專利名稱：富鈷抗磨損合金及其制備方法和用途的制作方法
富鈷抗磨損合金及其制備方法和用途對柴油發(fā)動機(jī)進(jìn)一步限制排氣排放物的法律使發(fā)動機(jī)設(shè)計(jì)發(fā)生了變化，所述變 化包括需要高壓電子燃料噴射系統(tǒng)。相比在先設(shè)計(jì)，符合新設(shè)計(jì)的發(fā)動機(jī)設(shè)計(jì)使用更高 的燃燒壓力，更高的工作溫度和更小的潤滑。新設(shè)計(jì)的零件，包括氣門座圈(VSI)，經(jīng) 歷了明顯較高的磨損速度。例如，對于最低磨損(例如研磨、粘著、和腐蝕磨損)，排氣 門座圈和氣門必須能夠經(jīng)受住非常多的氣門沖擊事件和燃燒事件。這促進(jìn)了材料選擇向
著提供改進(jìn)抗磨損性的材料的改變，相對于在柴油工業(yè)中傳統(tǒng)所使用的氣門座圈材料而 、
言O(shè)在柴油發(fā)動機(jī)開發(fā)中出現(xiàn)的另一傾向是EGR(排氣再循環(huán))的使用。采用EGR， 將廢氣返回到進(jìn)氣流中以減少排氣排放物中的氮氧化物(NOx)含量。柴油發(fā)動機(jī)中EGR 的使用可以升高氣門座圈的工作溫度。因此，存在對具有良好力學(xué)性能包括熱硬度的較 低成本的排氣門座圈的需求以用于使用EGR的柴油發(fā)動機(jī)中。此外，因?yàn)閺U氣含有氮、硫、氯、和可以形成酸的其它元素的化合物，因此對 于使用EGR的柴油發(fā)動機(jī)，對用于排氣門座圈的合金的改進(jìn)抗腐蝕性的需求大大增加。 酸可以侵蝕氣門座圈和氣門，從而導(dǎo)致過早的發(fā)動機(jī)失效。發(fā)明_既述富鈷抗磨損和抗腐蝕合金，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、 以及余量為Co。在優(yōu)選的實(shí)施方案中，富鈷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、以及余量為Co。優(yōu)選地，合金具有無初生(primary)碳化物的顯微組織，并且在固溶體基質(zhì) 中包含最高約50體積％共晶反應(yīng)相。固溶體基質(zhì)是以W、Cr和Mo作為溶質(zhì)元素的 α Fe-α Co面心立方固溶體，并且共晶反應(yīng)相包含(Co，Cr)7(W, Mo) 6相和α Fe_ α Co相。氣門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、以及余量為Co。在優(yōu)選 的實(shí)施方案中，氣門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、 以及余量為Co。氣門座圈可以是鑄態(tài)硬度為約47至約53洛氏硬度C (Rockwell C)的鑄件，其在 室溫下壓縮屈服強(qiáng)度為約105ksi至約115ksi ；和/或在1000 °F下壓縮屈服強(qiáng)度為約70ksi 至約90ksi。優(yōu)選地，在室溫下氣門座圈展示出約85ksi至約95ksi的極限拉伸斷裂強(qiáng)度； 在約1000°F下約75ksi至約85ksi的極限拉伸斷裂強(qiáng)度；每英寸圈外徑(O.D.)在約1200 °F 下約20小時(shí)后，小于約0.25X10—3英寸的尺寸穩(wěn)定性；HVlO維氏硬度從在室溫下約465 HVlO至在1000 °F下約310 HVlO ；和/或當(dāng)從約室溫加熱至約1000 熱時(shí)硬度降低 40%或更少。
本發(fā)明提供了一種使內(nèi)燃發(fā)動機(jī)運(yùn)轉(zhuǎn)的方法。在使內(nèi)燃發(fā)動機(jī)例如柴油發(fā)動機(jī) 運(yùn)轉(zhuǎn)中，關(guān)閉對著氣門座圈的氣門以關(guān)閉內(nèi)燃發(fā)動機(jī)的氣缸，并在氣缸中點(diǎn)燃燃料以運(yùn) 轉(zhuǎn)內(nèi)燃發(fā)動機(jī)。優(yōu)選地，氣門的組成為通過析出硬化強(qiáng)化的高溫、鎳鉻合金；或高 溫、鎳基超合金；或氣門硬面堆焊有通過碳化物強(qiáng)化的高溫、抗磨損鈷基合金；或硬面 堆焊有通過拉弗斯(Laves)相強(qiáng)化的高溫、抗磨損鈷基合金。提供了如上所述的富鈷抗磨損和抗腐蝕合金的制備方法?？梢栽诩s2750下至約 3000下的溫度下從熔體鑄造所述合金；或通過粉末冶金形成成形的零件。在優(yōu)選的實(shí)施 方案中，在約2875下至約2915下的溫度下從熔體鑄造所述合金，并在惰性、氧化、還原 氣氛中或真空中在約1300 °F至約1500 溫度下進(jìn)一步進(jìn)行熱處理約2至10小時(shí)。附圖簡述

圖1是裝有富鈷合金(此處稱為J17合金)氣門座圈的氣門組件的剖視圖。圖2是在鑄態(tài)原狀下的J17合金的光學(xué)顯微照片。圖3是在鑄態(tài)原狀下的J17合金的掃描電子顯微照片。圖4A描述了 J17合金與其它氣門座圈合金相比，壓縮屈服強(qiáng)度與測試溫度之間 的函數(shù)關(guān)系。圖4B描述了 J17合金與其它氣門座圈合金相比，極限拉伸強(qiáng)度與測試溫度之間 的函數(shù)關(guān)系。發(fā)明詳述圖1描述了示例性的發(fā)動機(jī)氣門組件2。氣門組件2包括氣門4，該氣門4可滑 動地被支撐在氣門導(dǎo)管6的內(nèi)孔中。氣門導(dǎo)管6是裝入氣缸蓋8中的管狀結(jié)構(gòu)。箭頭 描述了氣門4的移動方向。氣門4包括插入氣門4的端蓋12和頸部14之間的氣門座面 10。將氣門桿16置于頸部14之上，并收納于氣門導(dǎo)管6內(nèi)。通過例如壓配合，將具有 氣門座圈面10'的氣門座圈18安裝在發(fā)動機(jī)的氣缸蓋8內(nèi)。氣缸蓋通常包含鑄鐵、鋁或 鋁合金的鑄件。優(yōu)選地，圈18(顯示在橫截面視圖中)為環(huán)形并且氣門座圈面10'在氣 門4移動期間嚙合氣門座面10。盡管鈷基合金已經(jīng)用于制造氣門座圈18，這是由于此類合金的高溫抗磨損性和 壓縮強(qiáng)度，但此類鈷基合金的主要缺點(diǎn)是它們相對高的成本。對于重載荷發(fā)動機(jī)氣門機(jī) 構(gòu)應(yīng)用例如氣門座圈18，可商購的抗磨損鈷基合金包括STELLITE 3 (即通過初生碳化 物強(qiáng)化的高溫、抗磨損鈷基合金)和TRIBALOY T-400 (即通過拉弗斯相強(qiáng)化的高溫、 抗磨損鈷基合金)。通過富鉻碳化物(M7C3)和富鎢碳化物(M6C)在軟基質(zhì)(即面心立方的鈷固溶 體)中的形成，使STELLITE 3 合金強(qiáng)化。STELLITE3 合金的力學(xué)性能取決于初生富 鉻碳化物的尺寸、數(shù)量和分布。此外，STELLITE 3 的物理、力學(xué)和冶金特性是非各向 同性的。然而，由于氣門座圈是鑄件，因此富鉻碳化物的分布取決于凝固過程期間的冷 卻條件。由于對內(nèi)燃發(fā)動機(jī)的要求逐漸苛刻和/或?qū)ε欧乓蟮南拗?，?dāng)與高性能鎳基 氣門材料和鈷基硬面堆焊材料組合時(shí)，由鈷基STELLITE3 制備的氣門座圈可能展示出 不充分的抗磨損性能。STELLITE 3 的局部力學(xué)性能明顯與碳化物和軟基質(zhì)之間的結(jié)合 強(qiáng)度相關(guān)。然而，由于碳化物和基質(zhì)之間的非共格界面，這兩相之間的較低結(jié)合強(qiáng)度是期望的。在氣門機(jī)構(gòu)的運(yùn)轉(zhuǎn)狀態(tài)下，觀察到軟基質(zhì)的變形。此外，由于低的彎曲韌性和 來自基質(zhì)的不充分支持，因此碳化物可破裂。初生碳化物的破裂可導(dǎo)致使用期間氣門和 氣門座圈之間接觸表面狀態(tài)的劣化。因此，對于一些氣門機(jī)構(gòu)應(yīng)用，STELLITE 合金的 使用可能不那么令人滿意。通過富鉬金屬間拉弗斯相的形成強(qiáng)化鈷基TRIBALOY T_400 合金，該 丁1113入1^^1-400 合金具有明顯低于31￡11^^3@合金的碳含量。力學(xué)性能、抗磨損性 和抗腐蝕特性與鈷基質(zhì)和鈷_鉻-鉬相之間的結(jié)合相關(guān)。然而，由于鈷含量超過50%并 且鉬含量超過25%，對于重載荷發(fā)動機(jī)氣門機(jī)構(gòu)，TRIBALOY Τ-400 合金的廣泛應(yīng)用可 能成本過高。例如，TRIBALOY T-400 合金的成本可能比STELLITE 3 合金高約50%至 約80%。因此，存在對具有足夠抗磨損特性和抗腐蝕特性的成本有效的鈷合金的需求。本文公開的是用于氣門機(jī)構(gòu)應(yīng)用的新型富鈷合金體系(本文中稱為“J17合 金”)，更優(yōu)選地是內(nèi)燃?xì)忾T座圈。在鑄造期間，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，并且促進(jìn)了鉻、鐵、鎢和鈷之間的金屬間相互作用。該 金屬間結(jié)合促進(jìn)抗磨損性和抗腐蝕性，即對用于低排放天然氣和柴油氣體發(fā)動機(jī)的氣門 座圈而言所期望的兩種特性。J17合金還展示了與其它鈷含量較高的抗腐蝕合金(例如 TRIBALOY T-400 或STELLITE 3 )類似的抗腐蝕特性，而且由于鈷含量減少因而成 本較低。因此，對于氣門座圈應(yīng)用而言，J17合金體系是STELLITE 3 或TRIBALOY T-400 的較低成本的替代物。J17鈷合金按重量百分比計(jì)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、以及余量為Co。在優(yōu)選 的實(shí)施方案中，J17合金優(yōu)選地按重量百分比計(jì)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和偶存雜質(zhì)。J17合金還可以包含高達(dá)1.5重量％ Ti、Al、Zr、Hf、 Ta、V、Nb或Cu中的每一種，和/或高達(dá)0.5% Mg、B或Y中的每一種。由于J17合 金的低碳含量和合金體系，因此其沒有初生碳化物并且其特征在于在Co、Cr、W和Mo 合金化元素之間的金屬間相互作用。硅可以顯著地影響J17合金的可鑄性和熔化溫度。硅還可以與鈷形成某些類型 的金屬間相。鈷中的硅含量從0增加至5重量％可以使鈷_硅體系的熔化溫度降低超過 200 0F。對于具有約45或更大洛氏硬度C標(biāo)度(即245HRC)硬度的J17合金，已經(jīng)測 定硅對其力學(xué)性能具有更大影響。因此，為了獲得所需的可鑄性和硬度，優(yōu)選地控制J17 合金中的硅含量在約0.75重量％至約1.15重量％窄范圍。為了獲得最佳力學(xué)性能和可鑄 性，J17合金中硅與鈷的比例應(yīng)當(dāng)為約0.025至約0.035。碳可以對J17合金的顯微組織分布、力學(xué)性能、抗腐蝕性和可鑄性具有顯著影 響。當(dāng)J17合金中的碳含量超過1.2重量％時(shí)，初生碳化物和碳氮化物傾向于在鑄造零 件中形成。顯微組織中初生碳化物與碳氮化物的存在可以不利地影響抗腐蝕性和抗磨損 性。然而，當(dāng)碳含量小于0.5重量％時(shí)，可以使J17合金的體硬度降低。因此，為了最 佳的抗腐蝕性、抗磨損性和力學(xué)性能，J17合金的碳含量優(yōu)選為約0.5重量％至約0.9重 量％。鐵是J17合金的基質(zhì)材料，并且鐵濃度可以顯著地影響基質(zhì)組成分布以及金屬相形成和分布。為了最佳顯微組織、可鑄性和力學(xué)性能，已經(jīng)測定鐵與鈷之比應(yīng)當(dāng)為約0.7 至約1.1，優(yōu)選為約0.82至約1.07。鎳表現(xiàn)出與鈷完全的相溶性，然而，鎳更傾向于與其它合金化元素例如硅反 應(yīng)，從而影響顯微組織。為了最佳顯微組織、可鑄性和力學(xué)性能，J17合金的鎳含量優(yōu)選 為約0.45重量％至約1.00重量％。J17合金從環(huán)境溫度至約1200下下是尺寸穩(wěn)定的。此外，J17合金展示出力學(xué) 性能例如韌性、體硬度、壓縮屈服強(qiáng)度、拉伸斷裂強(qiáng)度和徑向壓碎(crush)斷裂韌性的良 好結(jié)合。J17合金的硬度可為約47HRC至約53HRC不等。當(dāng)與鎳基氣門材料(即NIMONIC ，通過析出硬化強(qiáng)化的高溫、鎳鎘合金；或 INCONEL高溫、鎳基超合金)使用時(shí)，與STELLITE3 相比，在約200°C至約500°C 之間的升高使用溫度下J17合金的抗磨損性在磨損中展現(xiàn)出全面的改進(jìn)。并且，J17合金 展現(xiàn)出與STELLITE 3 類似的抗腐蝕特性。J17合金體系還比STELLITE 3 或TRIBALOYT-400 更軟和更韌，提供了更加
成本有效的機(jī)加工和在制造期間較不易受開裂影響的氣門機(jī)構(gòu)零件。較硬材料的機(jī)加工 增加了與更昂貴的工具等級、減少的工具壽命和用于更換工具所增加的停工時(shí)間相關(guān)的 成本。較硬、較脆的合金可潛地引起開裂，導(dǎo)致需要對成品零件進(jìn)行進(jìn)一步檢驗(yàn)。除了 減少制造成本之外，用于氣門座圈的較軟合金材料還可以減少氣門的整體磨損，并且提 供比在發(fā)動機(jī)磨合期間的較硬材料更適合和更快速到達(dá)的表面對表面接觸(例如在氣門 座面10和氣門座面10'之間)。較軟插入材料快速適應(yīng)并建立表面接觸的能力可以減少 界面應(yīng)力，從而減少氣門的整體磨損?？设T性的評價(jià)進(jìn)行J17實(shí)驗(yàn)熔煉料(即60磅組(pound lot))的二十九組試驗(yàn)以評價(jià)該合金的可 鑄性，將結(jié)果概括在表1-5中?？梢栽诮M成上調(diào)整J17合金以優(yōu)化可鑄性。在熔融金屬 流動速率、澆鑄收縮敏感度和氣體多孔性敏感度等方面研究合金化元素的影響。在試驗(yàn)1-8中，測定了碳含量、硅含量和鑄造溫度對Co-Fe-W合金基質(zhì)體系的 可鑄性和硬度的影響(沒有向合金中添加鉻和鉬)。如上所述，硅和碳含量可以影響鈷 合金的可鑄性。將試驗(yàn)1-8的結(jié)果概括在表1中(其中C、Si、Cr、Fe、W、Mo和Co 含量以重量百分比計(jì))。通過熔融金屬流動性、澆鑄收縮抵抗性和氣體多孔抵抗性表征良 好鑄件。如果澆注溫度太高或太低，則鑄件在凝固時(shí)具有收縮的缺點(diǎn)。不良可鑄性的特 征之一是不能完全填充鑄件模腔。取決于模具的幾何結(jié)構(gòu)和尺寸，可以在約2800下至約 3000 °F的溫度范圍優(yōu)化鑄造溫度，以最小化最終鑄件的多孔性。表 1
權(quán)利要求
1.富鈷抗磨損和抗腐蝕合金，按重量百分比計(jì)，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 ； 余量為Co。
2.如權(quán)利要求1所述的合金，還包括至多1.5%Ti、Al、Zr、Hf、Ta、V、Nb或Cu 中的每一種，和/或至多0.5% Mg、B或Y中的每一種。
3.如權(quán)利要求1所述的合金，其中C為0.5 0.9%，Si為0.75 1.15%，Cr為 17.5 20.5%，F(xiàn)e 為 27.0 32.0%，W 為 12.5 16.5% W，Mo 為 6.25 8.25% 以及 Ni 為 0.45 1.00%。
4.如權(quán)利要求1所述的合金，具有無初生碳化物的顯微組織，并且在固溶體基質(zhì)中包 括至多50體積％共晶反應(yīng)相。
5.如權(quán)利要求4所述的合金，其中固溶體基質(zhì)是以W、Cr和Mo作為溶質(zhì)元素的 α Fe- α Co面心立方固溶體。
6.如權(quán)利要求4所述的合金，其中共晶反應(yīng)產(chǎn)物包括(Co，Cr)7(W,Mo)6相和 α Fe- α Co 相。
7.氣門座圈，按重量百分比計(jì)，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 ； 余量為Co。
8.如權(quán)利要求7所述的氣門座圈，其中C為0.5 0.9%，Si為0.75 1.15%，Cr為 17.5 20.5%，F(xiàn)e 為 27.0 32.0%，W 為 12.5 16.5% W，Mo 為 6.25 8.25% 以及 Ni 為 0.45 1.00%。
9.如權(quán)利要求7所述的氣門座圈，其中該圈是鑄件。
10.如權(quán)利要求7所述的氣門座圈，其中該圈具有約47至約53洛氏硬度C的鑄態(tài) 硬度，在室溫下約105ksi至約115ksi的壓縮屈服強(qiáng)度；和/或在1000 °F下約70ksi至約 90ksi的壓縮屈服強(qiáng)度。
11.如權(quán)利要求7所述的氣門座圈，其中該圈具有在室溫下約85ksi至約95ksi的極限 拉伸斷裂強(qiáng)度；和/或在約1000下下約75ksi至約85ksi的極限拉伸斷裂強(qiáng)度。
12.如權(quán)利要求7所述的氣門座圈，其中在約1200°F下約20小時(shí)后該圈展示出每英寸圈外徑(O.D.)小于約0.25X10_3英寸的尺寸穩(wěn)定性。
13.如權(quán)利要求7所述的氣門座圈，其中(a)該圈展示出從在大約室溫下約465HVlO至在1000 °F下約310 HVlO的HVlO維氏硬度；或(b)該圈展示出當(dāng)從大約室溫加熱至約1000° 時(shí)40%以下的硬度降低。
14.制造內(nèi)燃發(fā)動機(jī)的方法，包括將如權(quán)利要求7所述的氣門座圈插入內(nèi)燃發(fā)動機(jī)的氣缸蓋中。
15.如權(quán)利要求14所述的方法，其中內(nèi)燃發(fā)動機(jī)是柴油發(fā)動機(jī)。
16.內(nèi)燃發(fā)動機(jī)的運(yùn)轉(zhuǎn)方法，包括關(guān)閉對著如權(quán)利要求7所述的氣門座圈的氣門以關(guān) 閉內(nèi)燃發(fā)動機(jī)的氣缸并在氣缸中點(diǎn)燃燃料以使發(fā)動機(jī)運(yùn)轉(zhuǎn)。
17.如權(quán)利要求16所述的方法，其中內(nèi)燃發(fā)動機(jī)是柴油發(fā)動機(jī)。
18.如權(quán)利要求16所述的方法，其中氣門(i)由通過析出硬化強(qiáng)化的高溫、鎳鉻合金組成；或高溫、鎳基超合金組成；或(ii)氣門是硬面堆焊有碳化物強(qiáng)化的高溫、抗磨損鈷基合金；或硬面堆焊有通過拉 弗斯相強(qiáng)化的高溫、抗磨損鈷基合金。
19.制備富鈷抗磨損和抗腐蝕合金的方法，按重量百分比計(jì)，該合金包含 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 ； 余量為Co ； 其中(a)在約2800°F至約3000 °F的溫度下由熔體鑄造所述合金；或(b)將所述合金壓制為成形零件并在約2000下至約2350溫度下燒結(jié)。
20.如權(quán)利要求19所述的方法，其中在約2875下至約2915T的溫度下從熔體鑄造所 述合金；并且還包括在惰性、氧化、還原氣氛中或真空中在約1300T至約1500T的溫度 下將鑄造合金熱處理約2至10小時(shí)。
全文摘要
富鈷抗磨損和抗腐蝕合金，按重量百分比計(jì)，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、以及余量為Co。優(yōu)選的富鈷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、以及余量為Co。優(yōu)選地，合金具有無初生碳化物的顯微組織，并且在固溶體基質(zhì)中包括最高約50％體積共晶反應(yīng)相。固溶體基質(zhì)是以W、Cr和Mo作為溶質(zhì)元素的αFe-αCo面心立方體溶液，并且共晶反應(yīng)產(chǎn)物包括(Co1Cr)7(W1Mo)6相和αFe-αCo相。該合金作為氣門座圈對內(nèi)燃發(fā)動機(jī)例如柴油發(fā)動機(jī)非常有用。
文檔編號C22C19/07GK102016091SQ200980116318
公開日2011年4月13日 申請日期2009年4月14日 優(yōu)先權(quán)日2008年4月15日
發(fā)明者D·W·班克羅夫特, 喬從躍 申請人:L·E·瓊斯公司