专利名称：富钴抗磨损合金及其制备方法和用途的利记博彩app
富钴抗磨损合金及其制备方法和用途对柴油发动机进一步限制排气排放物的法律使发动机设计发生了变化，所述变 化包括需要高压电子燃料喷射系统。相比在先设计，符合新设计的发动机设计使用更高 的燃烧压力，更高的工作温度和更小的润滑。新设计的零件，包括气门座圈(VSI)，经 历了明显较高的磨损速度。例如，对于最低磨损(例如研磨、粘着、和腐蚀磨损)，排气 门座圈和气门必须能够经受住非常多的气门冲击事件和燃烧事件。这促进了材料选择向
着提供改进抗磨损性的材料的改变，相对于在柴油工业中传统所使用的气门座圈材料而 、
言O在柴油发动机开发中出现的另一倾向是EGR(排气再循环)的使用。采用EGR， 将废气返回到进气流中以减少排气排放物中的氮氧化物(NOx)含量。柴油发动机中EGR 的使用可以升高气门座圈的工作温度。因此，存在对具有良好力学性能包括热硬度的较 低成本的排气门座圈的需求以用于使用EGR的柴油发动机中。此外，因为废气含有氮、硫、氯、和可以形成酸的其它元素的化合物，因此对 于使用EGR的柴油发动机，对用于排气门座圈的合金的改进抗腐蚀性的需求大大增加。 酸可以侵蚀气门座圈和气门，从而导致过早的发动机失效。发明_既述富钴抗磨损和抗腐蚀合金，其按重量百分比包含0.5 1.2% C、0.6 ~ 2.1% Si、17 24% Cr、27 38.5% Fe、1.4 20% W、3.8 9.7% Mo、小于 l%Ni、 以及余量为Co。在优选的实施方案中，富钴合金按重量百分比包含0.5 0.9% C、 0.75 1.15% Si、17.5 20.5% Cr、27.0 32.0% Fe、12.5 16.5% W、6.25 ~ 8.25% Mo、0.45 1.00% Ni、以及余量为Co。优选地，合金具有无初生(primary)碳化物的显微组织，并且在固溶体基质 中包含最高约50体积％共晶反应相。固溶体基质是以W、Cr和Mo作为溶质元素的 α Fe-α Co面心立方固溶体，并且共晶反应相包含(Co，Cr)7(W, Mo) 6相和α Fe_ α Co相。气门座圈按重量百分比包含0.5 1.2% C、0.6 2.1% Si、17 24% Cr、 27 38.5% Fe、1.4 20% W、3.8 9.7% Mo、小于l%Ni、以及余量为Co。在优选 的实施方案中，气门座圈按重量百分比包含0.5 0.9% C、0.75 1.15% Si、17.5 20.5% Cr、27.0 32.0% Fe、12.5 16.5% W、6.25 8.25 % Mo、0.45 1.00 % Ni、 以及余量为Co。气门座圈可以是铸态硬度为约47至约53洛氏硬度C (Rockwell C)的铸件，其在 室温下压缩屈服强度为约105ksi至约115ksi ；和/或在1000 °F下压缩屈服强度为约70ksi 至约90ksi。优选地，在室温下气门座圈展示出约85ksi至约95ksi的极限拉伸断裂强度； 在约1000°F下约75ksi至约85ksi的极限拉伸断裂强度；每英寸圈外径(O.D.)在约1200 °F 下约20小时后，小于约0.25X10—3英寸的尺寸稳定性；HVlO维氏硬度从在室温下约465 HVlO至在1000 °F下约310 HVlO ；和/或当从约室温加热至约1000 热时硬度降低 40%或更少。
本发明提供了一种使内燃发动机运转的方法。在使内燃发动机例如柴油发动机 运转中，关闭对着气门座圈的气门以关闭内燃发动机的气缸，并在气缸中点燃燃料以运 转内燃发动机。优选地，气门的组成为通过析出硬化强化的高温、镍铬合金；或高 温、镍基超合金；或气门硬面堆焊有通过碳化物强化的高温、抗磨损钴基合金；或硬面 堆焊有通过拉弗斯(Laves)相强化的高温、抗磨损钴基合金。提供了如上所述的富钴抗磨损和抗腐蚀合金的制备方法。可以在约2750下至约 3000下的温度下从熔体铸造所述合金；或通过粉末冶金形成成形的零件。在优选的实施 方案中，在约2875下至约2915下的温度下从熔体铸造所述合金，并在惰性、氧化、还原 气氛中或真空中在约1300 °F至约1500 温度下进一步进行热处理约2至10小时。附图简述
图1是装有富钴合金(此处称为J17合金)气门座圈的气门组件的剖视图。图2是在铸态原状下的J17合金的光学显微照片。图3是在铸态原状下的J17合金的扫描电子显微照片。图4A描述了 J17合金与其它气门座圈合金相比，压缩屈服强度与测试温度之间 的函数关系。图4B描述了 J17合金与其它气门座圈合金相比，极限拉伸强度与测试温度之间 的函数关系。发明详述图1描述了示例性的发动机气门组件2。气门组件2包括气门4，该气门4可滑 动地被支撑在气门导管6的内孔中。气门导管6是装入气缸盖8中的管状结构。箭头 描述了气门4的移动方向。气门4包括插入气门4的端盖12和颈部14之间的气门座面 10。将气门杆16置于颈部14之上，并收纳于气门导管6内。通过例如压配合，将具有 气门座圈面10'的气门座圈18安装在发动机的气缸盖8内。气缸盖通常包含铸铁、铝或 铝合金的铸件。优选地，圈18(显示在横截面视图中)为环形并且气门座圈面10'在气 门4移动期间啮合气门座面10。尽管钴基合金已经用于制造气门座圈18，这是由于此类合金的高温抗磨损性和 压缩强度，但此类钴基合金的主要缺点是它们相对高的成本。对于重载荷发动机气门机 构应用例如气门座圈18，可商购的抗磨损钴基合金包括STELLITE 3 (即通过初生碳化 物强化的高温、抗磨损钴基合金)和TRIBALOY T-400 (即通过拉弗斯相强化的高温、 抗磨损钴基合金)。通过富铬碳化物(M7C3)和富钨碳化物(M6C)在软基质(即面心立方的钴固溶 体)中的形成，使STELLITE 3 合金强化。STELLITE3 合金的力学性能取决于初生富 铬碳化物的尺寸、数量和分布。此外，STELLITE 3 的物理、力学和冶金特性是非各向 同性的。然而，由于气门座圈是铸件，因此富铬碳化物的分布取决于凝固过程期间的冷 却条件。由于对内燃发动机的要求逐渐苛刻和/或对排放要求的限制，当与高性能镍基 气门材料和钴基硬面堆焊材料组合时，由钴基STELLITE3 制备的气门座圈可能展示出 不充分的抗磨损性能。STELLITE 3 的局部力学性能明显与碳化物和软基质之间的结合 强度相关。然而，由于碳化物和基质之间的非共格界面，这两相之间的较低结合强度是期望的。在气门机构的运转状态下，观察到软基质的变形。此外，由于低的弯曲韧性和 来自基质的不充分支持，因此碳化物可破裂。初生碳化物的破裂可导致使用期间气门和 气门座圈之间接触表面状态的劣化。因此，对于一些气门机构应用，STELLITE 合金的 使用可能不那么令人满意。通过富钼金属间拉弗斯相的形成强化钴基TRIBALOY T_400 合金，该 丁1113入1^^1-400 合金具有明显低于31￡11^^3@合金的碳含量。力学性能、抗磨损性 和抗腐蚀特性与钴基质和钴_铬-钼相之间的结合相关。然而，由于钴含量超过50%并 且钼含量超过25%，对于重载荷发动机气门机构，TRIBALOY Τ-400 合金的广泛应用可 能成本过高。例如，TRIBALOY T-400 合金的成本可能比STELLITE 3 合金高约50%至 约80%。因此，存在对具有足够抗磨损特性和抗腐蚀特性的成本有效的钴合金的需求。本文公开的是用于气门机构应用的新型富钴合金体系(本文中称为“J17合 金”)，更优选地是内燃气门座圈。在铸造期间，所述合金的低碳含量(S1.2重量％ C)防止初生碳化物相的形成，并且促进了铬、铁、钨和钴之间的金属间相互作用。该 金属间结合促进抗磨损性和抗腐蚀性，即对用于低排放天然气和柴油气体发动机的气门 座圈而言所期望的两种特性。J17合金还展示了与其它钴含量较高的抗腐蚀合金(例如 TRIBALOY T-400 或STELLITE 3 )类似的抗腐蚀特性，而且由于钴含量减少因而成 本较低。因此，对于气门座圈应用而言，J17合金体系是STELLITE 3 或TRIBALOY T-400 的较低成本的替代物。J17钴合金按重量百分比计包含0.5 1.2% C、0.6 2.1% Si、17 24% Cr、 27 38.5% Fe、1.4 20% W、3.8 9.7% Mo、小于l%Ni、以及余量为Co。在优选 的实施方案中，J17合金优选地按重量百分比计包含0.5 0.9% C、0.75 1.15% Si、 17.5 20.5% Cr、27.0 32.0% Fe、12.5 ~ 16.5% W> 6.25 8.25% Mo、0.45 ~ 1.00% Ni、以及余量包括Co和偶存杂质。J17合金还可以包含高达1.5重量％ Ti、Al、Zr、Hf、 Ta、V、Nb或Cu中的每一种，和/或高达0.5% Mg、B或Y中的每一种。由于J17合 金的低碳含量和合金体系，因此其没有初生碳化物并且其特征在于在Co、Cr、W和Mo 合金化元素之间的金属间相互作用。硅可以显著地影响J17合金的可铸性和熔化温度。硅还可以与钴形成某些类型 的金属间相。钴中的硅含量从0增加至5重量％可以使钴_硅体系的熔化温度降低超过 200 0F。对于具有约45或更大洛氏硬度C标度(即245HRC)硬度的J17合金，已经测 定硅对其力学性能具有更大影响。因此，为了获得所需的可铸性和硬度，优选地控制J17 合金中的硅含量在约0.75重量％至约1.15重量％窄范围。为了获得最佳力学性能和可铸 性，J17合金中硅与钴的比例应当为约0.025至约0.035。碳可以对J17合金的显微组织分布、力学性能、抗腐蚀性和可铸性具有显著影 响。当J17合金中的碳含量超过1.2重量％时，初生碳化物和碳氮化物倾向于在铸造零 件中形成。显微组织中初生碳化物与碳氮化物的存在可以不利地影响抗腐蚀性和抗磨损 性。然而，当碳含量小于0.5重量％时，可以使J17合金的体硬度降低。因此，为了最 佳的抗腐蚀性、抗磨损性和力学性能，J17合金的碳含量优选为约0.5重量％至约0.9重 量％。铁是J17合金的基质材料，并且铁浓度可以显著地影响基质组成分布以及金属相形成和分布。为了最佳显微组织、可铸性和力学性能，已经测定铁与钴之比应当为约0.7 至约1.1，优选为约0.82至约1.07。镍表现出与钴完全的相溶性，然而，镍更倾向于与其它合金化元素例如硅反 应，从而影响显微组织。为了最佳显微组织、可铸性和力学性能，J17合金的镍含量优选 为约0.45重量％至约1.00重量％。J17合金从环境温度至约1200下下是尺寸稳定的。此外，J17合金展示出力学 性能例如韧性、体硬度、压缩屈服强度、拉伸断裂强度和径向压碎(crush)断裂韧性的良 好结合。J17合金的硬度可为约47HRC至约53HRC不等。当与镍基气门材料(即NIMONIC ，通过析出硬化强化的高温、镍镉合金；或 INCONEL高温、镍基超合金)使用时，与STELLITE3 相比，在约200°C至约500°C 之间的升高使用温度下J17合金的抗磨损性在磨损中展现出全面的改进。并且，J17合金 展现出与STELLITE 3 类似的抗腐蚀特性。J17合金体系还比STELLITE 3 或TRIBALOYT-400 更软和更韧，提供了更加
成本有效的机加工和在制造期间较不易受开裂影响的气门机构零件。较硬材料的机加工 增加了与更昂贵的工具等级、减少的工具寿命和用于更换工具所增加的停工时间相关的 成本。较硬、较脆的合金可潜地引起开裂，导致需要对成品零件进行进一步检验。除了 减少制造成本之外，用于气门座圈的较软合金材料还可以减少气门的整体磨损，并且提 供比在发动机磨合期间的较硬材料更适合和更快速到达的表面对表面接触(例如在气门 座面10和气门座面10'之间)。较软插入材料快速适应并建立表面接触的能力可以减少 界面应力，从而减少气门的整体磨损。可铸性的评价进行J17实验熔炼料(即60磅组(pound lot))的二十九组试验以评价该合金的可 铸性，将结果概括在表1-5中。可以在组成上调整J17合金以优化可铸性。在熔融金属 流动速率、浇铸收缩敏感度和气体多孔性敏感度等方面研究合金化元素的影响。在试验1-8中，测定了碳含量、硅含量和铸造温度对Co-Fe-W合金基质体系的 可铸性和硬度的影响(没有向合金中添加铬和钼)。如上所述，硅和碳含量可以影响钴 合金的可铸性。将试验1-8的结果概括在表1中(其中C、Si、Cr、Fe、W、Mo和Co 含量以重量百分比计)。通过熔融金属流动性、浇铸收缩抵抗性和气体多孔抵抗性表征良 好铸件。如果浇注温度太高或太低，则铸件在凝固时具有收缩的缺点。不良可铸性的特 征之一是不能完全填充铸件模腔。取决于模具的几何结构和尺寸，可以在约2800下至约 3000 °F的温度范围优化铸造温度，以最小化最终铸件的多孔性。表 1
权利要求
1.富钴抗磨损和抗腐蚀合金，按重量百分比计，其包含 0.5 1.2% C ；0.6 2.1% Si ； 17 24% Cr ； 27 38.5% Fe ； 1.4 20% W ； 3.8 9.7% Mo ； 小于Ni ； 余量为Co。
2.如权利要求1所述的合金，还包括至多1.5%Ti、Al、Zr、Hf、Ta、V、Nb或Cu 中的每一种，和/或至多0.5% Mg、B或Y中的每一种。
3.如权利要求1所述的合金，其中C为0.5 0.9%，Si为0.75 1.15%，Cr为 17.5 20.5%，Fe 为 27.0 32.0%，W 为 12.5 16.5% W，Mo 为 6.25 8.25% 以及 Ni 为 0.45 1.00%。
4.如权利要求1所述的合金，具有无初生碳化物的显微组织，并且在固溶体基质中包 括至多50体积％共晶反应相。
5.如权利要求4所述的合金，其中固溶体基质是以W、Cr和Mo作为溶质元素的 α Fe- α Co面心立方固溶体。
6.如权利要求4所述的合金，其中共晶反应产物包括(Co，Cr)7(W,Mo)6相和 α Fe- α Co 相。
7.气门座圈，按重量百分比计，其包含 0.5 1.2% C ；0.6 2.1% Si ； 17 24% Cr ； 27 38.5% Fe ； 1.4 20% W ； 3.8 9.7% Mo ； 小于Ni ； 余量为Co。
8.如权利要求7所述的气门座圈，其中C为0.5 0.9%，Si为0.75 1.15%，Cr为 17.5 20.5%，Fe 为 27.0 32.0%，W 为 12.5 16.5% W，Mo 为 6.25 8.25% 以及 Ni 为 0.45 1.00%。
9.如权利要求7所述的气门座圈，其中该圈是铸件。
10.如权利要求7所述的气门座圈，其中该圈具有约47至约53洛氏硬度C的铸态 硬度，在室温下约105ksi至约115ksi的压缩屈服强度；和/或在1000 °F下约70ksi至约 90ksi的压缩屈服强度。
11.如权利要求7所述的气门座圈，其中该圈具有在室温下约85ksi至约95ksi的极限 拉伸断裂强度；和/或在约1000下下约75ksi至约85ksi的极限拉伸断裂强度。
12.如权利要求7所述的气门座圈，其中在约1200°F下约20小时后该圈展示出每英寸圈外径(O.D.)小于约0.25X10_3英寸的尺寸稳定性。
13.如权利要求7所述的气门座圈，其中(a)该圈展示出从在大约室温下约465HVlO至在1000 °F下约310 HVlO的HVlO维氏硬度；或(b)该圈展示出当从大约室温加热至约1000° 时40%以下的硬度降低。
14.制造内燃发动机的方法，包括将如权利要求7所述的气门座圈插入内燃发动机的气缸盖中。
15.如权利要求14所述的方法，其中内燃发动机是柴油发动机。
16.内燃发动机的运转方法，包括关闭对着如权利要求7所述的气门座圈的气门以关 闭内燃发动机的气缸并在气缸中点燃燃料以使发动机运转。
17.如权利要求16所述的方法，其中内燃发动机是柴油发动机。
18.如权利要求16所述的方法，其中气门(i)由通过析出硬化强化的高温、镍铬合金组成；或高温、镍基超合金组成；或(ii)气门是硬面堆焊有碳化物强化的高温、抗磨损钴基合金；或硬面堆焊有通过拉 弗斯相强化的高温、抗磨损钴基合金。
19.制备富钴抗磨损和抗腐蚀合金的方法，按重量百分比计，该合金包含 0.5 1.2% C ；0.6 2.1% Si ； 17 24% Cr ； 27 38.5% Fe ； 1.4 20% W ； 3.8 9.7% Mo ； 小于Ni ； 余量为Co ； 其中(a)在约2800°F至约3000 °F的温度下由熔体铸造所述合金；或(b)将所述合金压制为成形零件并在约2000下至约2350温度下烧结。
20.如权利要求19所述的方法，其中在约2875下至约2915T的温度下从熔体铸造所 述合金；并且还包括在惰性、氧化、还原气氛中或真空中在约1300T至约1500T的温度 下将铸造合金热处理约2至10小时。
全文摘要
富钴抗磨损和抗腐蚀合金，按重量百分比计，其包含0.5～1.2％C、0.6～2.1％Si、17～24％Cr、27～38.5％Fe、1.4～20％W、3.8～9.7％Mo、小于1％Ni、以及余量为Co。优选的富钴合金按重量百分比包含0.5～0.9的C、0.75～1.15％Si、17.5～20.5的Cr、27.0～32.0的Fe、12.5～16.5的W、6.25～8.25的Mo、0.45～1.00的Ni、以及余量为Co。优选地，合金具有无初生碳化物的显微组织，并且在固溶体基质中包括最高约50％体积共晶反应相。固溶体基质是以W、Cr和Mo作为溶质元素的αFe-αCo面心立方体溶液，并且共晶反应产物包括(Co1Cr)7(W1Mo)6相和αFe-αCo相。该合金作为气门座圈对内燃发动机例如柴油发动机非常有用。
文档编号C22C19/07GK102016091SQ200980116318
公开日2011年4月13日 申请日期2009年4月14日 优先权日2008年4月15日
发明者D·W·班克罗夫特, 乔从跃 申请人:L·E·琼斯公司