RU2479658C2 - Wear-resistant alloy for high-temperature applications - Google Patents
Wear-resistant alloy for high-temperature applications Download PDFInfo
- Publication number
- RU2479658C2 RU2479658C2 RU2009135813/02A RU2009135813A RU2479658C2 RU 2479658 C2 RU2479658 C2 RU 2479658C2 RU 2009135813/02 A RU2009135813/02 A RU 2009135813/02A RU 2009135813 A RU2009135813 A RU 2009135813A RU 2479658 C2 RU2479658 C2 RU 2479658C2
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- alloys
- alloy
- ratio
- alloy according
- resistance
- Prior art date
Links
Images
Abstract
Description
Область техники, к которой относится изобретениеFIELD OF THE INVENTION
[0001] Изобретение относится к дисперсионно-твердеющему суперсплаву Ni-Fe-Cr, предназначенному для применения в клапанах двигателей внутреннего сгорания, основной характеристикой которого является выделение фазы Ni3(Al,Ti,Nb) и карбидов ниобия и титана в его микроструктуре. В силу особенностей своей микроструктуры описываемый здесь сплав также предусматривает наличие свойств, аналогичных или превосходящих свойства сплавов, используемых в клапанах двигателей внутреннего сгорания, наряду с существенным снижением стоимости данного сплава благодаря меньшему содержанию никеля. [0001] The invention relates to a dispersion hardening Ni-Fe-Cr superalloy intended for use in valves of internal combustion engines, the main characteristic of which is the precipitation of the Ni 3 (Al, Ti, Nb) phase and niobium and titanium carbides in its microstructure. Owing to the characteristics of its microstructure, the alloy described here also provides for properties similar or superior to the alloys used in the valves of internal combustion engines, along with a significant reduction in the cost of this alloy due to the lower nickel content.
[0002] Описываемый здесь сплав предназначен для изготовления клапанов, где сплав должен обладать несколькими свойствами, среди которых следующие: стойкость к окислению, износостойкость и жаропрочность, так как в данном варианте применения имеют место высокие температуры. [0002] The alloy described here is intended for the manufacture of valves where the alloy must have several properties, among which are: oxidation resistance, wear resistance and heat resistance, since in this application, high temperatures occur.
Предпосылки изобретенияBACKGROUND OF THE INVENTION
[0003] Обычно, для выпускных клапанов дизельных и бензиновых двигателей использовали такие материалы, как JIS SUH 35 или JIS SUH 38 со стеллитовым покрытием (сплав на основе кобальта) для поверхностного упрочнения клапана наплавкой. В связи с исторически повышавшимися температурами применения клапанов новых двигателей в некоторых случаях стали использовать материалы с более высокими эксплуатационными характеристиками, как это имеет место с суперсплавами на основе никеля. [0003] Typically, materials such as JIS SUH 35 or JIS SUH 38 with a stellitic coating (cobalt-based alloy) are used for the surface hardening of the valve by surfacing for exhaust valves of diesel and gasoline engines. Due to the historically increased temperature of application of valves of new engines, in some cases they began to use materials with higher performance characteristics, as is the case with nickel-based superalloys.
[0004] В настоящее время в промышленности наблюдается тенденция к снижению себестоимости производства материалов с высокими эксплуатационными характеристиками, как это имеет место с выпускными клапанами, которые представляют собой детали, подвергающиеся воздействию самым высоких температур и самых высоких механических напряжений в двигателе внутреннего сгорания. Такие предельные нагрузки с точки зрения механической прочности и коррозионной стойкости при высоких температурах вынуждают применять дорогие суперсплавы на основе никеля. Другим вопросом, подлежащим пересмотру, является стойкость к абразивному износу. Многие сплавы с целью поверхностного упрочнения клапана покрывают стеллитом (сплавом на основе кобальта), что также увеличивает конечную себестоимость клапана. Поэтому с увеличивающейся интенсивностью осуществляется поиск материалов с высокими эксплуатационными характеристиками, касающимися абразивного износа, с целью исключения необходимости нанесения твердосплавного покрытия на контактную поверхность клапана. [0004] Currently, there is a tendency in industry to reduce the cost of manufacturing materials with high performance characteristics, as is the case with exhaust valves, which are parts exposed to the highest temperatures and the highest mechanical stresses in an internal combustion engine. Such extreme loads from the point of view of mechanical strength and corrosion resistance at high temperatures force the use of expensive nickel-based superalloys. Another issue to be revised is abrasion resistance. For the purpose of surface hardening of the valve, many alloys are coated with stellite (cobalt-based alloy), which also increases the final cost of the valve. Therefore, with increasing intensity, a search is made for materials with high performance characteristics regarding abrasive wear in order to eliminate the need for carbide coating on the contact surface of the valve.
[0005] Одним из примеров сплава с превосходными эксплуатационными характеристиками при таких применениях является сплав NCF 751, который очень дорог из-за высокого содержания в нем никеля, более 70%. Поэтому были разработаны сплавы с более низкими содержаниями никеля, обладающие высокотемпературной прочностью, коррозионной стойкостью, долговременной стабильностью микроструктуры при высокой температуре и стойкостью к абразивному износу. Их примерами являются сплавы уровня техники NCF3015 (JIS3015D - патент США 5660938) и сплав HI 461. [0005] One example of an alloy with excellent performance in such applications is NCF 751, which is very expensive due to its high nickel content, over 70%. Therefore, alloys with lower nickel contents have been developed that have high temperature strength, corrosion resistance, long-term stability of the microstructure at high temperature and resistance to abrasion. Their examples are alloys of the prior art NCF3015 (JIS3015D - US patent 5660938) and alloy HI 461.
[0006] Из-за использования с 70-х годов неэтилированного (т.е. не содержащего свинца) бензина требования к коррозионной стойкости материала выпускных клапанов понизились, так как свинцовооксидная коррозия, вызываемая оксидом свинца, перестала быть насущной проблемой. Стойкость к высокотемпературному окислению является свойством, подлежащим пересмотру с точки зрения коррозии, при наличии хороших эксплуатационных характеристик у сплава NCF 751. [0006] Due to the use of unleaded (ie, lead-free) gasoline since the 70s, the requirements for the corrosion resistance of the material of the exhaust valves have decreased since lead oxide corrosion caused by lead oxide is no longer an urgent problem. High temperature oxidation resistance is a property that must be reviewed from the point of view of corrosion, in the presence of good performance characteristics of the alloy NCF 751.
[0007] Таким образом, очевидна потребность в разработке новых составов суперсплавов, стойких к высокотемпературным механическим напряжениям в связи с высокими температурами, коррозионностойких, стойких к абразивному износу, с высокой обрабатываемостью давлением в горячем состоянии, выдерживающих различные нагрузки при условиях использования впускных или выпускных клапанов, способных удовлетворить потребность в снижении себестоимости, что связано с более низким содержанием дорогостоящих легирующих элементов. Наиболее важный материал, подлежащий замене, - это сплав NCF 751. [0007] Thus, the need is evident for the development of new compositions of superalloys resistant to high temperature mechanical stresses due to high temperatures, corrosion resistant, resistant to abrasion, with high processability by hot pressure, able to withstand various loads when using inlet or exhaust valves able to satisfy the need to reduce costs, which is associated with a lower content of expensive alloying elements. The most important material to be replaced is NCF 751.
[0008] Описываемые здесь сплавы предназначены для удовлетворения всех подобных потребностей. [0008] The alloys described herein are intended to meet all such needs.
Сущность изобретенияSUMMARY OF THE INVENTION
[0009] Свойства сплавов Ni-Fe-Cr, используемых в выпускных клапанах, тесно связаны с присутствием интерметаллических фаз, легирующих элементов и карбидов в их микроструктурах. Интерметаллические фазы очень важны для высокотемпературной прочности. Что касается элементов твердого раствора в сплаве, то очень важен состав, обеспечивающий материалу коррозионную стойкость, необходимую для данных условий эксплуатации. Кроме того, присутствие карбидов важно с точки зрения износостойкости в результате абразивного изнашивания материала. Характеристики легирующих элементов, образующих эти фазы, были тщательно изучены и модифицированы относительно традиционной концепции. В этом смысле в настоящем изобретении ниобий используется в относительно больших количествах (больших, чем в сплавах уровня техники) в качестве легирующего элемента, причем не только как карбидообразующий элемент, но и, главным образом, в форме тонкодисперсной интерметаллической выделившейся фазы. [0009] The properties of the Ni-Fe-Cr alloys used in the exhaust valves are closely related to the presence of intermetallic phases, alloying elements and carbides in their microstructures. Intermetallic phases are very important for high temperature strength. As for the elements of the solid solution in the alloy, the composition that provides the material with the corrosion resistance necessary for these operating conditions is very important. In addition, the presence of carbides is important from the point of view of wear resistance as a result of abrasive wear of the material. The characteristics of the alloying elements forming these phases have been carefully studied and modified with respect to the traditional concept. In this sense, in the present invention, niobium is used in relatively large quantities (larger than in alloys of the prior art) as an alloying element, not only as a carbide forming element, but mainly in the form of a finely divided intermetallic precipitated phase.
[0010] Другим элементом, используемым в настоящем изобретении в больших количествах, чем в сплавах уровня техники, является алюминий, выполняющий доминирующую функцию когерентной интерметаллической фазы, содержащей ниобий, Ni3(Al,Nb), и, таким образом, улучшающий жаропрочность материала. Кроме того, алюминий улучшает стойкость сплава к высокотемпературному окислению (жаростойкость). [0010] Another element used in the present invention in larger quantities than in the alloys of the prior art is aluminum, which performs the dominant function of a coherent intermetallic phase containing niobium, Ni 3 (Al, Nb), and thus improving the heat resistance of the material. In addition, aluminum improves the alloy's resistance to high temperature oxidation (heat resistance).
[0011] Очень важно, что между параметрами сетчатой структуры фаз γ и γ' существует небольшое расхождение, что приводит к низкой энергии межфазного взаимодействия (γ/γ'). Основной движущей силой укрупнения этих интерметаллических выделившихся фаз является минимизация общей энергии межфазного взаимодействия, так что одна когерентная или полукогерентная низкоэнергетическая граница раздела фаз приводит к более стабильной микроструктуре. Металлургическая стабильность является весьма желательным свойством для высокотемпературных применений. [0011] It is very important that there is a slight discrepancy between the network parameters of the phases γ and γ ', which leads to low interfacial interaction energy (γ / γ'). The main driving force behind the enlargement of these intermetallic precipitated phases is the minimization of the total energy of interfacial interaction, so that one coherent or semi-coherent low-energy phase boundary leads to a more stable microstructure. Metallurgical stability is a highly desirable property for high temperature applications.
[0012] Морфология этих выделившихся фаз определяется поверхностной энергией границы раздела фаз γ/γ', а упругая энергия, генерируемая из-за несоответствия параметров кристаллической решетки фаз γ и γ', главным образом определяется искажением решетки. Если это искажение небольшое, то морфология, которая будет минимизировать поверхностную энергию и энергию искажения на единицу объема, будет сферической. Однако в случае, когда искажение решетки достаточно большое, морфология выделившихся фаз будет скорее не сферической, а кубической. Во всех случаях, когда несоответствие параметров кристаллической решетки составляет до 0,02%, выделения γ' будут сферическими; в случае величин несоответствия от 0,5 до 1,0% эти выделения будут кубическими; свыше 1,25% они имеют пластинчатую форму. [0012] The morphology of these precipitated phases is determined by the surface energy of the γ / γ 'phase boundary, and the elastic energy generated due to the mismatch of the crystal lattice parameters of the γ and γ' phases is mainly determined by the lattice distortion. If this distortion is small, then the morphology, which will minimize surface energy and distortion energy per unit volume, will be spherical. However, in the case when the lattice distortion is sufficiently large, the morphology of the precipitated phases will be rather not spherical, but cubic. In all cases, when the mismatch of the crystal lattice parameters is up to 0.02%, the precipitates γ 'will be spherical; in the case of mismatch values from 0.5 to 1.0%, these emissions will be cubic; over 1.25% they have a plate shape.
[0013] Для ниобия характерна сниженная кинетика выделения упорядоченной фазы Ni3Nb по сравнению с такими элементами, как титан и алюминий в фазах Ni3(Ti,Al). В суперсплавах системы Ni-Cr-Fe высокие содержания ниобия приводят к выделению упорядоченной фазы γ" (Ni3Nb), подобной фазе γ'. Во всех случаях, когда его добавляют в сплав с меньшим содержанием, ниобий только увеличивает объем выделений гамма-штрих фазы и температуру растворения этой фазы, доводя ее упрочняющий эффект до еще более высоких температур. [0013] Niobium is characterized by a reduced kinetics of the release of the ordered Ni 3 Nb phase compared to elements such as titanium and aluminum in the Ni 3 (Ti, Al) phases. In Ni-Cr-Fe system superalloys, high niobium contents lead to the release of the ordered γ '(Ni 3 Nb) phase, similar to the γ' phase. In all cases, when it is added to the alloy with a lower content, niobium only increases the amount of gamma-ray precipitates phase and dissolution temperature of this phase, bringing its strengthening effect to even higher temperatures.
[0014] С целью удовлетворения вышеуказанным условиям описываемые здесь сплавы выполнены с композициями легирующих элементов, которые, в весовых процентах, состоят из: [0014] In order to meet the above conditions, the alloys described herein are made with alloying compositions, which, in weight percent, consist of:
• от 12,0 до 25,0 хрома, предпочтительно от 14,0 до 24,0 хрома, обычно 18,0 хрома;• from 12.0 to 25.0 chromium, preferably from 14.0 to 24.0 chromium, usually 18.0 chromium;
• от 4,0 до 15,0 по соотношению (Nb + 2Ti), предпочтительно (Nb + 2Ti) между 5,0 и 11,0, обычно (Nb + 2Ti) равно 8,0; в этом уравнении содержание титана и ниобия может принимать любое значение в указанных пределах; однако следует поддерживать минимальное содержание ниобия, равное 3,1%, предпочтительно - более 3,7%;• from 4.0 to 15.0 in the ratio of (Nb + 2Ti), preferably (Nb + 2Ti) between 5.0 and 11.0, usually (Nb + 2Ti) is 8.0; in this equation, the content of titanium and niobium can take any value within the specified limits; however, a minimum niobium content of 3.1% should be maintained, preferably more than 3.7%;
• от 0,05 до 1,0 углерода, предпочтительно от 0,20 до 0,40 углерода, обычно 0,27% углерода;• 0.05 to 1.0 carbon, preferably 0.20 to 0.40 carbon, typically 0.27% carbon;
• от 0,1 до 4,0 алюминия, предпочтительно от 1,0 до 3,0 алюминия, обычно 2,0% алюминия.• from 0.1 to 4.0 aluminum, preferably from 1.0 to 3.0 aluminum, usually 2.0% aluminum.
[0015] Остальное составляет железо и неизбежные металлические и неметаллические примеси сталеплавильного процесса, где упомянутые неметаллические примеси включают, без ограничения, следующие элементы, в весовых процентах: [0015] The remainder is iron and the inevitable metallic and non-metallic impurities of the steelmaking process, where the non-metallic impurities mentioned include, without limitation, the following elements, in weight percent:
• максимум 5,0 для элементов марганца, меди, молибдена и вольфрама, предпочтительно максимум 2,0, обычно максимум 0,50;• a maximum of 5.0 for elements of manganese, copper, molybdenum and tungsten, preferably a maximum of 2.0, usually a maximum of 0.50;
• максимум 0,20 для фосфора и серы, предпочтительно максимум 0,05, обычно максимум 0,005.• a maximum of 0.20 for phosphorus and sulfur, preferably a maximum of 0.05, usually a maximum of 0.005.
[0016] Ниже приведены причины, обуславливающие именно такую спецификацию состава нового материала, и описано влияние каждого легирующего элемента. Указанные процентные значения относятся к весовым процентным содержаниям. [0016] The following are reasons for precisely this specification of the composition of the new material, and the effect of each alloying element is described. Percentages shown are based on weight percentages.
[0017] Хром используют для придания сплаву высокой коррозионной стойкости и стойкости к окислению при высоких температурах; соответственно, в случае суперсплавов для выпускных клапанов его содержание должно быть выше 10%. При содержаниях более 25% создается угроза стабильности микроструктуры, поскольку при этих содержаниях имеется тенденция к образованию таких фаз, как сигма и альфа-штрих фазы (σ и α'), которые ухудшают пластичность. Следовательно, можно заключить, что содержание хрома в сплаве должно находится между указанными пределами, предпочтительно между 14,0% и 22,0%, обычно составляя 18,0%. [0017] Chrome is used to impart high corrosion and oxidation resistance to the alloy at high temperatures; accordingly, in the case of superalloys for exhaust valves, its content should be higher than 10%. At contents of more than 25%, a threat to the stability of the microstructure is created, since at these contents there is a tendency to form phases such as sigma and alpha-stroke phases (σ and α '), which impair ductility. Therefore, it can be concluded that the chromium content in the alloy should be between the specified limits, preferably between 14.0% and 22.0%, usually 18.0%.
[0018] Титан и ниобий являются карбидообразующими элементами. Во всех случаях, когда их добавляют в сплав, они сначала связываются с углеродом благодаря высокому химическому сродству этих элементов. Образующиеся в результате карбиды способствуют стойкости к абразивному износу. То количество содержащихся титана и ниобия, которое не связано с углеродом, будет связываться с никелем с образованием интерметаллических фаз γ' и γ". Из-за этих двух эффектов содержащиеся титан и ниобий должны быть добавлены в описываемый здесь сплав согласно соотношению Nb + 2Ti, которое учитывает разницу атомных масс обоих этих элементов. Таким образом, для того чтобы получить желаемый эффект по свойствам и износостойкости, и жаропрочности, соотношение Nb + 2Ti должно составлять более 4,0%, предпочтительно - более 5,0%, а обычно равняться 8,0%. [0018] Titanium and niobium are carbide forming elements. In all cases, when they are added to the alloy, they first bind to carbon due to the high chemical affinity of these elements. The resulting carbides contribute to abrasion resistance. The amount of titanium and niobium contained that is not bonded to carbon will bind to nickel to form the γ 'and γ "intermetallic phases. Due to these two effects, the contained titanium and niobium must be added to the alloy described here according to the ratio Nb + 2Ti, which takes into account the difference in atomic masses of both of these elements. Thus, in order to obtain the desired effect on the properties and wear resistance and heat resistance, the ratio of Nb + 2Ti should be more than 4.0%, preferably more than 5.0%, and usually equal to 8 , 0%.
[0019] При создании данного сплава решающим фактором было изменение содержания титана и ниобия с целью выявления оптимального состава в пределах рассматриваемого соотношения. Следует отметить, что введение ниобия в количествах более 3,0% дает положительные эффекты и в отношении образовывавшихся карбидов, и в отношении остаточного содержания ниобия (не связанного в форме карбидов), и такое содержание является решающим для совершенствования свойств сплава при высоких температурах. Желательной целью введения Nb в больших количествах является инициирование выделения интерметаллической фазы γ" (Ni3Nb) и модификация фазы γ' за счет вхождения большего количества содержащегося ниобия в ее структуру. Кроме того, высокое содержание ниобия вызывает выделение первичных карбидов типа NbC. Такие карбиды ниобия типа МС более эффективны с точки зрения стойкости к абразивному износу, чем карбиды титана, благодаря их большей твердости в горячем состоянии. Содержание ниобия должно быть тщательно сбалансировано с содержанием карбидов. Поскольку ниобий обладает большим химическим сродством к углероду, доступным ниобием для образования интерметаллической фазы с никелем будет то количество этого элемента, что растворено в матрице сплава после реакции с углеродом с образованием первичных карбидов. Следовательно, соотношение Nb:C должно быть больше, чем 7,4:1 (по весу), с тем, чтобы в аустенитной матрице все еще присутствовал растворенный Nb, который выделится в виде Ni3Nb. Широкий диапазон содержания элемента Nb составляет от 2,0 до 8,0% (по весу), с промежуточным диапазоном - от 3,0 до 8,0% (по весу) Nb, и узким интервалом - от 3,1 до 8,0% (по весу) Nb, или даже еще более узким - от 3,5 до 8,0%. [0019] When creating this alloy, the decisive factor was the change in the content of titanium and niobium in order to identify the optimal composition within the considered ratio. It should be noted that the introduction of niobium in amounts of more than 3.0% has positive effects both on the carbides formed and on the residual content of niobium (not bound in the form of carbides), and this content is crucial for improving the properties of the alloy at high temperatures. The desirable goal of introducing large amounts of Nb is to initiate the separation of the γ ″ intermetallic phase (Ni 3 Nb) and the modification of the γ ′ phase by incorporating a larger amount of niobium contained in its structure. In addition, a high niobium content causes the precipitation of primary carbides of the NbC type. MC type niobium is more effective in terms of abrasion resistance than titanium carbides due to their greater hot hardness.The niobium content must be carefully balanced with the carbide content Since niobium has a high chemical affinity for carbon, the amount of this element that is dissolved in the alloy matrix after reaction with carbon to form primary carbides will be available for niobium to form an intermetallic phase with nickel. Therefore, the Nb: C ratio should be greater than 7 , 4: 1 (by weight), so that dissolved Nb is still present in the austenitic matrix, which precipitates as Ni 3 Nb. A wide range of the content of the Nb element is from 2.0 to 8.0% (by weight), with an intermediate range from 3.0 to 8.0% (by weight) of Nb, and a narrow range from 3.1 to 8.0% (by weight) of Nb, or even narrower from 3.5 to 8.0%.
[0020] Помимо улучшенных жаропрочности и стойкости к абразивному износу, Nb также улучшает свариваемость суперсплавов, упрочненных выделением фазы γ"; кроме этого, он улучшает коррозию в сернистых средах, например в дизельных двигателях. [0020] In addition to improved heat resistance and abrasion resistance, Nb also improves the weldability of the γ "phase hardened superalloys; in addition, it improves corrosion in sulfur environments, such as diesel engines.
[0021] Nb может быть частично заменен танталом (Та) в эквивалентном атомном отношении. Как и Nb, Та также является образователем интерметаллической фазы с никелем и сильно стабилизирует первичные карбиды, являясь равно положительным для твердости в горячем состоянии и стойкости к абразивному износу. [0021] Nb can be partially replaced by tantalum (Ta) in an equivalent atomic ratio. Like Nb, Ta is also the originator of the intermetallic phase with nickel and strongly stabilizes primary carbides, being equally positive for hot hardness and resistance to abrasion.
[0022] Увеличение количества ниобия показало влияние на свойства жаропрочности. Хотя его механизм выяснен не полностью, в описываемых здесь сплавах то количество ниобия, которое не связано с углеродом, должно образовывать иные интерметаллиды по сравнению с интерметаллидами титана, возможно типа гамма-два-штриха (γ"), которые очень устойчивы к слиянию и, следовательно, эффективны для улучшения свойств высокотемпературной прочности. Что касается карбидов, то большая объемная доля крупных карбидов была отмечена при увеличенном содержании ниобия и снижении содержания титана, что приводит к большей износостойкости. [0022] An increase in the amount of niobium showed an effect on the heat resistance properties. Although its mechanism has not been fully understood, in the alloys described here, the amount of niobium that is not associated with carbon should form other intermetallic compounds compared to titanium intermetallic compounds, possibly of the gamma-two-dash type (γ "), which are very resistant to fusion and, therefore, they are effective for improving the properties of high temperature strength.As for carbides, a large volume fraction of large carbides was noted with an increased content of niobium and a decrease in the titanium content, which leads to greater wear resistance.
[0023] При том же содержании соотношения (Nb + 2Ti) добавление ниобия вызывает уменьшение общего процентного содержания титана в сплаве. Приведенные здесь исследования показали, что такое уменьшение также благоприятно для повышения стойкости к высокотемпературному окислению - свойства, существенного для работающих при высокой температуре клапанов. [0023] With the same ratio (Nb + 2Ti), the addition of niobium causes a decrease in the total percentage of titanium in the alloy. The studies presented here showed that such a decrease is also favorable for increasing the resistance to high-temperature oxidation, a property essential for valves operating at high temperatures.
[0024] Уменьшенное из-за добавления ниобия в количествах более 3,5% общее процентное содержание титана в сплаве улучшает его обрабатываемость давлением в горячем состоянии, поскольку пластичность сплава в горячем состоянии ухудшается при величинах свыше 4,0% суммы содержаний титана и алюминия (Ti + Al). [0024] Reduced due to the addition of niobium in amounts of more than 3.5%, the total percentage of titanium in the alloy improves its hot workability, since the ductility of the alloy in the hot state deteriorates at values over 4.0% of the sum of titanium and aluminum contents ( Ti + Al).
[0025] Для всех этих эффектов - жаропрочности, стойкости к окислению и износостойкости - соотношение (Nb + 2Ti) должно проявлять минимальное содержание ниобия в 2,0%, предпочтительно, содержание ниобия более 3,5%, с оптимальным содержанием ниобия, большим или равным 3,7%. [0025] For all of these effects — heat resistance, oxidation resistance, and wear resistance — the ratio (Nb + 2Ti) should exhibit a minimum niobium content of 2.0%, preferably a niobium content of more than 3.5%, with an optimum niobium content of large or equal to 3.7%.
[0026] Несмотря на благоприятные особенности ниобия и титана содержание этих элементов не может быть избыточно высоким, поскольку это вызвало бы образование крупнозернистых интерметаллидов, тем самым ставя под удар механические свойства сплава с точки зрения механической прочности и пластичности, в дополнение к увеличению себестоимости сплава. Таким образом, величина соотношения (Nb + 2Ti) должна быть меньше 15,0%, предпочтительно меньше 13,0%. [0026] Despite the favorable features of niobium and titanium, the content of these elements cannot be excessively high, since this would cause the formation of coarse-grained intermetallic compounds, thereby compromising the mechanical properties of the alloy in terms of mechanical strength and ductility, in addition to increasing the cost of the alloy. Thus, the ratio of (Nb + 2Ti) should be less than 15.0%, preferably less than 13.0%.
[0027] Углерод добавляют с целью связать титан и ниобий для того, чтобы образовывались твердые частицы карбидов и обеспечивалась стойкость к абразивному износу. Для осуществления этой функции содержание карбидов должно составлять по меньшей мере 0,05%, предпочтительно - выше 0,1%. Вместе с тем, процентное содержание твердых частиц должно быть ниже 5% по объему с тем, чтобы не оказывать отрицательного влияния на свойства вязкости разрушения и обрабатываемости давлением в горячем состоянии, причем последнее свойство является существенным для горячекованых клапанов. Объем таких частиц определяется углеродом, поскольку при образовании NbC или TiC в сплаве имеется избыток Ti и Nb. Следовательно, содержание углерода используют в качестве элемента регулирования объема образовавшихся частиц, составляя менее 1,0%, предпочтительно менее 0,40%. [0027] Carbon is added to bind titanium and niobium in order to form solid carbide particles and provide abrasion resistance. To fulfill this function, the carbide content should be at least 0.05%, preferably above 0.1%. However, the percentage of solids should be lower than 5% by volume so as not to adversely affect the properties of fracture toughness and hot workability, the latter property being essential for hot-forged valves. The volume of such particles is determined by carbon, since there is an excess of Ti and Nb in the alloy during the formation of NbC or TiC. Therefore, the carbon content is used as an element for controlling the volume of the formed particles, amounting to less than 1.0%, preferably less than 0.40%.
[0028] Алюминий очень важен для выделения фазы гамма-штрих (γ') и, следовательно, для высокотемпературной прочности. Другой чрезвычайно важной функцией алюминия в сплаве является повышение стойкости к высокотемпературному окислению путем усиления образования Al2O3 при нагревании. Тем не менее, содержание алюминия необходимо ограничивать, так как очень большие его количества могут приводить к ухудшению высокотемпературной прочности и обрабатываемости давлением в горячем состоянии из-за образования при длительных периодах нагревания нитритов и таких фаз, как η и δ. Следовательно, содержание алюминия должно составлять между 0,5% и 4,0%, предпочтительно между 1,0% и 3,0%, а обычно равняться 2,0%. [0028] Aluminum is very important for highlighting the gamma-ray phase (γ ') and therefore for high temperature strength. Another extremely important function of aluminum in the alloy is to increase the resistance to high temperature oxidation by enhancing the formation of Al 2 O 3 when heated. Nevertheless, the aluminum content must be limited, since very large amounts of it can lead to a deterioration in high-temperature strength and hot workability due to the formation of nitrites and phases such as η and δ during long periods of heating. Therefore, the aluminum content should be between 0.5% and 4.0%, preferably between 1.0% and 3.0%, and usually equal to 2.0%.
[0029] Остальные: другие элементы, такие как марганец, вольфрам, молибден, медь, сера, фосфор и те, которые обычно появляются в качестве нормальных остаточных элементов в процессе приготовления стали или жидких никелевых сплавов, следует рассматривать как примеси, обусловленные процессами раскисления в плавильном цеху или свойственные процессам производства. Следовательно, содержание марганца, меди, вольфрама и молибдена снижено до 5%, предпочтительно менее 2,0%, из-за дестабилизации соотношения между фазами аустенита и феррита и из-за любых эффектов в интерметаллических фазах, присутствующих в данном сплаве. Фосфор и сера сегрегируются на границах зерен и других границах раздела и поэтому их содержание должно быть менее 0,20%, предпочтительно менее 0,05%, предпочтительно максимум 0,005%. [0029] Others: other elements, such as manganese, tungsten, molybdenum, copper, sulfur, phosphorus and those that usually appear as normal residual elements in the preparation of steel or liquid nickel alloys, should be considered as impurities due to deoxidation processes in smelter or inherent production processes. Therefore, the content of manganese, copper, tungsten and molybdenum is reduced to 5%, preferably less than 2.0%, due to the destabilization of the ratio between the phases of austenite and ferrite and due to any effects in the intermetallic phases present in this alloy. Phosphorus and sulfur are segregated at grain and other interfaces and therefore their content should be less than 0.20%, preferably less than 0.05%, preferably a maximum of 0.005%.
[0030] Описанный сплав может быть изготовлен при помощи традиционных или специальных процессов, таких как выплавка в электродуговой или вакуумной печах, с последующими процессами переплава или без них. Может быть выполнена отливка в слитки посредством традиционного или непрерывного литья или даже при помощи других производственных процессов, включающих в себя фрагментацию жидкого металла и последующее объединение, таких как порошковая металлургия и распылительная штамповка, или процесса непрерывного литья. Конечные продукты могут быть получены после горячей или холодной штамповки, и конечные продукты производят в форме тонких прутков, блоков, брусков, проволоки, листов, полос, либо продукты могут быть даже в состоянии непосредственно после литья. [0030] The described alloy can be made using traditional or special processes, such as smelting in an electric arc or vacuum furnace, with or without subsequent remelting processes. Ingot casting can be performed by conventional or continuous casting, or even by other manufacturing processes, including liquid metal fragmentation and subsequent combining, such as powder metallurgy and spray stamping, or continuous casting. The final products can be obtained after hot or cold stamping, and the final products are produced in the form of thin rods, blocks, bars, wire, sheets, strips, or the products can even be in the state immediately after casting.
Краткое описание чертежейBrief Description of the Drawings
[0031] Среди приложенных чертежей: [0031] Among the attached drawings:
на фигуре 1 показана микроструктура сплавов ЕТ1 и PI1 - PI9, наблюдаемая в оптический микроскоп;figure 1 shows the microstructure of the ET1 and PI1 - PI9 alloys observed under an optical microscope;
на фигуре 2 представлены результаты компьютерного анализа изображений с целью количественного определения содержания карбидов в изученных сплавах с различными содержаниями Ti, Nb и Al;figure 2 presents the results of computer image analysis to quantify the carbide content in the studied alloys with different contents of Ti, Nb and Al;
на фигуре 3 представлены результаты испытания на ползучесть описываемых здесь сплавов в сравнении со сплавами ЕТ1 и ЕТ2;figure 3 presents the results of the creep test of the alloys described here in comparison with alloys ET1 and ET2;
на фигуре 4 сравнивается жаропрочность описываемых здесь сплавов и сплавов ЕТ1 и ЕТ2 как напряжение пластического течения при нескольких температурах;figure 4 compares the heat resistance of the alloys and alloys described here ET1 and ET2 as the stress of plastic flow at several temperatures;
на фигурах 5 и 6 представлены результаты испытания на абразивный износ, проведенного со сплавами ЕТ1 и ЕТ2 и PI1-PI7;figures 5 and 6 show the results of an abrasion test carried out with alloys ET1 and ET2 and PI1-PI7;
на фигурах 7 и 8 показана реакция старения после термообработки при 750°С и 690°С соответственно; иFigures 7 and 8 show the aging reaction after heat treatment at 750 ° C and 690 ° C, respectively; and
на фигурах 9 и 10 показаны свойства жаропрочности и жаростойкости, изученные в зависимости от соотношений (Nb/C) и (Ti/Al) соответственно.figures 9 and 10 show the properties of heat resistance and heat resistance, studied depending on the ratios (Nb / C) and (Ti / Al), respectively.
Подробное описание изобретенияDETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
[0032] На фигуре 1 показана микроструктура сплавов ЕТ1 и PI1 - PI9, наблюдаемая в оптический микроскоп при 120-кратном увеличении, после полировки и обработки реагентом Gliceregia (царская водка с глицерином) в течение 15 секунд. [0032] Figure 1 shows the microstructure of ET1 and PI1 to PI9 alloys, observed under an optical microscope at 120x magnification, after polishing and treatment with Gliceregia reagent (aqua regia with glycerin) for 15 seconds.
[0033] На фигуре 2 представлены результаты компьютерного анализа изображений с целью количественного определения содержания карбидов в изученных сплавах с различными содержаниями Ti, Nb и Al. Этот анализ был осуществлен на общей площади поверхности образца 65990417 мкм2 в 50 случайных полях при 500-кратном увеличении. [0033] The figure 2 presents the results of computer image analysis to quantify the carbide content in the studied alloys with different contents of Ti, Nb and Al. This analysis was performed on a total surface area of the sample 65990417 μm 2 in 50 random fields at 500x magnification.
[0034] На фигуре 3 представлены результаты испытания на ползучесть описываемых здесь сплавов в сравнении со сплавами ЕТ1 и ЕТ2, при оценке времени до разрушения при ползучести для температуры 800°С и 3 уровней растягивающего напряжения. На фигуре 4 сравнивается жаропрочность описываемых здесь сплавов и сплавов ЕТ1 и ЕТ2 как напряжение пластического течения при нескольких температурах. [0034] Figure 3 presents the results of the creep test of the alloys described herein in comparison with the ET1 and ET2 alloys, when evaluating the time to failure during creep at a temperature of 800 ° C and 3 levels of tensile stress. The figure 4 compares the heat resistance of the alloys and alloys ET1 and ET2 described here as the stress of plastic flow at several temperatures.
[0035] На фигурах 5 и 6 представлены результаты испытания на абразивный износ, проведенного со сплавами ЕТ1, ЕТ2 и сплавами PI1-PI7. Это испытание было проведено путем трения стержня о наждачную бумагу; испытываемые образцы стержней получили после термообработки старением, и при этом была использована наждачная бумага с абразивом из оксида алюминия № 120. Средняя скорость контакта абразивной бумаги и стержней составляла 100 м/мин. [0035] Figures 5 and 6 show the results of an abrasion test carried out with ET1, ET2 alloys and PI1-PI7 alloys. This test was carried out by rubbing the rod against sandpaper; test rods were obtained after heat treatment by aging, and sandpaper with aluminum oxide abrasive No. 120 was used. The average contact speed of abrasive paper and rods was 100 m / min.
[0036] На фигурах 7 и 8 показана реакция старения после термообработки при 750°С и 690°С соответственно. Твердость была всегда выше для сплавов по настоящему изобретению (PI5, PI6) по сравнению со сплавами уровня техники при одинаковом времени обработки. На фигуре 8 сплавы PI5 и PI6 также продемонстрировали лучшую реакцию на термообработку старением при 690°С, чем сплав уровня техники ЕТ3, достигнув более высокой твердости, чем необходимая для применения минимальная величина, спустя один час обработки. [0036] Figures 7 and 8 show the aging reaction after heat treatment at 750 ° C and 690 ° C, respectively. Hardness was always higher for the alloys of the present invention (PI5, PI6) compared with the alloys of the prior art at the same processing time. In figure 8, alloys PI5 and PI6 also showed a better reaction to heat treatment by aging at 690 ° C than the alloy of the prior art ET3, achieving higher hardness than the minimum value required for application, after one hour of treatment.
[0037] На фигурах 9 и 10 показаны свойства жаропрочности и жаростойкости, изученные в зависимости от соотношений (Nb/C) и (Ti/Al) соответственно. На фигуре 9 показан оптимальный диапазон соотношения Nb/C для оптимизации свойства жаропрочности, представленной временем до разрушения при ползучести при 800°С и под напряжением 100 МПа. На фигуре 10 показано, что сплавы по настоящему изобретению находятся в оптимальном диапазоне соотношения Ti/Al для оптимизации свойства жаростойкости, представленной величиной, обратной приросту массы (в мг/см2) спустя 400 часов при 800°С в атмосфере (на воздухе). [0037] Figures 9 and 10 show the properties of heat resistance and heat resistance, studied depending on the ratios (Nb / C) and (Ti / Al), respectively. Figure 9 shows the optimal range of the Nb / C ratio to optimize the heat resistance property represented by the time to failure during creep at 800 ° C and under a stress of 100 MPa. Figure 10 shows that the alloys of the present invention are in the optimal range of the Ti / Al ratio to optimize the heat resistance property, represented by the reciprocal of the mass gain (in mg / cm 2 ) after 400 hours at 800 ° C in the atmosphere (in air).
[0038] Для установления составов описываемых здесь сплавов было изготовлено несколько сплавов и произведено их сравнение со сплавами уровня техники. Химические составы приведены в таблице 1. Описываемые здесь сплавы далее именуются PI, а сплавы уровня техники далее именуются ЕТ. Сплав ЕТ1 соответствует сплаву HI 461, сплав ЕТ2 соответствует сплаву NCF 751, а сплав ЕТ3 соответствует сплаву NCF 3015 (по патенту США 5660938). В таблице 1 также в количественной форме представлены соотношения (Nb + 2Ti), (Nb/C) и (Ti/Al). [0038] To establish the compositions of the alloys described herein, several alloys were made and compared with prior art alloys. The chemical compositions are shown in Table 1. The alloys described here are referred to hereinafter as PI, and the prior art alloys are hereinafter referred to as ET. ET1 alloy corresponds to HI 461 alloy, ET2 alloy corresponds to NCF 751 alloy, and ET3 alloy corresponds to NCF 3015 alloy (according to US patent 5660938). Table 1 also quantifies the ratios (Nb + 2Ti), (Nb / C), and (Ti / Al).
[0039] Из таблицы 1 можно заметить существенное уменьшение содержание никеля в составах описываемых здесь сплавов относительно сплава ЕТ2, что приводит к значительно более низкой стоимости. Сплавы ЕТ2 и ЕТ3 не обладают также значительными содержаниями углерода, не вызывая образования карбидов или высокой износостойкости, демонстрируемых другими сплавами. [0039] From table 1, you can notice a significant decrease in the nickel content in the compositions of the alloys described herein relative to the ET2 alloy, which leads to a significantly lower cost. ET2 and ET3 alloys also do not have significant carbon contents without causing the formation of carbides or the high wear resistance demonstrated by other alloys.
[0040] В таблице 1 также показано добавление в описываемые здесь сплавы различных количеств ниобия, в отличие от сплава уровня техники (ЕТ1), в котором присутствует только титан. Также интересно рассмотрение соотношения (Nb + 2Ti), поскольку оно нормализует различие атомных масс и поэтому относится к атомному содержанию. [0040] Table 1 also shows the addition of various amounts of niobium to the alloys described herein, in contrast to the prior art alloy (ET1) in which only titanium is present. It is also interesting to consider the relation (Nb + 2Ti), since it normalizes the difference in atomic masses and therefore relates to the atomic content.
[0041] Оно приблизительно одинаково у сплавов по настоящему изобретению (PI1-PI6) и сплава ЕТ1. Таким образом, атомы Ti в сплавах по настоящему изобретению постепенно замещаются ниобием до тех пор, пока титан не будет полностью замещен на ниобий в сплаве PI4. Несмотря на сходную химическую природу титан и ниобий оказывают различные влияния на изученные сплавы, так что такая произведенная замена дает большой выигрыш в конечных свойствах, как описано ниже. В этом смысле становится очень интересным количественное выражение и установление различий между изучаемыми сплавами по содержанию ниобия, не связанного в форме карбидов. Это количественное выражение может быть оценено по соотношению (Nb/С). [0041] It is approximately the same for the alloys of the present invention (PI1-PI6) and the ET1 alloy. Thus, Ti atoms in the alloys of the present invention are gradually replaced by niobium until titanium is completely replaced by niobium in the PI4 alloy. Despite the similar chemical nature, titanium and niobium have different effects on the studied alloys, so such a replacement made gives a big gain in the final properties, as described below. In this sense, it becomes very interesting to quantify and establish the differences between the studied alloys in terms of the content of niobium not bound in the form of carbides. This quantitative expression can be estimated by the ratio (Nb / C).
[0042] Различия между содержаниями титана и алюминия в различных сплавах можно оценить по соотношению (Ti/Al), которое очень важно с точки зрения свойств жаростойкости и обрабатываемости давлением в горячем состоянии. Это соотношение (Ti/Al) также приведено в таблице 1. [0042] The differences between the titanium and aluminum contents in different alloys can be estimated by the ratio (Ti / Al), which is very important from the point of view of the properties of heat resistance and hot workability. This ratio (Ti / Al) is also shown in table 1.
[0043] Следуя одинаковой методике, в вакуумной индукционной печи отлили слитки таких десяти сплавов (ЕТ1, ЕТ2, ЕТ3, PI1, PI2, PI3, PI4, PI5, PI6 и PI7). Литье осуществляли в чугунные литейные формы, получая слиток весом примерно 55 кг. После затвердевания слитки подвергали ковке и прокатке на круглые заготовки диаметром 18 мм. Эти прутки после обработки на твердый раствор исследовали в оптическом микроскопе, и результаты показаны на фигуре 1. Эти изображения отражают увеличение размера карбидов вследствие замены титана на ниобий. Этот факт подтверждается количественными анализами изображений, представленными на фигуре 2. [0043] Following the same procedure, ingots of such ten alloys (ET1, ET2, ET3, PI1, PI2, PI3, PI4, PI5, PI6 and PI7) were cast in a vacuum induction furnace. The casting was carried out in cast iron molds, obtaining an ingot weighing approximately 55 kg. After hardening, the ingots were forged and rolled into round billets with a diameter of 18 mm. These rods after processing on a solid solution were examined under an optical microscope, and the results are shown in Figure 1. These images reflect an increase in carbide size due to the replacement of titanium with niobium. This fact is confirmed by quantitative analysis of the images presented in figure 2.
[0044][0044]
Химические составы трех сплавов уровня техники (ЕТ1, ЕТ2 и ЕТ3) и сплавов по настоящему изобретению (PI1-PI7). Содержание выражено в процентах по массе, а остальное составляет железо. Table 1
The chemical compositions of the three prior art alloys (ET1, ET2, and ET3) and the alloys of the present invention (PI1-PI7). The content is expressed as a percentage by weight, and the rest is iron.
[0045] В таблице 2 приведена твердость сплавов ЕТ1, ЕТ2, ЕТ3, PI1, PI2, PI3, PI4, PI5, PI6 и PI7 после растворения при 1050°С и старения при 750°С в течение 1 часа, а также после растворения при 1050°С и старения в течение 4 часов. Эти данные демонстрируют эквивалентные величины для твердости состаренных сплавов, за исключением сплава ЕТ3, обладающего более низкой твердостью. Сплавы с ниобием обладают меньшей твердостью в состоянии раствора, что интересно с точки зрения механической обработки материала резанием в этом состоянии. [0045] Table 2 shows the hardness of the ET1, ET2, ET3, PI1, PI2, PI3, PI4, PI5, PI6 and PI7 alloys after dissolution at 1050 ° C and aging at 750 ° C for 1 hour, and also after dissolution at 1050 ° C and aging for 4 hours. These data demonstrate equivalent values for the hardness of aged alloys, with the exception of the ET3 alloy, which has a lower hardness. Alloys with niobium have a lower hardness in the state of solution, which is interesting from the point of view of machining the material by cutting in this state.
[0046][0046]
Реакция на термообработку сплавов уровня техники (ЕТ1, ЕТ2 и ЕТ3) и сплавов по настоящему изобретению (PI1, PI2, PI3, PI4, PI5, PI6 и PI7). Величины твердости даны в единицах твердости по Бриннелю (НВ) после растворения при 1050°С и старения при 750°С в течение 1 часа и 4 часов. table 2
The reaction to heat treatment of prior art alloys (ET1, ET2 and ET3) and the alloys of the present invention (PI1, PI2, PI3, PI4, PI5, PI6 and PI7). Hardness values are given in units of Brinnel hardness (HB) after dissolution at 1050 ° C and aging at 750 ° C for 1 hour and 4 hours.
[0047] Другим важным параметром этих сплавов являются механические свойства при высокой температуре; эти результаты представлены на фигурах 3 и 4. Сплавы по настоящему изобретению значительно более стойки в отношении ползучести, чем сплав ЕТ1. Сплавы PI2, PI3, PI5 и PI6 являются либо эквивалентными, либо лучшими, чем сплав ЕТ2 (NCF 751), несмотря на существенно меньшее содержание никеля, чем в этом сплаве. Что касается прочности при высокой температуре, измеренной как напряжение пластического течения или предел текучести (фигура 4), наблюдается одинаковое поведение. Сплавы PI2, PI3, PI5 и особенно PI6 являются более прочными, чем сплавы ЕТ1 и ЕТ2. Из-за более высокой концентрации крупнозернистых фаз сплав PI4 характеризуется сниженной жаропрочностью в единицах сопротивления ползучести. [0047] Another important parameter of these alloys are mechanical properties at high temperature; these results are shown in figures 3 and 4. The alloys of the present invention are much more resistant to creep than the ET1 alloy. Alloys PI2, PI3, PI5 and PI6 are either equivalent or better than ET2 (NCF 751), despite the significantly lower nickel content than in this alloy. As for the strength at high temperature, measured as the stress of plastic flow or yield strength (figure 4), the same behavior is observed. Alloys PI2, PI3, PI5 and especially PI6 are more durable than ET1 and ET2 alloys. Due to the higher concentration of coarse-grained phases, PI4 alloy is characterized by reduced heat resistance in units of creep resistance.
[0048] Что касается жаростойкости, то сплавы по настоящему изобретению также превосходят сплавы ЕТ1 и ЕТ2, как показано в таблице 3; мы видим, что чем ниже содержание титана, тем выше стойкость сплава к окислению. Наилучшая стойкость наблюдается для беститанового сплава PI4. Это происходит из-за того, что титан дестабилизирует оксидный слой, образующийся на поверхности сплавов в системе никель-железо и, таким образом, она снижает жаростойкость. Другой интересный эффект, который можно видеть, заключается в том, что среди сплавов с наименьшим содержанием титана (PI2, PI3, PI4, PI5, PI6 и PI7) сплавы с наивысшим содержанием алюминия (PI5, PI6 и PI7) обладают более высокой жаростойкостью при условиях испытания. Это испытание проводили так, что все образцы всех участвовавших сплавов имели одинаковые размеры, следовательно, их поверхность контакта тоже была одинакова. Обработанные на твердый раствор и состаренные цилиндрические образцы (диаметр = 12 мм, а высота = 14 мм) надлежащим образом взвесили и выдержали при 800°С в течение 100 часов. После извлечения из печи образец охлаждали на воздухе и снова взвешивали, а затем рассчитывали изменение массы. Этот процесс повторяли до завершения времени всего испытания. В качестве держателей образцов в ходе испытаний использовали керамические тигли из корунда. Развитие процесса окисления при 800°С оценивали в течение 400 часов, когда стало возможно заметить стабилизацию процесса коррозии. [0048] With regard to heat resistance, the alloys of the present invention also surpass the alloys ET1 and ET2, as shown in table 3; we see that the lower the titanium content, the higher the oxidation resistance of the alloy. The best resistance is observed for PI4 best titanium alloy. This is due to the fact that titanium destabilizes the oxide layer formed on the surface of the alloys in the nickel-iron system and, thus, it reduces heat resistance. Another interesting effect that can be seen is that among the alloys with the lowest titanium content (PI2, PI3, PI4, PI5, PI6 and PI7), the alloys with the highest aluminum content (PI5, PI6 and PI7) have higher heat resistance under conditions tests. This test was carried out so that all samples of all participating alloys had the same dimensions, therefore, their contact surface was also the same. The solid solution processed and aged cylindrical samples (diameter = 12 mm and height = 14 mm) were properly weighed and kept at 800 ° C for 100 hours. After extraction from the furnace, the sample was cooled in air and weighed again, and then the mass change was calculated. This process was repeated until the end of the entire test. During the tests, ceramic corundum crucibles were used as sample holders. The development of the oxidation process at 800 ° C was evaluated for 400 hours, when it became possible to notice the stabilization of the corrosion process.
[0049][0049]
Изменение массы (мг/см2) спустя 100, 200 и 400 часов при 800°С в атмосфере (на воздухе). Чем меньше потеря массы, тем выше жаростойкость материала к окислению. Table 3
The change in mass (mg / cm 2 ) after 100, 200 and 400 hours at 800 ° C in the atmosphere (in air). The smaller the mass loss, the higher the heat resistance of the material to oxidation.
[0050] Стойкость к абразивному износу, сравнение которой выполнено на фигурах 5 и 6, а количественное выражение которой приведено в таблице 4, следует той же тенденции, что и жаростойкость, но по другим причинам. Сплавы ЕТ1 и PI1-PI9 обладают существенно более высокой износостойкостью, чем сплав ЕТ2, из-за наличия в их микроструктурах твердых частиц (как показано на фигуре 1). Однако, также можно видеть, что чем выше содержание ниобия, тем ниже скорость износа и, следовательно, тем выше стойкость к абразивному износу. Это происходит из-за большего размера частиц карбидов, присутствующих в микроструктуре сплавов с наивысшим содержанием ниобия, как показано на фигуре 1 и количественно выражено на фигуре 2. [0050] Abrasion resistance, a comparison of which is performed in figures 5 and 6, and a quantitative expression of which is shown in table 4, follows the same trend as heat resistance, but for other reasons. ET1 and PI1-PI9 alloys have significantly higher wear resistance than ET2 alloy due to the presence of solid particles in their microstructures (as shown in figure 1). However, it can also be seen that the higher the niobium content, the lower the wear rate and, therefore, the higher the abrasion resistance. This is due to the larger particle size of carbides present in the microstructure of the alloys with the highest niobium content, as shown in Figure 1 and quantified in Figure 2.
[0051][0051]
Скорость износа в изученных сплавах, рассчитанная путем деления наклона кривых на фигуре 5 на площадь образца (скорость износа = (1/площадь)×∂ΔV/∂ΔL). Чем ниже скорость износа, тем выше стойкость материала к износу, так как убыль материала на износ меньше. Таким образом, материал с наибольшей величиной, обратной скорости износа, более стоек к износу, т.е. 1/скорость износа = износостойкость. Table 4
The wear rate in the studied alloys, calculated by dividing the slope of the curves in figure 5 by the area of the sample (wear rate = (1 / area) × ∂ΔV / ∂ΔL). The lower the wear rate, the higher the wear resistance of the material, since the decrease in material wear is less. Thus, the material with the highest value, the inverse rate of wear, is more resistant to wear, i.e. 1 / wear rate = wear resistance.
[0052] Промышленное применение этих сплавов включает стадию термообработки старением после окончательного формования изделия. В сплавах по настоящему изобретению проще получить необходимую для применения по назначению минимальную твердость (примерно 330 НВ по шкале твердости Бриннеля), то есть достижение твердости более 330 НВ наблюдается спустя всего лишь 20 минут обработки при 750°С. Твердость у сплавов по настоящему изобретению (PI5, PI6) всегда выше, чем у сплавов уровня техники, при том же времени обработки, как видно на фигуре 7. Сплавы PI5 и PI6 также характеризуются лучшей реакцией на термообработку старением при 690°С, чем сплав уровня техники ЕТ3, достигая через один час обработки более высокой твердости, чем необходимая для применения минимальная величина. Это можно видеть на фигуре 8. Снижение температуры и времени обработки старением имеет крайне важное значение с точки зрения снижения себестоимости и повышения производительности при обработке материала. [0052] Industrial applications of these alloys include the step of heat treatment by aging after the final molding of the product. In the alloys of the present invention, it is easier to obtain the minimum hardness necessary for the intended purpose (approximately 330 HB on the Brinnell hardness scale), that is, reaching a hardness of more than 330 HB is observed after only 20 minutes of treatment at 750 ° C. The hardness of the alloys of the present invention (PI5, PI6) is always higher than that of the alloys of the prior art, with the same processing time, as can be seen in figure 7. Alloys PI5 and PI6 also have a better reaction to heat treatment by aging at 690 ° C than the alloy prior art ET3, reaching after one hour of processing a higher hardness than the minimum value required for use. This can be seen in Figure 8. A reduction in temperature and aging treatment time is extremely important in terms of cost reduction and productivity increase in material processing.
[0053] Свойства жаропрочности и жаростойкости могут быть исследованы в зависимости от соотношений (Nb/C) и (Ti/Al) соответственно. На фигурах 9 и 10 представлен такой анализ в отношении сплавов по настоящему изобретению (PI1-PI7) и уровню техники (ЕТ1 и ЕТ2). На фигуре 9 можно ясно видеть, что сплавы по настоящему изобретению находятся в оптимальном диапазоне соотношения Nb/C с точки зрения оптимизации свойства жаропрочности, представленной временем до разрушения при ползучести при 800°С под напряжением 100 МПа. На фигуре 10 показано, что сплавы по настоящему изобретению находятся в оптимальном диапазоне соотношения Ti/Al для оптимизации жаростойкости, представленной величиной, обратной приросту массы (в мг/см2) спустя 400 часов при 800°С в атмосфере (на воздухе). [0053] The properties of heat resistance and heat resistance can be investigated depending on the ratios (Nb / C) and (Ti / Al), respectively. Figures 9 and 10 show such an analysis with respect to the alloys of the present invention (PI1-PI7) and the prior art (ET1 and ET2). In FIG. 9, it can be clearly seen that the alloys of the present invention are in the optimal range of the Nb / C ratio in terms of optimizing the heat resistance property represented by the time to failure during creep at 800 ° C. under a stress of 100 MPa. Figure 10 shows that the alloys of the present invention are in the optimal range of the Ti / Al ratio to optimize the heat resistance, represented by the reciprocal of the mass gain (in mg / cm 2 ) after 400 hours at 800 ° C in the atmosphere (in air).
[0054] Следовательно, сравнение сплавов уровня техники и сплавов по настоящему изобретению показало, что введение больших содержаний ниобия и алюминия, наряду с содержаниями титана, вызывает улучшение свойств жаропрочности, сопротивления ползучести, жаростойкости и износостойкости. Эти эффекты обобщены в таблице 5. Сплавы PI2, PI3, PI5, PI6 и PI7 всегда превосходят сплавы уровня техники по всем исследованным свойствам. Однако сплав PI4 показывает лучшие результаты в ситуациях, когда должны превалировать износостойкость и жаростойкость. [0054] Therefore, a comparison of the prior art alloys and the alloys of the present invention showed that the introduction of high contents of niobium and aluminum, along with the contents of titanium, improves the properties of heat resistance, creep resistance, heat resistance and wear resistance. These effects are summarized in table 5. The alloys PI2, PI3, PI5, PI6 and PI7 always surpass the alloys of the prior art in all the investigated properties. However, PI4 shows the best results in situations where wear resistance and heat resistance must prevail.
[0055] Подводя итог, мы можем констатировать, что обсужденные здесь результаты показали, что сплавы по настоящему изобретению, помимо экономического преимущества работы с меньшим содержанием никеля, также обладают лучшими свойствами. По сравнению со сплавами уровня техники сплавы по настоящему изобретению обладают более высокими уровнями свойств при высокой температуре и износостойкостью. Таким образом, они представляют собой усовершенствованные материалы для промышленного применения в клапанах двигателей внутреннего сгорания или же других конструктивных элементах, эксплуатируемых при высоких температурах и в агрессивных средах. [0055] To summarize, we can conclude that the results discussed here showed that the alloys of the present invention, in addition to the economic advantage of working with a lower nickel content, also have better properties. Compared to prior art alloys, the alloys of the present invention have higher levels of properties at high temperature and wear resistance. Thus, they are advanced materials for industrial use in valves of internal combustion engines or other structural elements operated at high temperatures and in aggressive environments.
[0056] [0056]
Сравнение свойств всех изученных сплавов в абсолютных и относительных величинах (относительно сплава ЕТ1 = 100%). Table 5
Comparison of the properties of all studied alloys in absolute and relative values (relative to ET1 alloy = 100%).
[0057] Хотя настоящее изобретение было описано со ссылкой на предпочтительные варианты его реализации, рядовым специалистам в данной области техники будут очевидны возможные изменения и модификации. Изобретение охватывает такие изменения и модификации. [0057] Although the present invention has been described with reference to preferred embodiments thereof, possible changes and modifications will be apparent to those skilled in the art. The invention covers such changes and modifications.
Claims (10)
от 0,15 до 0,50% С,
от 0,01 до 1,5% Мn,
от 0,01 до 1,0% Si,
от 12,0 до 21,0% Сr,
от 25,0 до 39,0% Ni,
от 0,01 до 2,5% Mo,
от 0,01 до 0,50% W,
от 0,01 до 0,50% V,
от 0,01 до 0,5% Сu,
от 1,0 до 3,0% Аl,
от 1,0 до 4,5% Ti,
от 3,1 до 8,0% Nb,
от 0,001 до 0,02% В,
от 0,001 до 0,10% Zr,
от 0,01 до 2,0% Со,
остальное включает Fe и примеси,
где сумма (Ni+Со) составляет между 25,0% до 39,0% по массе отношение массовых процентных содержаний Nb:C составляет в интервале от 14:1 до 54:1, а соотношение массовых процентных содержаний (Ti/Al) составляет между 0,5 и 2,0.1. Wear-resistant alloy Ni-Fe-Cr, which is a chemical composition of elements containing C, Mn, Si, Cr, Ni, Mo, W, V, Cu, Al, Ti, Nb, B, Zr, Co, Fe and impurities having a chemical composition of elements containing, wt.%:
from 0.15 to 0.50% C,
from 0.01 to 1.5% Mn,
from 0.01 to 1.0% Si,
from 12.0 to 21.0% Cr,
25.0 to 39.0% Ni,
from 0.01 to 2.5% Mo,
from 0.01 to 0.50% W,
from 0.01 to 0.50% V,
from 0.01 to 0.5% Cu,
from 1.0 to 3.0% Al,
from 1.0 to 4.5% Ti,
from 3.1 to 8.0% Nb,
from 0.001 to 0.02% B,
from 0.001 to 0.10% Zr,
from 0.01 to 2.0% Co,
the rest includes Fe and impurities,
where the sum (Ni + Co) is between 25.0% to 39.0% by weight, the ratio of mass percentages of Nb: C is in the range from 14: 1 to 54: 1, and the ratio of mass percentages (Ti / Al) is between 0.5 and 2.0.
от 0,2 до 0,30% С,
от 0,05 до 1,0% Мn,
от 0,05 до 1,0% Si,
от 14,0 до 19,0% Сr,
от 25,0 до 38,0% Ni,
от 0,01 до 0,50% Мо,
от 0,01 до 0,50% W,
от 0,01 до 0,50% V,
от 0, 01 до 0,10% Сu,
от 1,85 до 3,0% Аl,
от 1,85 до 2,15% Ti,
от 4,0 до 5,0% Nb,
от 0,001 до 0,02% В,
от 0,001 до 0,1% Zr,
от 0,01 до 2,0% Co,
остальное включает Fe и примеси,
где сумма (Ni+Со) составляет между 25,0% до 38,0% по массе, отношение массовых процентных содержаний Nb:C составляет в интервале от 14:1 до 30:1, а соотношение массовых процентных содержаний (Ti/Al) составляет между 0,9 и 1,5.2. The alloy according to claim 1, in which the chemical composition of the elements contains, wt.%:
from 0.2 to 0.30% C,
from 0.05 to 1.0% Mn,
from 0.05 to 1.0% Si,
from 14.0 to 19.0% Cr,
25.0 to 38.0% Ni,
from 0.01 to 0.50% Mo,
from 0.01 to 0.50% W,
from 0.01 to 0.50% V,
from 0.01 to 0.10% Cu,
from 1.85 to 3.0% Al,
from 1.85 to 2.15% Ti,
from 4.0 to 5.0% Nb,
from 0.001 to 0.02% B,
from 0.001 to 0.1% Zr,
from 0.01 to 2.0% Co,
the rest includes Fe and impurities,
where the sum (Ni + Co) is between 25.0% to 38.0% by weight, the ratio of mass percentages of Nb: C is in the range from 14: 1 to 30: 1, and the ratio of mass percentages (Ti / Al) is between 0.9 and 1.5.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2009135813/02A RU2479658C2 (en) | 2009-09-25 | 2009-09-25 | Wear-resistant alloy for high-temperature applications |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2009135813/02A RU2479658C2 (en) | 2009-09-25 | 2009-09-25 | Wear-resistant alloy for high-temperature applications |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2009135813A RU2009135813A (en) | 2011-03-27 |
| RU2479658C2 true RU2479658C2 (en) | 2013-04-20 |
Family
ID=44052666
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2009135813/02A RU2479658C2 (en) | 2009-09-25 | 2009-09-25 | Wear-resistant alloy for high-temperature applications |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2479658C2 (en) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US9540714B2 (en) | 2013-03-15 | 2017-01-10 | Ut-Battelle, Llc | High strength alloys for high temperature service in liquid-salt cooled energy systems |
| US9605565B2 (en) | 2014-06-18 | 2017-03-28 | Ut-Battelle, Llc | Low-cost Fe—Ni—Cr alloys for high temperature valve applications |
| US9683279B2 (en) | 2014-05-15 | 2017-06-20 | Ut-Battelle, Llc | Intermediate strength alloys for high temperature service in liquid-salt cooled energy systems |
| US9683280B2 (en) | 2014-01-10 | 2017-06-20 | Ut-Battelle, Llc | Intermediate strength alloys for high temperature service in liquid-salt cooled energy systems |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5283032A (en) * | 1990-08-21 | 1994-02-01 | Crs Holdings, Inc. | Controlled thermal expansion alloy and article made therefrom |
| RU2088684C1 (en) * | 1990-11-19 | 1997-08-27 | Инко Эллойз Интернэшнл Инк. | Oxidation-resistant alloy (variants) |
| JP2007113057A (en) * | 2005-10-19 | 2007-05-10 | Daido Steel Co Ltd | Heat-resistant alloy having superior strength properties at high temperature for exhaust valve |
-
2009
- 2009-09-25 RU RU2009135813/02A patent/RU2479658C2/en not_active IP Right Cessation
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5283032A (en) * | 1990-08-21 | 1994-02-01 | Crs Holdings, Inc. | Controlled thermal expansion alloy and article made therefrom |
| RU2088684C1 (en) * | 1990-11-19 | 1997-08-27 | Инко Эллойз Интернэшнл Инк. | Oxidation-resistant alloy (variants) |
| JP2007113057A (en) * | 2005-10-19 | 2007-05-10 | Daido Steel Co Ltd | Heat-resistant alloy having superior strength properties at high temperature for exhaust valve |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US9540714B2 (en) | 2013-03-15 | 2017-01-10 | Ut-Battelle, Llc | High strength alloys for high temperature service in liquid-salt cooled energy systems |
| US9683280B2 (en) | 2014-01-10 | 2017-06-20 | Ut-Battelle, Llc | Intermediate strength alloys for high temperature service in liquid-salt cooled energy systems |
| US9683279B2 (en) | 2014-05-15 | 2017-06-20 | Ut-Battelle, Llc | Intermediate strength alloys for high temperature service in liquid-salt cooled energy systems |
| US9605565B2 (en) | 2014-06-18 | 2017-03-28 | Ut-Battelle, Llc | Low-cost Fe—Ni—Cr alloys for high temperature valve applications |
| US9752468B2 (en) | 2014-06-18 | 2017-09-05 | Ut-Battelle, Llc | Low-cost, high-strength Fe—Ni—Cr alloys for high temperature exhaust valve applications |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| RU2009135813A (en) | 2011-03-27 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CA2688647C (en) | Wear resistant alloy for high temperature applications | |
| US20090081074A1 (en) | Wear resistant alloy for high temprature applications | |
| EP3414353B1 (en) | Hypereutectic white iron alloys comprising chromium, boron and nitrogen and articles made therefrom | |
| US20090081073A1 (en) | Alloys with high corrosion resistance for engine valve applications | |
| US8734716B2 (en) | Heat-resistant superalloy | |
| JP5484899B2 (en) | Ferrous sintered alloy for valve seat and valve seat for internal combustion engine | |
| EP2430204B1 (en) | Nickel based alloy useful for valve seat inserts | |
| JP2014088610A (en) | Exhaust valve spindle for exhaust valve in internal combustion engine | |
| EP2041326A2 (en) | Nickel-rich wear resistant alloy and method of making and use thereof | |
| WO2004067793A2 (en) | Corrosion and wear resistant alloy | |
| JP2015524881A (en) | Ultra high strength and high toughness wear resistant steel sheet | |
| US20100310412A1 (en) | Austenitic heat-resistant nickel-base alloy | |
| WO2007032293A1 (en) | Cobalt-base alloy with high heat resistance and high strength and process for producing the same | |
| EP3287540B1 (en) | Cr-mn-n austenitic heat-resistant steel and a method for manufacturing the same | |
| EP1696108A1 (en) | Heat resistant alloy for exhaust valves durable at 900°C and exhaust valves made for the alloy | |
| WO2009128900A2 (en) | Cobalt-rich wear resistant alloy and method of making and use thereof | |
| CA2688507C (en) | Alloys with high corrosion resistance for engine valve applications | |
| RU2479658C2 (en) | Wear-resistant alloy for high-temperature applications | |
| RU2436858C2 (en) | Secondary titanium alloy and procedure for its production | |
| RU108037U1 (en) | PRODUCT FROM CORROSION-RESISTANT ALLOY BASED ON Fe-Cr-Ni | |
| JP2011195880A (en) | Austenitic stainless steel | |
| Tang et al. | Microstructure and Mechanical Performance of Brand‐New Al0. 3CrFe1. 5MnNi0. 5 High‐Entropy Alloys | |
| CN102676882A (en) | Alloy material with wear-resistance, heat-resistance, corrosion-resistance, high hardness | |
| JP6485692B2 (en) | Heat resistant alloy with excellent high temperature strength, method for producing the same and heat resistant alloy spring | |
| WO2019045001A1 (en) | Alloy plate and gasket |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| MM4A | The patent is invalid due to non-payment of fees |
Effective date: 20140926 |