NO314667B1 - Sylinderelement og nikkelbaserte belegningslegeringer - Google Patents
Sylinderelement og nikkelbaserte belegningslegeringer Download PDFInfo
- Publication number
- NO314667B1 NO314667B1 NO19972689A NO972689A NO314667B1 NO 314667 B1 NO314667 B1 NO 314667B1 NO 19972689 A NO19972689 A NO 19972689A NO 972689 A NO972689 A NO 972689A NO 314667 B1 NO314667 B1 NO 314667B1
- Authority
- NO
- Norway
- Prior art keywords
- alloy
- maximum
- temperature
- coating
- welding
- Prior art date
Links
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 151
- 239000000956 alloy Substances 0.000 title claims abstract description 151
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 title claims description 45
- 238000000576 coating method Methods 0.000 title claims description 39
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 title claims description 37
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 title claims description 16
- 238000003466 welding Methods 0.000 claims abstract description 42
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 claims abstract description 23
- 230000004913 activation Effects 0.000 claims abstract description 18
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 claims abstract description 18
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims abstract description 15
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 claims abstract description 13
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 claims abstract description 13
- 238000002485 combustion reaction Methods 0.000 claims abstract description 12
- 230000009466 transformation Effects 0.000 claims abstract description 8
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 33
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 claims description 27
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 13
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 12
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 238000000926 separation method Methods 0.000 claims description 9
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 5
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 239000000356 contaminant Substances 0.000 claims 1
- 239000007787 solid Substances 0.000 abstract 1
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 42
- 239000012071 phase Substances 0.000 description 33
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 13
- 239000000463 material Substances 0.000 description 12
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 9
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 8
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 7
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 7
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 7
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 6
- 238000000034 method Methods 0.000 description 6
- 229910000990 Ni alloy Inorganic materials 0.000 description 5
- 238000003754 machining Methods 0.000 description 5
- 238000010587 phase diagram Methods 0.000 description 5
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 4
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 4
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 4
- 238000005755 formation reaction Methods 0.000 description 4
- 229910001005 Ni3Al Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000008859 change Effects 0.000 description 3
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 3
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 3
- 238000004227 thermal cracking Methods 0.000 description 3
- 229910020598 Co Fe Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910000531 Co alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910002519 Co-Fe Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 2
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 description 2
- 238000007865 diluting Methods 0.000 description 2
- 239000000295 fuel oil Substances 0.000 description 2
- 229910001026 inconel Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910001119 inconels 625 Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000000155 melt Substances 0.000 description 2
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 2
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 2
- 230000008569 process Effects 0.000 description 2
- 239000011253 protective coating Substances 0.000 description 2
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910018487 Ni—Cr Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001347 Stellite Inorganic materials 0.000 description 1
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000005299 abrasion Methods 0.000 description 1
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 1
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 description 1
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 1
- 230000009286 beneficial effect Effects 0.000 description 1
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 1
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 1
- 230000001413 cellular effect Effects 0.000 description 1
- AHICWQREWHDHHF-UHFFFAOYSA-N chromium;cobalt;iron;manganese;methane;molybdenum;nickel;silicon;tungsten Chemical compound C.[Si].[Cr].[Mn].[Fe].[Co].[Ni].[Mo].[W] AHICWQREWHDHHF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000005253 cladding Methods 0.000 description 1
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 1
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 1
- 210000001787 dendrite Anatomy 0.000 description 1
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 1
- 238000001035 drying Methods 0.000 description 1
- 239000003344 environmental pollutant Substances 0.000 description 1
- 230000005496 eutectics Effects 0.000 description 1
- 239000000446 fuel Substances 0.000 description 1
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001068 laves phase Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 1
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 1
- 229910001235 nimonic Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 1
- 230000000149 penetrating effect Effects 0.000 description 1
- 238000007747 plating Methods 0.000 description 1
- 231100000719 pollutant Toxicity 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 239000000047 product Substances 0.000 description 1
- 238000007712 rapid solidification Methods 0.000 description 1
- 230000008439 repair process Effects 0.000 description 1
- 238000004904 shortening Methods 0.000 description 1
- 239000010703 silicon Substances 0.000 description 1
- 239000007790 solid phase Substances 0.000 description 1
- 239000010959 steel Substances 0.000 description 1
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 description 1
- 238000000844 transformation Methods 0.000 description 1
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 1
- GPPXJZIENCGNKB-UHFFFAOYSA-N vanadium Chemical compound [V]#[V] GPPXJZIENCGNKB-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000000007 visual effect Effects 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/02—Hardening by precipitation
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
- B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
- B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
- B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
- B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
- B23K35/3033—Ni as the principal constituent
- B23K35/304—Ni as the principal constituent with Cr as the next major constituent
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2251/00—Treating composite or clad material
- C21D2251/04—Welded or brazed overlays
-
- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F05—INDEXING SCHEMES RELATING TO ENGINES OR PUMPS IN VARIOUS SUBCLASSES OF CLASSES F01-F04
- F05C—INDEXING SCHEME RELATING TO MATERIALS, MATERIAL PROPERTIES OR MATERIAL CHARACTERISTICS FOR MACHINES, ENGINES OR PUMPS OTHER THAN NON-POSITIVE-DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES
- F05C2201/00—Metals
- F05C2201/02—Light metals
- F05C2201/021—Aluminium
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Chemically Coating (AREA)
- Pens And Brushes (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
- Materials For Medical Uses (AREA)
- Laminated Bodies (AREA)
- Forging (AREA)
- Diaphragms For Electromechanical Transducers (AREA)
- Pistons, Piston Rings, And Cylinders (AREA)
- Laser Beam Processing (AREA)
- Arc Welding In General (AREA)
- Coating By Spraying Or Casting (AREA)
Description
Oppfinnelsen vedrører et sylinderelement, så som en ventil, et seteparti, et stempel eller en sylinderforing, i en forbrenningsmotor, spesielt en stor to-takts krysshodemotor, hvilket element er forsynt med en påsveiset høytem-peratur korrosjonsfast belegningslegering hvis hårdhet er økt ved hjelp av en utskillingsherdemekanisme, og vedrører en nikkelbasert legering som f.eks. vil kunne anvendes for sveising på et slikt sylinderelement.
Det er kjent flere forskjellige belegningslegeringer for avgassventiler i forbrenningsmotorer. W092/13179 beskriver f.eks. anvendelsen av den nikkelbaserte legering, "Alloy 50", den koboltbasert legering, "Stellite 6", og en nikkelbasert legering, hvis viktigste legeringskomponenter er 20 - 24% Cr, 0,2 - 0,55% C og 4 - 7% Al.
EP-A-0 521 821 beskriver en ventil fremstilt av "Nimonic" forsynt med et påsveiset sjikt av "Inconel 625" eller, på en måte som ikke er nærmere forklart, forsynt med et sjikt av "Inconel 671" som, bortsett fra uunngåelige forurensninger, består av 0,04 - 0,05% C, 47 - 49% Cr, 0,3 - 0,4% Ti og resten Ni. Det er nevnt at legeringen "Inconel 671" ikke tilveiebringer så god korrosjonsmotstand som "Inconel 625", som bl.a. inneholder 20 - 22% Cr, 8,0 - 9,5" Mo, 3,15 - 4,15% Nb+Ta og resten Ni.
DT-OS 24 46 517 beskriver en belegningslegering for atom-reaktorer, for å forsøke å unngå interkrystallinsk korrosjon ved hjelp av en sveiselegering bestående av maksimalt 0,05% C, 1,0 - 5,0% Si, maksimalt 1,0% Mn, 20 - 50% Cr, 0,5 - 3,0% B, maksimalt 3,0% Cu, maksimalt 5,0% Fe og resten Ni, hvor % Cr > 10 x % B + 13. Konkrete eksempler nevner legeringer med et B-innhold fra 1,13 - 2,86%.
SE-B-422 338 beskriver en ventil for en forbrenningsmotor omfattende et basislegeme av en krominneholdende nikkel-legering som er belagt med en krominneholdende kobolt-legering ved en temperatur som overstiger 3000°C, hvoretter elementet underkastes mekanisk maskinering og aldring ved en temperatur høyere enn arbeidstemperaturen, hvis formål er å stabilisere strukturen og dimensjonene av legeringen og motvirke interkrystallinsk korrosjon.
DK-B-165125 beskriver en avgassventil for en forbrenningsmotor med en høytemperatur korrosjonsfast belegningslegering inneholdende 13 - 17% Cr, 2 - 6% Al, 0,1 - 8% Mo, 1,5
- 3,5% B, 0,5 - 3% Ti, 4 - 7% Co og resten Ni.
Flere andre belegningslegeringer for avgassventiler i forbrenningsmotorer er kjent fra artikkelen "Review of operating experience with current valve materials", publi-sert i 1990 i boken "Diesel engine combustion chamber materials for heavy fuel operation" fra The institute of Marine Engineers, London.
Formålet med de kjente belegg på ventiler, er bl.a. å tilveiebringe en overflate med utmerket høytemperatur korrosjonsmotstand på elementet, slik at materialet ikke korroderer ved det meget korroderende miljø i en diesel-motor med tungoljebrensel, og i tilfelle av seteområder, en overflate med så høy hårdhet at dannelsen av hakk motvirkes, og samtidig må materialet som er avsatt ha høy duktilitet som motvirker dannelsen av koldsprekker i materialet.
Ved de kjente ventillegeringer er beleggets hårdhet hovedsakelig blitt tilveiebragt ved utskilling av karbidnett-verk, borider og/eller intermetaller, så som Ni3Al {y')* pt-fase, o-fase eller Laves-fase i legeringens grunnmasse, og ved oppløsningsherdning. De kjente sveisede belegningslegeringer er meget utsatt for koldsprekking av sveisematerialet ved kjølingen av elementet etter svei-Bing, dvs. sprekker som finnes straks etter avsluttet sveising. Koldsprekkene krever enten vraking eller repa-rasjon av elementene med det sveisede belegg. Problemet med koldsprekking er spesielt tydelig ved de kjente bor-inneholdende belegningslegeringer, fordi disse kjente legeringer har meget lav duktilitet. Bor benyttes her for utskilling av borider for å øke legeringens hårdhet og abrasjonsfasthet. ;I tilfelle av støpte elementer er det, for å oppnå god høytemperatur korrosjonsfasthet, spesielt i miljøer inne-holdene svovel og vanadium fra forbrenningsprodukter fra tungolje, kjent å anvende en legering av typen 50% Cr, 50% Ni, eller en legering av typen "IN 657", bestående av 48 - 52% Cr, 1,4 - 1,7% Nb, maksimalt 0,1% C, maksimalt 0,16% Ni, maksimalt 0,2% C+N, maksimalt 0,5% Si, maksimalt 1,0% Fe, maksimalt 0,3% Mg og resten Ni. Etter støpning inneholder legeringen en nikkel-rik y-fase og en krom-rik a-fase, hvor begge faser, avhengig av den nøyaktige analyse av legeringen, vil kunne utgjøre den primære dendritt-struktur. Det er kjent at disse legeringer aldringsherd-ner ved driftstemperaturer som overskrider 700°C, hvilke forårsaker forsprødning som karakteriseres ved en duktilitet på mindre enn 4% ved romtemperatur. På grunn av disse forholdsvis dårlige styrke-egenskaper har legeringene kun vært anvendt for støpte elementer uten spesielle krav når det gjelder styrke. ;EP-A-0529208 beskriver en krom-basert hårdbelegnings-legering for sveising i ventilseteområdet av ventilene i en bilmotor. Legeringen inneholder 30 - 48% Ni, 1,5 - 15% W og/eller 1,0 - 6,5% Mo, og resten består av minst 40% Cr. Sveisingen gjennomføres ved hjelp av lasersveising, og ved kjølingen av den størknede krom-inneholdende cx-fase, utskilles en nikkel-inneholdende fase. W og Mo har en oppløsningsforbedrende virkning på legeringen og bidrar betydelig til dens styrke. C kan tilsettes i mengder på 0,3 - 2,0% for å øke hårdheten ved dannelse av karbider, og B kan tilsettes i mengder på 0,1 - 1,5% for å øke hårdheten ved dannelse av krom-borider. Nb kan tilsettes i mengder på 1,0 - 4,0% for å danne hårdhetsøkende intermetalliske blandinger så vel som karbider og borider. Legeringens hårdhet skapes således umiddelbart etter sveising ved utskilling av karbid-nettverk, borider og/eller intermetaller i legeringens krom-inneholdende grunnmasse og ved oppløsningsherdning som ved de ovennevnte legeringer. Følgelig må det utøves stor forsiktighet og anvendes spesielle sveisemetoder, så som lasersveising, for å unngå sprekking i umiddelbar forbindelse med sveise-prosessen. Sveising på store elementer, så som sylinderelementer for store marine motorer, hvor en ventil f.eks. vil kunne ha en en tallerken-diameter på 300 - 500 mm, er knapt kommersielt gjennomførbar med disse kjente legeringer. ;Formålet med oppfinnelsen er å tilveiebringe et sylinderelement og en belegningslegering som har høy motstand mot varm-korrosjon i det miljø som foreligger i arbeidskamme-ret ved en forbrenningsmotor, samtidig som risikoen for sprekking i forbindelse med sveising er betydelig lavere enn ved kjente legeringer, slik at sveisemetoder med en egnet høy smeltehastighet vil kunne anvendes for på kom-mersiell basis å kunne sveise legeringen på store elementer . ;I betraktning av dette formål, er sylinderelementet ifølge oppfinnelsen karakterisert ved at utskillings-herdemekanismen i den sveisede belegningslegering er basert på en fast-tilstands faseomdannelse, at temperaturen for å aktivere utskillings-herdemekanismen ligger over legeringens arbeidstemperatur, og at utskillings-herdemekanismen virker så langsomt at legeringen hovedsakelig ikke herdner ved sveising på sylinderelementet, men herdner under en etterfølgende varmebehandling ved en temperatur som er høyere enn aktiveringstemperaturen for utskillings-herdemekanismen . ;Ved primært å bevirke legeringens hårdhet ved en fast-tilstands faseomdannelse ved hjelp av varmebehandling av materialet etter størkning av den sveisede belegningslegering, oppnås den ønskede hårdhet med en betydelig lavere utskilling av eutektika og hårde faser under størkningen enn ved de kjente legeringer. Dette styrker de innbyrdes bindinger mellom de primære dendrittiske utfellinger, hvilket motvirker termosprekking. ;Koldsprekking som følger umiddelbart etter sveising unngås elegant fordi den langsomtvirkende herdemekanisme bare øker legeringens hårdhet ved den etterfølgende varmebehandling etter at legeringen er blitt avlastet, som forklart detaljert nedenfor. Inntil elementet er varmebehandlet etter avsluttet mekanisk maskinering, opprettholder den sveisede belegningslegering en høy duktilitet på f.eks. 25%, som forhindrer egenspenningene etter sveising, svarende til legeringens flytespenning mot å skape sprekker. Den her nevnte type belegningslegeringers flytespenning øker hårdheten av legeringen, på samme måte som temperaturen for å oppnå spenningsavlastning også øker. Under oppvarmning til aktiveringstemperaturen for herdemekanismen eksponeres den sveisede, men fortsatt meget duktile legering for et temperaturnivå som frigjør de indre spenninger ved hjelp av spenningsavlastning. Legeringens lave hårdhet før herdning forårsaker at spenningen avlastes raskt og ved lav temperatur. ;For å oppnå en fast-tilstands faseomdannelse, må legeringens sammensetning velges slik at hovedelementene av legeringen nedtegnet i et fasediagram i området rundt den valgte analyse oppviser en skrånende skillelinje for likevektstilstanden mellom to forskjellige faseområder, hvor f.eks. ett faseområde vil kunne omfatte krystallgit-terformen, BCC (Body Centered Cubic) og den andre en blanding av BCC og den såkalte FCC-form (Face Centered Cubic). Som et annet eksempel kan nevnes to FCC-former med innbyrdes avvikende sidelengder. Ved den raske størk-ning av sveisesjiktet og den etterfølgende kjøling, har legeringen ikke tid til selvjustering til likevektstilstanden, dvs. bedømt i forhold til likevektstilstanden, vil legeringen ha en for stor andel av én fase. Ved den etterfølgende oppvarmning til over herdetemperaturen vil den underrepresenterte fase være punktutskilt i den over-representerte fase, hvilket skaper indre spenninger med krystalldeformasjoner som forhindrer dislokasjoner i å bevege seg gjennom krystallkornene, hvorved legeringen oppnår stor hårdhet. Forandringen fra én til en annen fase finner sted ved diffusjon av legeringskomponentene, og det oppstår ytterst små punktutskillelser som er så fint fordelt at den resulterende legering har en meget ensartet mikrohårdhet. Slike fast-tilstands faseomdannel-ser er i seg selv kjent fra andre legeringer, men det viktige trekk ved oppfinnelsen er at for den valgte analyse av belegningslegeringen, tar faseomdannelsen så lang tid at den ikke blir aktiv i den tid som forløper til det akkurat sveisede materiale har kjølnet under herdetemperaturen. Da det sveisede materiale opprettholder høy duktilitet inntil herdning, vil sylinderelementet uten proble-mer kunne gjennomgå mekanisk maskinering til den endelige geometri, hvoretter herdning gjennomføres. ;Sylinderelementet er fortrinnsvis forsynt med en belegningslegering som etter sveising primært herdner i en austenittisk fase, hvorav en del omdannes til en ferrittisk fase ved temperaturer over aktiveringstemperaturen for utskillings-herdemekanismen. Denne utskilling av den ferrittiske BCC-form i den austenittiske FCC-form er fordelaktig for å oppnå stor hårdhet og er meget godt egnet i forbindelse med belegningslegeringer som normalt inneholder nikkel og krom, idet det binære Cr-Ni fasediagram har en karakteristisk, svakt S-formet skillelinje mellom den austenittiske nikkelrike fase og det mer krom- ;rike faseområde. ;Aktiveringstemperaturen for utskillings-herdning av legeringen vil hensiktsmessig ligge i intervallet fra 550 - 1100°C, fortrinnsvis fra 700 - 850°C, og samtidig krever aktivering av utskillings-herdemekanismen at denne aktive-rings temperatur overskrides i mer enn 40 s, hensiktsmessig i mer enn 20 min. Med en slik herdemekanisme er sylinderelementets belegningslegering spesielt tilpasset de sveisemetoder som har en smeltehastighet som er hensiktsmessig høy for fremstilling av elementene og for de arbeidstempe-raturer som forekommer i sylinderelementer i en stor to-takts krysshodemotor. Hvis sylinderelementene skal anvendes i mindre motorer, vil andre temperaturnivåer kunne velges. ;Fortrinnsvis, uttrykt i vektprosent, og bortsett fra vanlig forekommende forurensninger, omfatter belegningslegeringen for sylinderelementet fra 40 - 51% Cr, fra 0 - 0,1% C, mindre enn 1,0% Si, fra 0 - 5,0% Mn, mindre enn 1,0% Mo, fra 0.05 til mindre enn 0,5% B, fra 0 - 1,0% Al, fra 0 - 1,5% Ti, fra 0 - 0,2% Zr, fra 0,5 - 3,0% Nb, et samlet innhold av Co og Fe på maksimalt 5,0%, maksimalt 0,2% 0, maksimalt 0,3% N og resten Ni. ;På en vel kjent måte fremmer det høye innhold av Cr korro-sjonsegenskapene av nikkellegeringen i det relevante arbeidsmiljø. Den sveisede legering har bedre korrosjons-egenskaper og større hårdhet ved driftstemperaturer fra 500 - 700°C enn de kjente hårde belegg på sylinderelementer, og bedre mekaniske egenskaper enn de ovennevnte støpte nikkel-legeringer. Utenfor det intervall som er fastlagt for Cr-innholdet vil den faste faseomdannelse ikke kunne oppnås på egnet måte, idet aktiveringstemperaturen blir for lav når den nedre Cr-intervall-grense ikke nås, og hvis den øvre Cr-intervall-grense overskrides, øker legeringens størkningsintervall, og primært ferritt kan bli utskilt i en hård og sprø fase som resulterer i et uønsket fall i duktilitet. Mengdene av andre legeringskomponenter bestemmer den nøyaktige posisjonering av skillelinjen i fasediagrammet mellom de to relevante faser, hvilket betyr at det optimale innhold av Cr kan finjusteres ved hjelp av prøver for å oppnå den ønskede aktiveringstemperatur for herdningen når de andre legeringskomponenter er kjent. ;Innholdet av B har overraskende vist seg å være avgjørende for sveisbarheten av nikkellegeringen med det høye Cr-innhold. Allerede ved en så liten mengde som 0,05%, bevirker B at størkningen av smeiten endres fra cellulær størkning til dendrittisk størkning, hvor de dendrittiske grener låses sammen og frembringer en geometrisk låsning av strukturkomponentene for å unngå mer utstrakte og jevne filmsjikt i smeiten, som er de siste som størkner. Således bidrar innholdet av B betydelig til legeringens høye motstand mot varmsprekking ved sveising. ;Et Mo-innhold på mindre enn 1,0% vil kunne bidra til å styrke den austenittiske fase ved hjelp av en oppløsnings-forbedrende virkning som gir legeringen større strekkstyr-ke. Si, Mn og Al har en deoksyderende virkning ved sveising, og for å unngå sveisedefekter er de derfor ønskelige som komponenter i tilsatsmaterialet som anvendes ved sveising. Skjønt noe av det deoksyderende middel brennes bort under sveising, vil en del av det forbli i den endelige legering. Det er ønskelig å begrense Si til mindre enn 1%, da Si reduserer den ønskede virkning av B og nødvendiggjør en større tilsetning av dette. Mn er ikke et riktig så effektivt deoksyderende middel, og det er ønskelig å begrense mengden til maksimalt 5% for ikke å fortynne de aktive komponenter i den endelige legering. ;Et Al-innhold på mer enn 1% vil kunne bevirke uønsket utskilling av den intermetalliske fase Ni3Al, hvilket øker hårdheten av nikkelmatriksen allerede under sveiseproses- ;sen. ;C er en vanlig forurensning i kommersielle legeringer og det er dyrt å fjerne C fullstendig. C-innholdet bør begrenses til maksimalt 0,1% for å unngå eller redusere karbiddannelser, 0 og N vil vanligvis avsette seg i legeringen fra den omgivende luft, men de bidrar ikke til de ønskede egenskaper. ;Co og Fe er også forurensninger som det er ønskelig å begrense til et aggregatinnhold på maksimalt 5%. ;Oppfinnelsen vedrører også en nikkelbasert belegningslegering som ifølge oppfinnelsen er karakterisert ved at den, uttrykt i vektprosent, og bortsett fra vanlig opptredende forurensninger, inneholder fra 40 - 51% Cr, fra 0 - 0,1% C, mindre enn 1,0% Si, fra 0 - 5,0% Mn, mindre enn 1,0% Mo, fra 0,05% til under 0,5% B, fra 0 - 1,0% Al, fra 0 - 1,5% Ti, fra 0 - 0,2% Zr, fra 0,5 - 3,0% Nb, et samlet innhold av Co og Fe på maksimalt 5,0%, maksimalt 0,2% O, maksimalt 0,3% N og resten Ni. Som beskrevet ovenfor, utmerker denne legering seg ved meget god høytemperatur korrosjonsfasthet og ved å være sveisbar stort sett uten noen risiko for sprekking, og ved å kunne varmebehandles til høy hårdhet ved temperaturer på f.eks. 650 - 800°C ved opprettholdelse av en duktilitet som tillater anvendelse av legeringen på mekanisk belastede elementer som et beskyttende belegg og/eller et hårdt belegg. Innflytelsen av de enkelte komponenter på legeringens egenskaper er nevnt ovenfor. ;For å sikre høy duktilitet av legeringen umiddelbart etter sveising, er fortrinnsvis Al-innholdet maksimalt 0,1%, og Ti-innholdet er fortrinnsvis maksimalt 0,1%. Slike lave innhold av Al og Ti undertrykker utskilling av den hårdhets-økende og således duktilitets-reduserende intermetalliske fase Ni3Al(Ti) under sveising. ;Legeringens Cr-innhold vil hensiktsmessig kunne ligge i intervallet fra 45 - 50%. Et Cr-innhold på minimum 45% medfører den fordel at utskillings-herdemekanismen finner sted på en mer styrt måte og ved en høyere aktiveringstemperatur, hvilket delvis betyr at legeringen ved sveising kjøles raskt til under aktiveringstemperatur, delvis at den etterfølgende maskinering av elementene til den endelige geometri stort sett kan finne sted uten å ta hensyn til oppvarmningen av elementet ved maskineringen. Den øvre grense på 50% gir hensiktsmessig sikkerhet mot dannelse av den hårde og sprø primære ferrittfase. ;Ved en foretrukken utførelse inneholder legeringen fra 0,15 - 0,40% B, fortrinnsvis maksiamlt 0,25% B. Den øvre grense på 0,4% B gir hensiktsmessig sikkerhet for at hårdhetsøkende borider ikke er utskilt i for store mengder når legeringen herdner, og den nedre grense på 0,15% sikrer at borinnholdet ved fortynningen av sveisemetallet med elementets basismateriale, ikke blir så lavt i lokale områder at det lett kan oppstå termosprekker. Borets evne til å tilveiebringe den ønskede dendrittiske struktur i legeringen reduserer ved synkende Cr-innhold i legeringen. Ved et Cr-innhold på mindre enn 45% er innholdet av B derfor fortrinnsvis fra 0,20 - 0,30%. Den foretrukne øvre grense på 0,25% er hensiktsmessig i legeringer med i det minste 45% Cr. ;For å unngå å innlemme større mengder B i legeringen, er innholdet av Si i den sveisede legering fortrinnsvis maksimalt 0,03%, og fordi, som nevnt, innholdet av Mn har en fortynnende virkning, vil Mn-innholdet hensiktsmessig kunne begrenses til maksimalt 0,5%. Av samme grunn fore-trekkes et Mo-innhold på maksimalt 0,5%, og/eller et samlet innhold av Co og Fe på maksimalt 1,0%, og maksimalt 0,02% 0 og maksimalt 0,02% N. ;Den fordelaktige endring av herdemekanismen som finner sted ved globulær utskilling styrkes hvis Nb-innholdet ligger på maksimalt 1,0%, og av økonomiske grunner vil innholdet av det forholdsvis dyre Nb kunne begrenses til 2,0%, idet et høyere Nb-innhold vanligvis ikke vil forbed-re legeringens egenskaper vesentlig. Risikoen for termosprekker ved sveising vil hensiktsmessig kunne begrenses ved å innlemme maksimalt 0,02% Zr i legeringen. ;En spesielt fordelaktig anvendelse av belegningslegeringe-ne ifølge oppfinnelsen er angitt i krav 13. ;Nå vil eksempler på legeringene ifølge oppfinnelsen bli beskrevet detaljert i det følgende under henvisning til de vedføyede tegninger, hvor ;fig. 1 viser et fasediamgram for det binære Cr-Ni-system, ;fig. 2 og 10 er fotografier av en penetrant prøve og en slipt og polert prøve av en referanselegering med 48% Cr og resten Ni, som er forstørret 500 ganger, ;fig. 3 - 6 og 11 - 14 er tilsvarende fotografier som viser innflytelsen av bor på legeringens sveisbarhet, ;fig. 7 - 9 og 15 - 17 er tilsvarende fotografier som viser innflytelsen av silisium på legeringens sveisbarhet, ;fig. 18 og 24 er tilsvarende fotografier av en referanselegering med 43% Cr og resten Ni, ;fig. 19 - 23 og 25 - 29 er tilsvarende fotografier av innflytelsen av bor på legeringens sveisbarhet, og ;fig. 30 - 32 er fotografier av slipte og polerte eksempler på tre legeringer ifølge oppfinnelsen, forstørret 1000 ;ganger. ;Det binære fasediagram på fig. 1 viser den svakt S-formede skillelinje mellom likevekts f asen y og y + <*• Skillelinjen begynner ved en temperatur på ca. 1345°C fra et punkt ved ca. 47% Cr og strekker seg på skrå nedad til et punkt ved ca. 38% Cr, ved en temperatur på 500°C. Når en Ni-Cr-legering i det ovennevnte område sveises, vil herdningen av sveisesjiktet og den etterfølgende kjøling finne sted så hurtig at hovedsakelig austenittisk nikkelfase y dan-nes. Ved den etterfølgende herdning vil den ferrittiske a-fase skilles ut i nikkelfasen som meget jevnt fordelte globulære partikler. For en legering med ytterligere legeringskomponenter avhenger den nøyaktige posisjon av skillelinjen av typen og mengden av alle legeringskomponenter .
Da sveisbarheten av legeringene er et vesentlig kjennetegn ved oppfinnelsen, har det vært utført flere prøver for å se hvorledes sveisbarheten påvirkes av tilsetningen av B og de deoksyderende komponenter, eksemplifisert ved Si. Prøvene ble gjennomført ved plasmaoverført buesveising "Plasma Transferred Are Welding" (PTAW) på ulegerte stålskiver med en diameter på 135 mm og en tykkelse på 30 mm. Sveiseparametrene var en buespenning på 30 V og en strømstyrke på 160 A. Sveisehastigheten var 60 mm/min, og smeltehastigheten var 1,6 kg/t. De sveisede elementer ble belagt med en rødfarvende penetrantvæske som ble tilbake i alle sprekker i det sveisede materiale etter avtørking av elementet, noe som muliggjør en visuell undersøkelse for sprekker. En prøve av hvert element ble tatt og slipt og polert samt fotografert i et mikroskop. Resultatene av prøvene er vist på tegningene.
Nikke11egeringer med et høyt innhold av Cr har så langt vært ansett å være meget vanskelige å sveise på grunn av den høye risiko for termosprekking, hvilket ble bekreftet ved de to referanseprøver. På fig. 2 og 11 ses den vel-kjente sterke sprekking som skyldes termosprekking. Fig. 10 og 24 viser at herdning har funnet sted cellulært med det mørke, utstrakte plane filmsjikt mellom krystallkornene.
Den markerte innflytelse av bor på termosprekking fremgår av fig. 3 - 6 og fig. 19-23. I legeringene med 48% Cr og et innhold av B på hhv. 0,06%, 0,12%, 023% og 0,40%, vil det ses at de lange termosprekker er forsvunnet allerede ved tilsetning av så lite som 0,06% B, og prøven med 0,4% B var fullstendig sprekkfri. Legeringene med 43% Cr og et innhold av B på hhv. 0,15%, 0,2%, 0,3%, 0,4% og 0,5% viser en betydelig forkortelse av termosprekkene ved 0,15% B, men bare ved 0,2% B var termosprekkene fullstendig borte, hvilket betyr at legeringen vil måtte ha et høyt innhold av B når Cr-innholdet er lavere. Fig. 11 - 14 viser at B får legeringen til å størkne i en dendrittisk struktur. Den samme virkning er vist på fig. 25, men er bare oppnådd fullstendig på fig. 26.
Fig. 7 - 9 og 15 - 17 viser legeringer med en tilsetning av Si i mengder på hhv. 0,09%, 0,17% og 0,33%, og med et tilhørende innhold av B på hhv. 0,06%, 0,11% og 0,21%. Det vil ses at Si reduserer evnen av B til å frembringe en dendrittisk størkningsstruktur.
Eksempel 1:
En legering ifølge oppfinnelsen ble fremstilt med følgende analyse: 48,6% Cr, 1,5% Nb, 0,67% Mn, 0,39% Si, 0,1% B, 0,012% C og resten Ni. Legeringen ble sveiset på et element på samme måte som nevnt ovenfor, bare to sveise-strenger ble påført på hverandre. Ingen sprekking kunne observeres etter sveisingen. Etter sveising ble legeringens hårdhet ved 20°C målt til 200 HV20. Elementet ble så varmebehandlet i 72 timer ved en temperatur på 700°C. Etter varmebehandlingen kunne heller ingen sprekking observeres. Ved hjelp av målemetoden HBW 3 000/15/10 ble legeringens hårdhet målt til 511 HV20 og 460 HBW ved 20°C og 415 HBW ved 500°, hvilket viser at legeringen opprettholder en ytterst fordelaktig, høy hårdhet ved en høy temperatur. Prøven ble skåret, slipt og polert på vanlig måte. Fig. 30 viser et fotografi av legeringen, og det vil straks ses at strukturen av den herdnede legering er så jevn at de individuelle strukturkomponenter knapt kan skjelnes på tross av den kraftige forstørrelse.
Eksempel 2:
Tilsvarende prøver som ovenfor ble gjort med en legering med følgende analyse: 46,6% Cr, 0,5% Nb, 0,67% Mn, 0,39% Si, 0,1% B, 0,012% C, 0,24% Co-Fe og resten Ni. Ingen sprekking kunne observeres, hverken før eller etter varmebehandlingen. Før varmebehandlingen ble hårdheten målt til 220 HV20, og etter varmebehandlingen til 551 HV20 og 460 HBW ved 20°C og 415 HBW ved 500°C. Et fotografi av legeringen er vist på fig. 31.
Eksempel 3:
Tilsvarende prøver som ovenfor ble gjort med en legering med følgende analyse: 48,6% Cr, 1,5% Nb, 0,67% Mn, 0,39% Si, 0,1% B, 0,012% C, 0,24% Co-Fe og resten Ni. Ingen sprekking kunne observeres, hverken før eller etter varmebehandlingen. Før varmebehandlingen ble hårdheten målt til 210 HV20 og etter varmebehandlingen til 467 HV20 og 451 HBW ved 20°C og 401 HBW ved 500°C. Et fotografi av legeringen er vist på fig. 32.
Eksemplene ovenfor viser den meget lave hårdhet og følge-lig høye duktilitet av legeringene etter sveising, og den store økning i hårdhet uten sprekking ved herdning. Legeringen kan sveises som et beskyttende belegg på over-flater som kommer i kontakt med miljøet i forbrenningskam-meret av en motor. Videre er høytemperatur-hårdheten så høy at legeringene ifølge oppfinnelsen er vel egnet som sveisede hårdbelegningslegeringer for ventilseteområder.
I beskrivelsen ovenfor er alle komponentene i legeringen ifølge oppfinnelsen angitt i vektprosent.
Claims (13)
1. Sylinderelement, så som en ventil, et seteparti, et stempel eller en sylinderforing, i en forbrenningsmotor, spesielt en stor to-takts krysshodemotor, hvilket element er forsynt med en sveiset høytemperatur korrosjonsfast belegningslegering hvor belegningslegeringens hårdhet er økt ved hjelp av en utskillings-herdemekanisme, karakterisert ved at utskillingsherde-mekanismen i den sveisede belegningslegering er basert på en fast-tilstands faseomdannelse, at temperaturen for aktivering av utskillings-herdemekanismen ligger over legeringens arbeidstemperatur, og at utskillingsherde-mekanismen virker så langsomt at legeringen hovedsakelig ikke herdner ved sveising på sylinderelementet, men bare herdner under etterfølgende varmebehandling ved en temperatur som er høyere enn aktiveringstemperaturen for utskillings-herdemekanismen.
2. Sylinderelement ifølge krav l, karakterisert ved at belegningslegeringen primært størkner i en austenittisk fase (y) etter sveising, hvorav en del omdannes til en ferrittisk fase (a) ved temperaturer over aktiveringstemperaturen for utskillings-herdemekanismen.
3. Sylinderelement ifølge krav 1 eller 2, karakterisert ved at aktiveringstemperaturen for utskillingsherdning av legeringen ligger i intervallet fra 550 - 1100°C, fortrinnsvis fra 700 - 850°C, og at aktivering av utskillings-herdemekanismen krever at denne aktiveringstemperatur overskrides i mer enn 40 s, hensiktsmessig i mer enn 20 min.
4. Sylinderelement ifølge krav 1-3, karakterisert ved at uttrykt i vektprosent, og bortsett fra vanlig forekommende forurensninger, består sylinderelementets belegningslegering av fra 40 - 51% Cr, fra 0 - 0,1% C, mindre enn 1,0% Si, fra 0 - 5,0% Mn, mindre enn 1,0% Mo, fra 0,05 til mindre enn 0,5% B, fra 0 - 1,0% Al, fra 0 - 1,5% Ti, fra 0 - 0,2% Zr, fra 0,5 - 3,0% Nb, et samlet innhold av Co og Fe på maksimalt 5,0%, maksimalt 0,2% 0, maksimalt 0,3% N og resten Ni.
5. Nikkelbasert belegningslegering, karakterisert ved at den uttrykt i vektprosent, og bortsett fra vanlig forekommende forurensninger, består av fra 40 - 51% Cr, fra 0 - 0,1% C, mindre enn 1,0% Si, fra 0 - 5,0% Mn, mindre enn 1,0% Mo, fra 0,05 til mindre enn 0,5% B, fra 0 - 1,0% Al, fra 0 - 1,5% Ti, fra 0 - 0,2% Zr, fra 0,5 - 3,0% Nb, et samlet innhold av Co og Fe på maksimalt 5,0%, maksimalt 0,2% 0, maksimalt 0,3% N og resten Ni.
6. Belegningslegering ifølge krav 5, karakterisert ved at innholdet av Al er maksimalt 0,1%, og at innholdet av Ti er maksimalt 0,1%.
7. Belegningslegering ifølge krav 5 eller 6, karakterisert ved at legeringen inneholder fra 45 - 50% Cr.
8. Belegningslegering ifølge krav 5-7, karakterisert ved at legeringen inneholder fra 0,15 - 0,40% B, fortrinnsvis maksimalt 0,25% B.
9. Belegningslegering ifølge krav 5-8, karakterisert ved at legeringen inneholder maksimalt 0,03% Si og fortrinnsvis maksimalt 0,5% Mn.
10. Belegningslegering ifølge krav 5-9, karakterisert ved at legeringen inneholder maksimalt 0,5% Mo.
11. Belegningslegering ifølge krav 5-10, karakterisert ved at legeringen inneholder fra 1,0 - 2,0% Nb, og fortrinnsvis maksimalt 0,02% Zr.
12. Belegningslegering ifølge krav 5-11, karakterisert ved at legeringens samlede innhold av Co og Fe er maksimalt 1,0%, og at legeringen hensiktsmessig inneholder maksimalt 0,02% O og 0,02% N.
13. Anvendelse av en belegningslegering ifølge krav 5 - 12 for sveising på et sylinderelement, så som en avgassventil, i en stor to-takts forbrenningsmotor, spesielt en fremdriftsmotor i et skip eller en stasjonær kraftproduse-rende motor.
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| DK199401428A DK172987B1 (da) | 1994-12-13 | 1994-12-13 | Cylinderelement, nikkelbaseret pålægningslegering og anvendelse af legeringen |
| PCT/DK1995/000503 WO1996018747A1 (en) | 1994-12-13 | 1995-12-12 | A cylinder member and nickel-based facing alloys |
Publications (3)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| NO972689L NO972689L (no) | 1997-06-11 |
| NO972689D0 NO972689D0 (no) | 1997-06-11 |
| NO314667B1 true NO314667B1 (no) | 2003-04-28 |
Family
ID=8104733
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| NO19972689A NO314667B1 (no) | 1994-12-13 | 1997-06-11 | Sylinderelement og nikkelbaserte belegningslegeringer |
Country Status (14)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5958332A (no) |
| EP (1) | EP0793733B1 (no) |
| JP (1) | JP3370338B2 (no) |
| KR (1) | KR100353193B1 (no) |
| AT (1) | ATE183780T1 (no) |
| AU (1) | AU4253896A (no) |
| DE (1) | DE69511717T2 (no) |
| DK (1) | DK172987B1 (no) |
| ES (1) | ES2136893T3 (no) |
| HR (1) | HRP950590B1 (no) |
| NO (1) | NO314667B1 (no) |
| PL (1) | PL179454B1 (no) |
| TW (1) | TW305011B (no) |
| WO (1) | WO1996018747A1 (no) |
Families Citing this family (23)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DK173136B1 (da) | 1996-05-15 | 2000-02-07 | Man B & W Diesel As | Bevægeligt vægelement i form af en udstødsventilspindel eller et stempel i en forbrændingsmotor. |
| US6017591A (en) * | 1996-11-14 | 2000-01-25 | Ford Global Technologies, Inc. | Method of making adherently sprayed valve seats |
| DE19826138B4 (de) * | 1998-04-17 | 2007-06-28 | NU TECH Gesellschaft für Lasertechnik Materialprüfung und Meßtechnik mbH | Verfahren zur Herstellung eines Werkstücks mit einer verschleißbeständigen Oberfläche |
| DE19959292A1 (de) * | 1999-12-09 | 2001-06-13 | Rolls Royce Deutschland | Verfahren zum Herstellen einer Brennkammer eines Gasturbinen-Triebwerks |
| CA2348145C (en) | 2001-05-22 | 2005-04-12 | Surface Engineered Products Corporation | Protective system for high temperature metal alloys |
| US6475647B1 (en) | 2000-10-18 | 2002-11-05 | Surface Engineered Products Corporation | Protective coating system for high temperature stainless steel |
| US6655369B2 (en) * | 2001-08-01 | 2003-12-02 | Diesel Engine Transformations Llc | Catalytic combustion surfaces and method for creating catalytic combustion surfaces |
| US6508240B1 (en) | 2001-09-18 | 2003-01-21 | Federal-Mogul World Wide, Inc. | Cylinder liner having EGR coating |
| WO2003057933A1 (fr) * | 2002-01-08 | 2003-07-17 | Mitsubishi Materials Corporation | Alliage a base de nickel presentant une excellente resistance a la corrosion dans un milieu aqueux supercritique contenant de l'acide inorganique |
| US6749894B2 (en) * | 2002-06-28 | 2004-06-15 | Surface Engineered Products Corporation | Corrosion-resistant coatings for steel tubes |
| US7458358B2 (en) * | 2006-05-10 | 2008-12-02 | Federal Mogul World Wide, Inc. | Thermal oxidation protective surface for steel pistons |
| US8613886B2 (en) * | 2006-06-29 | 2013-12-24 | L. E. Jones Company | Nickel-rich wear resistant alloy and method of making and use thereof |
| US8568901B2 (en) * | 2006-11-21 | 2013-10-29 | Huntington Alloys Corporation | Filler metal composition and method for overlaying low NOx power boiler tubes |
| US7754143B2 (en) * | 2008-04-15 | 2010-07-13 | L. E. Jones Company | Cobalt-rich wear resistant alloy and method of making and use thereof |
| US20100119872A1 (en) * | 2008-11-13 | 2010-05-13 | Lundeen Calvin D | Iron-based hard facing alloys with rare earth additions |
| JP5500078B2 (ja) * | 2008-12-16 | 2014-05-21 | 旭硝子株式会社 | フロートガラス製造設備用皮膜付き金属部材およびフロートガラス製造方法 |
| KR101129406B1 (ko) * | 2009-01-23 | 2012-03-26 | 맨 디젤 앤드 터보 필리얼 아프 맨 디젤 앤드 터보 에스이 티스크랜드 | 내부 연소 엔진을 위한 배기 밸브 스핀들 또는 피스톤 형태의 가동 벽 부재 및, 가동 벽 부재의 제조 방법 |
| DK177071B1 (en) * | 2009-10-30 | 2011-05-30 | Man Diesel & Turbo Deutschland | Exhaust valve spindle for an internal combustion engine and a method of manufacture thereof |
| CN104105866B (zh) * | 2011-12-08 | 2017-02-15 | 费德罗-莫格尔公司 | 具有改进的燃烧碗边缘区域的整体活塞及其构造方法 |
| DK177487B1 (en) * | 2012-07-06 | 2013-07-15 | Man Diesel & Turbo Deutschland | An exhaust valve spindle for an exhaust valve in an internal combustion engine |
| JP6156316B2 (ja) * | 2014-10-09 | 2017-07-05 | トヨタ自動車株式会社 | 肉盛用合金粉末、これを用いた肉盛合金部材、およびエンジン用バルブ |
| ITUA20161551A1 (it) | 2016-03-10 | 2017-09-10 | Nuovo Pignone Tecnologie Srl | Lega avente elevata resistenza all’ossidazione ed applicazioni di turbine a gas che la impiegano |
| DE102016115026B4 (de) * | 2016-08-12 | 2018-03-08 | Vdm Metals International Gmbh | Verfahren zur Herstellung von walzplattierten Blechen sowie walzplattierte Bleche |
Family Cites Families (19)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE2446517C3 (de) * | 1974-09-28 | 1979-08-30 | Vereinigte Edelstahlwerke Ag (Vew), Wien Niederlassung Vereinigte Edelstahlwerke Ag (Vew) Verkaufsniederlassung Buederich, 4005 Meerbusch | Karbidfreier Schweißzusatzwerkstoff für das Auftragschweißen |
| FR2341039A1 (fr) * | 1976-02-11 | 1977-09-09 | Dervaux Ets | Procede de fabrication d'organes mecaniques tels que des soupapes pour moteurs thermiques |
| DE2940970T1 (de) * | 1978-03-16 | 1980-12-11 | Fukuda Metal Foil Powder | Padding alloys based on nickel |
| DE3018007A1 (de) * | 1980-05-10 | 1981-11-12 | Metallgesellschaft Ag, 6000 Frankfurt | Pulverfoermiger zusatzverbundwerkstoff |
| KR890003345B1 (ko) * | 1984-11-26 | 1989-09-18 | 삼성전자 주식회사 | 전기 저항용 비정질 닉켈 합금 |
| DK165125C (da) * | 1985-01-31 | 1993-02-22 | Hitachi Shipbuilding Eng Co | Varmeresistent legering med hoej haardhed |
| US5556594A (en) * | 1986-05-30 | 1996-09-17 | Crs Holdings, Inc. | Corrosion resistant age hardenable nickel-base alloy |
| US4810467A (en) * | 1987-08-06 | 1989-03-07 | General Electric Company | Nickel-base alloy |
| JPS6452050A (en) * | 1987-08-19 | 1989-02-28 | Kobe Steel Ltd | Alloy powder for thermal spraying |
| US4844864A (en) * | 1988-04-27 | 1989-07-04 | Carpenter Technology Corporation | Precipitation hardenable, nickel-base alloy |
| JP2778705B2 (ja) * | 1988-09-30 | 1998-07-23 | 日立金属株式会社 | Ｎｉ基超耐熱合金およびその製造方法 |
| DE3907564A1 (de) * | 1989-03-09 | 1990-09-13 | Vdm Nickel Tech | Nickel-chrom-eisen-legierung |
| JPH03287736A (ja) * | 1990-04-04 | 1991-12-18 | Okano Valve Seizo Kk | 耐熱耐食性Ｃｒ―Ｎｉ基合金 |
| DK166219C (da) * | 1991-01-23 | 1993-08-16 | Man B & W Diesel Gmbh | Ventil med haardpaalaegning |
| DK0521821T3 (da) * | 1991-07-04 | 1996-08-26 | New Sulzer Diesel Ag | Udstødningsventil til en dieselforbrændingsmotor og fremgangsmåde til fremstilling af ventilen |
| JP3148340B2 (ja) * | 1991-08-27 | 2001-03-19 | 福田金属箔粉工業株式会社 | ハードフェーシング用高靱性クロム基合金、その粉末、および該合金を肉盛した自動車用エンジンバルブ |
| US5495837A (en) * | 1993-06-11 | 1996-03-05 | Mitsubishi Materials Corporation | Engine valve having improved high-temperature wear resistance |
| US5753177A (en) * | 1994-03-10 | 1998-05-19 | Doryokuro Kakunenryo Kaihatsu Jigyodan | High-Ni austenitic stainless steel having excellent high-temperature strength |
| KR100194731B1 (ko) * | 1996-04-04 | 1999-06-15 | 류정열 | 자동차용 티타늄 배기 밸브 제조 방법 |
-
1994
- 1994-12-13 DK DK199401428A patent/DK172987B1/da not_active IP Right Cessation
-
1995
- 1995-11-23 TW TW084112476A patent/TW305011B/zh not_active IP Right Cessation
- 1995-12-11 HR HR1428/94A patent/HRP950590B1/xx not_active IP Right Cessation
- 1995-12-12 ES ES95940978T patent/ES2136893T3/es not_active Expired - Lifetime
- 1995-12-12 DE DE69511717T patent/DE69511717T2/de not_active Expired - Fee Related
- 1995-12-12 PL PL95320673A patent/PL179454B1/pl not_active IP Right Cessation
- 1995-12-12 EP EP95940978A patent/EP0793733B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1995-12-12 JP JP51808996A patent/JP3370338B2/ja not_active Expired - Fee Related
- 1995-12-12 WO PCT/DK1995/000503 patent/WO1996018747A1/en active IP Right Grant
- 1995-12-12 KR KR1019970703944A patent/KR100353193B1/ko not_active IP Right Cessation
- 1995-12-12 AT AT95940978T patent/ATE183780T1/de not_active IP Right Cessation
- 1995-12-12 AU AU42538/96A patent/AU4253896A/en not_active Abandoned
-
1997
- 1997-06-11 NO NO19972689A patent/NO314667B1/no not_active IP Right Cessation
- 1997-06-11 US US08/873,246 patent/US5958332A/en not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| PL179454B1 (en) | 2000-09-29 |
| PL320673A1 (en) | 1997-10-27 |
| NO972689L (no) | 1997-06-11 |
| DE69511717D1 (de) | 1999-09-30 |
| HRP950590A2 (en) | 1997-08-31 |
| DK172987B1 (da) | 1999-11-01 |
| DK142894A (da) | 1996-06-14 |
| JP3370338B2 (ja) | 2003-01-27 |
| DE69511717T2 (de) | 2000-02-17 |
| JPH10510323A (ja) | 1998-10-06 |
| KR100353193B1 (ko) | 2002-12-28 |
| US5958332A (en) | 1999-09-28 |
| WO1996018747A1 (en) | 1996-06-20 |
| EP0793733B1 (en) | 1999-08-25 |
| ES2136893T3 (es) | 1999-12-01 |
| NO972689D0 (no) | 1997-06-11 |
| HRP950590B1 (en) | 2000-02-29 |
| AU4253896A (en) | 1996-07-03 |
| EP0793733A1 (en) | 1997-09-10 |
| TW305011B (no) | 1997-05-11 |
| ATE183780T1 (de) | 1999-09-15 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| NO314667B1 (no) | Sylinderelement og nikkelbaserte belegningslegeringer | |
| RU2175722C2 (ru) | Подвижный перегородочный элемент в виде выпускного клапана или поршня в двигателе внутреннего сгорания | |
| NO782392L (no) | Fremgangsmaate til anbringelse av et belegg ved smeltesveising | |
| WO2008007190A2 (en) | Wear resistant high temperature alloy | |
| CA2491754C (en) | Wear-resistant, corrosion-resistant cobalt-based alloys | |
| JPS63174798A (ja) | 肉盛溶接用耐食合金 | |
| US5192625A (en) | Cobalt-base wrought alloy compositions and articles | |
| US20040011435A1 (en) | Wear-resistant, corrosion-resistant cobalt-based alloys | |
| CN1080769C (zh) | 缸体构件及镍基表面加硬用硬合金 | |
| EP0568598B1 (en) | Valve with hard-facing | |
| US4590035A (en) | High-hardness heat-resistant alloy | |
| GB1592407A (en) | Age hardenable nickel superalloy welding wires containing manganese | |
| US11732331B2 (en) | Ni-based alloy, and Ni-based alloy product and methods for producing the same | |
| US11685972B2 (en) | Ni-based alloy and valve | |
| Klarstrom et al. | A new gas turbine combustor alloy | |
| Kato et al. | A New Iron-Base Superalloy for Exhaust Valves | |
| Hagiwara et al. | Development of nickel-base superalloy for exhaust valves | |
| Kiser | Special metallurgical welding considerations for nickel and cobalt alloys and superalloys | |
| JPS61113742A (ja) | 高硬度耐熱合金 | |
| Sato et al. | Development of a Cobalt Base Superalloy for Heavy Duty Gas Turbine Nozzles | |
| Witter et al. | Cast iron-base alloy for cylinder/regenerator housing | |
| Ou et al. | Transformation of Carbides and Mechanismsfor Crackingin Co-Based Alloy Surfacing Layer During Thermal Fatigue | |
| FR2538411A1 (fr) | Utilisation d'un alliage de nickel durcissable et formable a chaud pour des outils de travail a chaud resistant a l'usure a chaud |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| MM1K | Lapsed by not paying the annual fees |