 'et le substrat. Après vieillissement, l'inadéquation entre γ 'de la structure LI2 et le substrat augmente, ce qui est facile à convertir en une structure cubique plus stable. Après 760 ° C / 5 heures de vieillissement, l'alliage LF8 a été renforcé par précipitation de la phase γ 'et du carbure à partir de la limite des grains. La figure 5 est le résultat du calcul du logiciel thermodynamique thermo-calc. Selon le diagramme de la phase d'équilibre, la teneur précipitée de la phase d'alliage LF8 y dans la phase d'équilibre à 760 ° C était de 27,21% et l'alliage 80A de seulement 18,60%. L'alliage LF8 était 8,61% plus élevé que la phase précipitée à l'équilibre γ 'de l'alliage 80A. Cela indique que la phase γ 'précipitée dans l'alliage LF8 est supérieure à celle de l'alliage 80A à 760 ° C, de sorte que la résistance de l'alliage LF8 est théoriquement supérieure à celle de l'alliage 80A. En même temps, du Co a été ajouté à l'alliage pour augmenter l'effet du renforcement de la solution solide et réduire la dissolution de la phase γ '. Les fissures dans la limite des grains à haute température sont souvent les principales raisons de la rupture prématurée de l'alliage. Le carbone a tendance à se diffuser à la limite des grains à haute température, de sorte que les carbures riches en Cr à la limite des grains s'accumulent et se développent, et forment finalement une phase fragile lamellaire pour réduire la résistance et la ténacité à haute température de l'alliage. Comparativement aux alliages résistants à la chaleur à base de nickel tels que l'alliage 80A, l'alliage 751 et l'alliage 617, les carbures à joints de grains étaient discontinus dans l'alliage LF8 après traitement thermique. Le carbure avec cette morphologie peut clouer efficacement la frontière de grain, améliorer la force de liaison de la frontière de grain en alliage, augmenter la résistance du glissement de frontière de grain, réduire la formation de la source de fissure de frontière de grain et améliorer la résistance de la frontière de grain à la traction.

L'analyse des données des expériences mécaniques a montré que l'alliage LF8 avait une résistance et une dureté plus élevées que l'alliage 80A, et il devrait être le matériau d'alliage préféré pour la soupape d'échappement du moteur à combustion interne à une température de travail jusqu'à 750 ° C.

AVANTAGE COMPÉTITIF:

(1) Plus de 50 ans d'expérience dans la recherche et le développement d'alliages haute température, d'alliages résistants à la corrosion, d'alliages de précision, d'alliages réfractaires, de matériaux et de produits en métaux rares et en métaux précieux.
(2) 6 laboratoires clés de l'État et centre d'étalonnage.
(3) Technologies des brevets.

(4) Granulométrie moyenne 9 ou plus fine.

(5) Haute performance

TERME D'AFFAIRES