Alloy LF2新型氣閥合金研磨棒

Alloy LF2新型氣閥合金研磨棒

1 概述

氣閥材料是制造汽油發(fā)動(dòng)機(jī)和柴油發(fā)動(dòng)機(jī)進(jìn)、排氣閥的必用材料，也是整個(gè)發(fā)動(dòng)機(jī)中的關(guān)鍵材料。為了滿足不同類型內(nèi)燃機(jī)的需求，世界發(fā)達(dá)國(guó)家在不斷開發(fā)各類新型氣閥材料。

氣閥在高溫燃?xì)飧g、高負(fù)荷及高應(yīng)力作用等惡劣環(huán)境下工作，排氣閥承受的溫度高達(dá)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(lái)越多的關(guān)注。經(jīng)對(duì)Alloy 80A合金組織性能進(jìn)行了研究發(fā)現(xiàn)，Ti/Al比的增加顯著提高室溫力學(xué)性能，當(dāng) Ti/Al比較低時(shí)，晶內(nèi)有β-NiAl相析出，會(huì)導(dǎo)致材料高溫?cái)嗔选?/p>

Alloy LF2是鋼鐵研究總院研制的節(jié)鎳的經(jīng)濟(jì)型Fe-Ni基時(shí)效強(qiáng)化型合金,其抗高溫燃?xì)飧g性能和耐高溫性能優(yōu)異。與國(guó)外廣泛應(yīng)用的鎳基氣閥合金Alloy 80A和Alloy 751合金高溫性能相當(dāng),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(yīng)用于東風(fēng)4B機(jī)車，大連機(jī)車車輛廠、天津機(jī)車機(jī)輛配件廠的240B型機(jī)車等高負(fù)荷重型柴油機(jī)上，運(yùn)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(yīng)用。LF2合金是一種潛力十分巨大的氣閥合金。但隨著內(nèi)燃機(jī)參數(shù)的不斷增加，所產(chǎn)生的排氣溫度上升、排氣凈化率標(biāo)準(zhǔn)提高，都對(duì)氣閥合金的性能提出了更加嚴(yán)格的要求。

2 應(yīng)用

ALLOY LF2主要用作高功率內(nèi)燃機(jī)如重型柴油機(jī)的排氣閥材料。

3 化學(xué)成份(wt%)

表1

4 金相

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

表2為合金經(jīng)過(guò)990℃ x 1h, 水冷 + 760℃ x 10h, 空冷處理后的相分析結(jié)果?？梢钥闯觯?#39;相的析出量多，其次是Laves相，3種析出相中Nb和Ti為主要構(gòu)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(jīng)不同溫度保溫1h進(jìn)行固溶處理+760℃ x 10h, 空冷后的微觀組織。

γ'相是長(zhǎng)程有序的面心立方結(jié)構(gòu)，LF2合金中γ' 相的質(zhì)量分?jǐn)?shù)最高。γ'相以近球形在晶內(nèi)彌散析出,從析出相的析出量、析出顆粒數(shù)量和顆粒大小及形態(tài)綜合分析,γ'相對(duì)合金的強(qiáng)化效果是較大權(quán)重,是合金中主要的強(qiáng)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(jié)構(gòu)。在時(shí)效過(guò)程中，Laves相也未聚集長(zhǎng)大，呈粒狀和片層狀分布在晶界及晶界周邊，晶內(nèi)有少量分布。

MC相是(Nb, Ti, Zr)C型碳化物相，是面心立方結(jié)構(gòu)。在時(shí)效過(guò)程中，MC相并未發(fā)生聚集長(zhǎng)大，呈粒狀和塊狀，主要分布在晶界及附近，晶內(nèi)數(shù)量較少且呈粒狀。

σ相是四方晶體結(jié)構(gòu)的Fe(Cr,Ni)型金屬間化合物。σ相的特征是由晶界向晶內(nèi)生長(zhǎng)和發(fā)展，并且在晶界內(nèi)存在形成應(yīng)力集中區(qū)的針狀σ 相，其在拉應(yīng)力作用下首先萌生裂紋，而σ相向晶內(nèi)發(fā)展，這就使得萌生的裂紋沿著σ相向晶內(nèi)發(fā)展，形成裂紋擴(kuò)展的通道，因此σ相的形成和發(fā)展對(duì)合金強(qiáng)度的下降起主要作用。

表2 試驗(yàn)合金化學(xué)相分析(質(zhì)量分?jǐn)?shù)%)

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(jīng)過(guò)760℃時(shí)效10h后進(jìn)行室溫拉伸和硬度試驗(yàn)，得到的合金性能曲線如圖2所示。可以看出，固溶溫度對(duì)合金性能的影響較大，固溶溫度較低時(shí)，合金的強(qiáng)度基本不變，當(dāng)固溶溫度達(dá)到1020℃時(shí)，合金的屈服強(qiáng)度開始迅速下降，1050℃時(shí)，合金的抗拉強(qiáng)度也迅速下降，1070℃時(shí)合金強(qiáng)度達(dá)到低值。斷后伸長(zhǎng)率從950℃開始逐漸升高，970℃ 后開始保持平穩(wěn)，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(shì)和屈服強(qiáng)度基本相同，固溶溫度在950～1020℃范圍內(nèi)，合金的硬度基本不變，1020℃時(shí)合金的硬度開始下降。

當(dāng)固溶溫度較低時(shí)，合金的晶粒比較小，晶內(nèi)和晶界上的析出相較多，晶內(nèi)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(duì)合金起到強(qiáng)化的作用。因此固溶溫度低于1020℃時(shí)，合金的強(qiáng)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(xiàn)混晶現(xiàn)象，晶內(nèi)和晶界上 的析出相逐漸減少，晶內(nèi)MC相和晶界上Laves相的減少使其對(duì)合金的強(qiáng)化作用效果減弱，再加上晶粒的長(zhǎng)大使晶界的總面積較少，對(duì)裂紋擴(kuò)展的阻力減小，從而導(dǎo)致合金強(qiáng)度的下降。固溶溫度過(guò)低時(shí)，合金內(nèi)部在加工過(guò)程中產(chǎn)生的熱應(yīng)力難以消除，影響合金的性能，當(dāng)固溶溫度為990℃時(shí)，晶粒已達(dá)到基本均勻的程度。因此，選取適合LF2合金的**固溶溫度為990℃。

時(shí)效溫度

合金經(jīng)過(guò)990℃ x 1 h固溶處理后，分別在680, 720, 760和800℃時(shí)效10h，進(jìn)行試驗(yàn)得到的性能曲線如圖3所示?？梢钥闯觯S著時(shí)效溫度的增加，合金的強(qiáng)度先逐漸增加，抗拉強(qiáng)度在時(shí)效溫度為720℃時(shí)達(dá)到極大值，屈服強(qiáng)度在760℃時(shí)達(dá)到極大值后開始降低。在選取的時(shí)效溫度中，時(shí)效溫度在720-760℃時(shí)，都能獲得較好的強(qiáng)度，760℃時(shí)合金的屈服強(qiáng)度極高。合金的塑性從680℃開始逐漸下降，在720-760℃時(shí)基本保持平穩(wěn)，760℃開始，斷后伸長(zhǎng)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(nèi)硬度逐漸增加，760-800℃逐漸降低。

不同時(shí)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(shí)效溫度為680℃時(shí)，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(nèi)部。隨著時(shí)效溫度的升高，晶界上塊狀的Laves相和MC相逐漸增多，連續(xù)性增加，纖維狀的Laves相不斷析出，γ'相顆粒也逐漸增加，對(duì)合金起到強(qiáng)化作用，合金的強(qiáng)度提高。當(dāng)時(shí)效溫度升高到760℃時(shí)，晶界碳化物進(jìn)一步長(zhǎng)大，并明顯的發(fā)生聚集，形狀開始發(fā)生變化，晶界碳化物的尖角處，容易造成應(yīng)力集中，如果受外應(yīng)力時(shí)在尖角處受到的應(yīng)力大于MC相與晶界的結(jié)合力，則容易萌生裂紋，再加上γ'相的長(zhǎng)大和聚集可能導(dǎo)致γ'相的應(yīng)力場(chǎng)弱化，γ'相的強(qiáng)化效果開始減弱，從而導(dǎo)致材料強(qiáng)度的下降。綜合合金的力學(xué)性能以及微觀組織，最終選擇 760℃為L(zhǎng)F2合金的**時(shí)效溫度。

時(shí)效時(shí)間

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

不同時(shí)效時(shí)間合金的微觀組織如圖8所示，從圖中可以看出，時(shí)效時(shí)間對(duì)組織形貌和晶粒大小的影響不大。時(shí)效時(shí)間為10h時(shí)，組織內(nèi)部的晶界輪廓已經(jīng)十分清晰，顆粒狀MC相和塊狀的Laves相連續(xù)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(shí)效時(shí)間的增加，晶界上的MC相和Laves相不斷長(zhǎng)大，纖維狀Laves相不斷析出，團(tuán)簇在晶界上，再加上γ'相顆粒的不斷增加，對(duì)合金起到了強(qiáng)化的作用，使合金的強(qiáng)度提高。結(jié)合力學(xué)性能與微觀組織，以及考慮到實(shí)際應(yīng)用中能源消耗等因素，選取時(shí)效時(shí)間為10 h。

實(shí)驗(yàn)表明，采用固溶退火990℃ x 1h，水冷,時(shí)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(xué)性能 ( a) 強(qiáng)度; ( b) 塑性; ( c) 硬度

圖3 不同時(shí)效溫度下LF2合金的力學(xué)性能(990 ℃ x 1 h固溶處理)(a)強(qiáng)度; (b)塑性; (c)硬度

圖4 不同時(shí)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(shí)效時(shí)間下LF2合金的力學(xué)性能 (a)強(qiáng)度; (b)塑性; (c) 硬度

6 力學(xué)性能

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

7 產(chǎn)品

棒材和條桿：交貨狀態(tài)有軋制、熱處理、氧化、除鱗、車光、磨光、拋光。

其它：盤件、無(wú)縫管、筒件、鍛件、鍛坯等。