專利名稱：：富鎳耐磨合金及其制備方法和用途的制作方法富鎳耐磨合金及其制備方法和用途
背景技術：
：本發明涉及適用于發動機部件如氣門座鑲圏(valveseatinsert)的具有硬度和耐磨性的富鎳合金。內燃發動機如柴油發動機中的發動機運轉條件對用于氣門座鑲圏的材料提出日益增加的要求。所以，需要改善的氣門座鑲圏材料。概述依據優選實施方案，富鎳耐磨合金以重量o/。計包含0.5-2.5%C、0.5-2%Si、至多l飾、20-30%Cr、5-15飾、5-15%W、15—30%Fe、余量的Ni。該合金還可以包括其它合金化組分，如每種至多1.5。/。的Ti、Al、Zr、Hf、Ta、V、Nb、Co和Cu，至多0.5。/。B和/或至多0.5%的Mg加Y。優選地，該合金具有主要含共晶反應相、細金屬間相和析出碳化物的顯微組織。例如，該顯微組織可以包含富Cr、Ni、W的金屬間相和/或該顯微組織可以含均勻薄層型共晶凝固組織。該合金可用作內燃發動機例如柴油發動機的氣門座鑲圏。對于含至多1.8。/。C的氣門座鑲圈，顯微組織優選不含初生枝狀碳化物。對于含多于1.8%C的氣門座鑲圏合金，顯微組織優選含非枝狀型初生碳化物。對于含至多1.5y。C的氣門座鑲圏，顯微組織優選包括被共晶反應產物包圍的固溶相。依據另一實施方案，氣門座鑲圏以重量％計包含0.5-2.5%C、0,5-2。/。Si、至多l飾、20-30%Cr、5-15%Mo、5—15%Cr、15—30%Fe、余量Ni。氣門座可以通過鑄造制造，并具有至少約40洛氏硬度C標度的鑄態硬度、室溫下95ksi的抗壓屈服強度、和/或800°F下至少85ksi的抗壓屈服強度。優選地，在1200°F下20小時后，氣門座鑲圏顯示出小于約0.5x10—3英寸的尺寸穩定性。在另一實施方案中，制造內燃發動機如柴油發動機的方法包括在發動機的氣缸蓋中嵌入氣門座鑲圏。在內燃發動機如柴油發動機的操作中，將氣門相對于氣門座鑲圏關閉以密封發動機的氣缸，并將燃料在氣缸中引燃以操作發動機。附圖簡述圖1圖解了在座內徑(I.D)處的J96排氣鑲圏。圖2圖解了J73合金體系中的測量體硬度和預測體硬度(bulkhardness)之間的相關性。圖3圖解了J73(4G28I)鑄件(2000X)的二次電子SEM形貌。圖4圖解了顯示圖3中A相的典型組成的EDS圖語。發明詳述本文公開了主要設計用于高溫應用如氣門座鑲圏等的富鎳耐磨合金。該合金是冶金學上設計用以在共晶反應凝固亞組織中實現金屬間強化的富鎳多相合金。因為其獨特的強化機制，相比市售的鎳基氣門座合金，該合金具有相對高的抗壓屈服強度和韌性，特別是在提高的溫度下。該合金還顯示出相對低的熱膨脹系數，這對于排氣氣門座鑲圏應用是優點。提高的溫度下的高抗壓強度和低熱膨脹系數的組合表明該合金對于排氣鑲圏應用應該具有優異的鑲圏保持能力。該合金優選不含大的初生碳化物和粗的凝固亞組織。優選通過該合金硬的金屬間相和細分布的凝固亞組織實現其高溫耐磨性和強度。優選地，該合金包括高的鉻含量，并優選不含常規MC型碳化物合金化元素，如鈮和鉭。此外，根據優選的合金實施方案通過將碳、硅和鉻結合，可以顯著改善硬度、強度和耐磨性，同時提供對于氣門座鑲圏應用非常需要的顯微組織。該合金的另一優點是，在25-100(TC的溫度范圍內優選不發生固態相轉變反應，因此，不需要為提高的溫度的應用而對該合金進行熱處理以獲得高的硬度、強度和熱尺寸穩定性。6當該合金相對于常規鎳基氣門材料如Inconel751和Niraonic80A以及稱為Stellitel的鈷基氣門面材料移動(run)時，其可以顯示出改善的磨損性能。在PlintTE77高溫往復磨損測試(ASTM標準G133)中已經證明了該合金的優異磨損性能。當相對于Inconel751在吸氣和排氣溫度范圍內測試時，該合金優于其它鑲圏合金如鈷基J3和鎳基BX2(美國專利6,200,688中的代表合金)。該合金在與Nimonic80A的磨損測試中還優于BX2。此外，在排氣溫度范圍內相對于Stellitel測試時，該合金優于鈷基J3和鐵基J130。由于該合金獨特的合金設計概念，其顯著不同于任何當前市售的鎳基合金，特別是對于氣門座鑲圏用途。歷史上，對鎳基質應用了許多高溫強化機制以使得鎳基超合金成為提高溫度應用中的最廣泛使用的金屬材料。鎳基合金所需的材料性質包括提高溫度下的疲勞強度、蠕變強度、熱硬度、耐腐蝕性和抗氧化性。對氣門座鑲圏材料如J96和J100(參照SAEStd.J1692)的主要關注是高的鑲圈外部直徑(O.D.)變形和座面磨損。鑲圏O.D.變形引起過盈配合喪失并因鑲圏掉出而可能導致災難性的發動機故障。鑲圏掉出主要是排氣氣門座鑲圏的問題，且起因于高的鑲圏操作溫度、相比鑄鐵的高熱膨脹系數和在提高溫度下的低抗壓屈服強度的組合。J96和noo的座面磨損主要起因于低的基質強度和大的棒狀初生碳化物開裂的組合，該開裂當基質變形時發生(參見圖1)。近年來，為同時滿足發動機性能和排放減少的目的，柴油發動機中的燃燒壓力趨于更高。這種趨勢伴隨著鎳基氣門材料的增加使用，如Inconel"1和Nimonic80A,以利用其相比鐵基氣門材料改善的高溫疲勞強度。在關于鎳基氣門的一些最近應用中，觀察到了鎳基鑲圖材料的較高磨損速率。因此，存在對這樣的新型氣門座鑲圏材料的工業需求相比市售的鎳基氣門座鑲圏，其具有較高的強度和較低的熱膨脹系數以及改善磨損性能的顯微組織。為滿足目標的這種結合，在開發富鎳合金(本文稱為J73合金)中，研究了基質強度的改善和碳化物尺寸的減小。設計J73合金以便滿足該需求以及滿足相比鐵或鈷基氣門或氣門面材7料改善的磨損性能的持續需求。在優選實施方案中，希望富鎳J73合金在耐磨性和抗壓強度方面顯示出改善，以便用于采用鎳基氣門材料的高性能發動機應用中。依據優選實施方案，該富鎳耐磨合金以重量％計包含0.5-2.5%C、0.5-2%Si、至多l飾、20-30%Cr、5-15%Mo、5-15%W、15-30%Fe、余量Ni。在一個實施方案中，C為1.5-1.6%,Si為1.0-1.1%,Cr為20-25°/。，且Ni為25-50%。優選地，Fe超過Cr0.5%-5%，Ni超過Fe5-15°/。，且W超過Mo至多2%。該合金是主要含共晶反應相、細金屬間相和析出碳化物的多組分(Ni-Cr-Fe-W-Mo)基合金體系。因為凝固過程中共晶反應的特性，該合金可顯示出相對良好的可鑄造性，九種實驗熔煉料(heat)的下述討論證明了該可鑄造性。在表l中列出了這九種合金的熔煉料的組成以及鑄態體硬度。表l九種實驗熔煉料概述<table>tableseeoriginaldocumentpage8</column></row><table>在含有高鉻的鎳基氣門座鑲圏合金中，因為合金中存在增加量的初生碳化物，材料的體硬度可以隨增加的碳含量而提高。然而，對于多組分富鎳合金，認為碳對于體硬度的影響不但與鉻相關，還與硅相關。下面是對這些實驗熔煉料的評述試驗l(熔煉料3E28XA)顯示出最高的體硬度，盡管其碳含量顯著低于具有相對低體硬度的熔煉料3E3QXA(試驗2)。硬度和碳含量之間的這種關系是出乎預料的。值得注意的是，試驗2具有較低的硅。試驗3結合了較高的碳和較高的硅，但值得注意的是，鉻量低，再次導致了較低的硬度。在較低碳和較低鉻下，試驗4測試了釩的作用。通過對比試驗l、2和4，似乎釩不是影響體硬度的主要合金化元素。試驗5是對試驗1的重復，并且再次得到了較高的硬度。試驗6是對試驗5的重復，但不含鈷。再次獲得了高硬度，這表明鈷不是對硬度的重要貢獻者。試驗7是對試驗6的重復，但不同的是碳較高(1.90%C)。仍然獲得高硬度；因此，試驗2的較低硬度并不是只與碳有關。試驗8是對試驗6的重復，但不同的是碳較低(1.16%C)。現在失去了較高的硬度。因為鉻和硅高于試驗2,所以該硬度損失主要是碳效應。試驗9是對具有較高碳的試驗7的重復，但具有較低的硅(0.79%Si)和較低的鉻(21.70%Cr)。再次，未獲得高硬度。表2的總體結果顯示出在實現高硬度中碳、硅和鉻之間的先前未知的關系。看起來需要約1.0%的最少硅和22%的最少鉻以便實現45-50Rc的硬度。這些實驗表明，優選這兩種元素為這些含量以使得合金實現45-50Rc的硬度。硅、鉻和碳的獨特關系提供了出乎預料的結果，特別是鉻在產生高硬度方面的作用。如果合金中缺乏初生鉻碳化物，鉻似乎參與共晶反應，導致形成富鉻、鎳和鎢的金屬間相。對于顯微組織，該合金優選由非常均勻的薄層型共晶凝固組織構成。在該合金體系中，在1.8。/。C或更低的碳水平下沒有觀察到初生枝狀碳化物。當碳含量大于1.8重量％時，可以觀察到非枝狀型初生碳化物。當碳含量低于1.5重量％時，合金包含被共晶反應產物包圍的固溶相"島"。釩是合金體系中的MC型碳化物形成體，然而，發現釩在0-1.5重量％的范圍內時，其對合金體硬度的影響相對小，因此，合金體系中的釩加入是任選的。鈷與釩行為相似，并可以按0-1.5重量％的量任選地加入合金中。抗壓屈服強度材料的抗壓屈服強度反映出對永久變形的整體耐受性(bulkresistance)。在發動機運行期間，這是氣門座鑲圏非常需要的性質，因為抗壓屈服強度同時影響保持過盈配合的能力和抵抗座面變形從而導致磨損的能力。表3顯示了該合金和其它常規鎳基合金的抗壓屈服強度與溫度的函數關系。表3—些鎳基/富鎳合金的抗壓屈服強度(CYS)<table>tableseeoriginaldocumentpage10</column></row><table>表3中提及的J89、J96和J100合金包括以下合金組成J89具有2.4確、0.298%Mn、0.525%Si、34.73%Cr、15.21%W、4.580%Mo、0.090°/。Fe、0.050%Co、35.93%Ni和0.146%偶存雜質，J96具有2.510%C、0.253%Mn、0.700%Si、28.26%Cr、15.34%W、0.063%Mo、6.050%Fe、0.920%Co、45.64%Ni和0.264%偶存雜質，以及J100具有2.238MC、0.338%Mn、0.716%Si、27.61%Cr、15.41%W、0.027%Mo、5.540%Fe、9.735%Co、38.35%Ni和0.034%偶存雜質。可以看出，兩種所測試的材料J96和J100具有比J73合金顯著更低的抗壓強度，特別在提高的溫度下。這是J73合金試圖加以改善的基本鎳基材料的主要缺陷之一。該數據顯示J73合金在提高的溫度下提供了30-40%的抗壓強度提高。J89是旨在相對J96和J100改善強度和耐磨性的鎳基合金；然而，J89利用了與J73合金非常不同的元素方法。盡管J73合金相對J96和J100的強度提高小于利用J89實現的提高，然而J73合金相對J89的主要優點是改善的可機加工性。對于J73合金所感興趣的另一點是在1000。F下發生輕微強化。在J89和J96合金中也可觀察到該強化，但在JIOO中未觀察到該強化。似乎在1000。F下在這些合金中發生了次生析出強化，這是富鎳氣門座鑲圏合金的期望性質以便幫助防止在極端溫度下的強度損失。在J96中次生析出效應略微更顯著，因為其含有大量的自由鎳固溶相(FCC)。使用六十磅爐制備另外六種合金熔煉料(試驗10-15)以進一步探索碳和硅對于合金的可鑄造性和體硬度的影響。一個設計標準是產生具有改善的顯微組織特性的較低硬度形式的合金。在一些氣門機構的應用中較低的鑲圏硬度的優點是其將趨于最小化氣門的磨損，可能以增加的鑲圏磨損為代價；然而，總的磨損會較小。因此，對于氣門磨損占總磨損高百分比的磨損問題，較軟形式的鑲圏合金是所期望的。對于試驗10-15，鐵含量為約20重量％且鎳含量為約34重量％。采用六種實驗熔煉料中的每一種來制作鑲圍鑄件的一個堆疊體。試驗10-12測試不同的碳含量，而試驗13-15測試1.1%碳指標下的不同硅含量。表4匯總了這些實驗熔煉料的組成和鑄態硬度的結果。表46種另外實驗熔煉料的總結試樣熔煉柳CMnSiCrMoWCoFeNiVHRc104I17XA0.490.091.1223.089.0511.07<0.121.1333.75<0.134.3114K17XA0.780.071,0624.129.0210.72<0.120.1633.84'<0.136.4124K17XB1.480.071.0624.168.9910.62<0.119.9133.48<0.149.8134KI8XA1.090.060.8024.309.1310.68<0.119.8533.85<0.142.6144KI8XB1.080.071.5223.959.1610.60<0.119.4433.75<0.144.0154K19XA1.010.060.5324.199.2010.74O.l19.9234.UO.l40.511所有熔煉料的澆注溫度均為2870-2920。F。除了在頂模中經歷不完全填充的試驗1S(熔煉料^19XA)之外，所有鑲圏鑄件均完全填充。所述不完全填充主要起因于0.53%的顯著低的硅含量，因此，對于鑄造部件，認為至少0.5%的硅對于改善可鑄造性是需要的。此外，熔煉料化19XA的冶金學檢測顯示在鑲圏橫截面中心處存在體積收縮(bulkshrinkage)，盡管其在尺寸上相對小。關于這些試驗的評述如下試驗10和11顯示在0.5%和0.8%的碳水平下，體硬度降至中等3(KsRc,即使具有目標水平的硅和鉻。該硬度似乎太低以至于不能用于鑄造氣門座鑲圏用途。試驗12再次顯示出高硬度，這次相比試驗l-9的熔煉料中的存在量具有較低的鐵和較高的鎳。在該熔煉料中也沒有釩或鈷。試驗13-15顯示出對于約1.1重量％的碳含量，硬度上升至低等4(KsRc。1.1%碳和1.5%的大量硅的組合(試驗14)導致了硬度增加到44Rc;但是，優選通過交換這些百分數(即1.5%C、1.l°/。Si)實現更高硬度，如表現出約50Rc硬度的試驗12所證實。試驗10-15的總體結果證實了關于碳、硅和鉻之間的平衡產生所需硬度的較早發現。硅在決定最終硬度方面明顯起到作用，但單獨使用硅不可能達到高等40'sHRc。似乎還必需控制碳和硅的含量以實現所需的高硬度。如果需要低等40'sHRc形式的合金，則硅較不受關注。試驗12代表碳、硅和鉻的優選組合(約1.5-1.6%C、1.0-l.l。/。Si和23-25%Cr)，以在該合金體系中產生最高硬度。體硬度和合金化元素的關系使用合金的所有15種實驗熔煉料(表2和4)的元素化學組成進行多元線性回歸研究以確定各種合金化元素對于體硬度的相對數學強度。以等式l示出了線性回歸研究的結果體HRc=-1.6+7.89C-0.71Si+1.49Cr+9.97Co-3.15V(1)當研究各種元素對體HRc的相對效應時，每種元素的相對效應是系數和元素％含量的乘積。因此，等式(1)中硬度效應的主要驅動者(driver)是碳和鉻。盡管鉻具有較低的正系數，但其含量明顯較高，使其對等式的整體貢獻顯著。閨2顯示了測量的體硬度和釆用等式1計算的體硬度之間的相關性。獲得了合理的趨勢，盡管僅有十五種實驗熔煉料用于該研究。熱膨脹系數使用n3熔煉料3E28XA(試驗1)確定熱膨脹系數。在表5中總結了包括J73合金、J89、J96、JIOO、J3和J130的材料的熱膨脹系數的對比。出于對比目的而包括鈷基J3和鐵基J130。使用1英寸長且直徑為0.5英寸的圓柱形樣品進行所有熱膨脹系數測試。表5熱膨脹系數(x10—6mm/mm。C)合金mf89f96noo131130合金體系畐樣富鎳鎳基鎳基鈷基'鐵基25-20O。C11.4010.7312.2112.8413.0910.4725-300oC12.1411.2512.9813.7513.9611.3225一00。C12.5511.5813.4214.3314.5412.0025-500oC12.9411.8913.7514.7215.0112.3425-6000C13.3412.2314.2315.1815.2612.55表5顯示出J73合金相比J96和J100具有相對低的熱膨脹系數。對于重負載氣門座鑲圍用途，最需要的熱膨脹系數是匹配氣缸蓋鑄鐵的熱膨脹系數，典型約11.5xl(T腿/mm'C。鈷基合金和鎳基合金常常具有相對高的熱膨脹系數，而J73合金的相對低的熱膨脹系數是優點且可歸因于合金體系設計。熱膨脹測試的另一重要結果是發現膨脹曲線在整個25-1000。C溫度范圍內平滑并逐漸增加。這表明在該溫度范圍內不發生相轉變，并證實熱處理對于實現熱尺寸穩定性不是必需的。制備熔煉料和SEM/EDS檢測13基于15種實驗澆注料的研究，制造n3合金的兩種全尺寸生產熔煉料(750磅)，即熔煉料4G28I(試驗16)和4G30K(試驗17)，用于合金材料的較軟和較硬形式的生產驗證。試驗16的目標是較軟(低等40"Rc)而試驗U的目標是較硬(中等40'sRc)。初步研究揭示在較低碳含量下通常更需要J73合金顯微組織；因此，優選的氣門座材料將限制碳不超過為獲得所需硬度絕對必需的水平。下表6中顯示了試驗16和17的化學組成和硬度結果。表6750磅熔煉料4G281(試驗16)和4G30K(試驗17)的組成<table>tableseeoriginaldocumentpage14</column></row><table>在研究熔煉料4G281的顯微組織中，發現與在3G10XA(試驗8，較低碳的熔煉料)中觀察到的期望結果類似。因此，利用4G28I進行合金材料的SEM/EDS檢測。揭示出非共晶反應相(很可能是固溶相)的分布是均勻分布。使用HitachiS3600N型掃描電子顯微鏡進行SEM/EDS/WDS輔助的相表征。基于從顯微組織檢測得到的信息，可以得到一些初步結論。圖3中描繪了在2000倍放大下的合金(4G28I)的典型SEM顯微組織圖像。可以在SEM二次電子圖像(圖3)中觀察三種主基質相。調節該圖像以通過亮度水平(A-白，B-灰，和C-黑)在圖3中顯示出三種主相。明顯地，B相是富足固溶基質相。B相分布在A區域和C區域之內和之間，A區域和C區域是來源于共晶/包晶反應的多相共晶反應產物，而B相的"島狀"部分似乎是在合金鑄造凝固過程中的初生相。在合金中觀察到的三種相似乎在組成中非常協調(consistent)。A相具有最高的鉻含量和最少的鎢含量，而C相在三種檢測的相中具有最高的鴒含量和最低的鉻含量。在圖4中顯示了富鉻的A相的EDS結果。為進一步證實在低于U00。F下沒有發生相轉變，測試了合金的兩種熔煉料的尺寸穩定性。從每種熔煉料對兩個5件組的鑲圏進行了測試。一個5件組是鑄態的(未熱處理)，而另一5件組是在1450。F下熱處理(應力釋放)4.5小時。為進行尺寸穩定性測試，在兩個位置(除了90°之外)非常精確地測量了所有鑲圏的外部直徑(O.D.)。然后在1200°F將它們加熱20小時，隨后在靜止空氣中冷卻。然后清洗鑲圏，并在與初始測量相同的位置處再次測量0.D.。然后計算初始和最終0.D.尺寸之間的差值。如果O.D.尺寸改變小于0.00025"每1"鑲圈直徑，則認為鑲圏材料是尺寸穩定的。測得的鑲圈直徑為1.375"，這在加熱到認為尺寸穩定后允許0.00034"的最大改變。下表7中示出了尺寸穩定性的測試結果表7尺寸穩定性結果熔煉料No.熱處理硬度HRc1200。F下20小時后平均O.D.尺寸改變可允許的最大改變狀態4G28I無41.80細05"0細34"通過4G28I1450。F.,4.5小時43.10.00006"0.00034"通過4G30K無46.00.00005"0細34"通過4G30K1450。F.,4.5小時46,30細02"0扁34"通過來自兩組熔煉料的兩組鑲圏都非常穩定，并且顯著低于允許的0.D.尺寸改變。因此可以得出結論，不論合金是否被熱處理，在1200。F以下都沒有發生顯著的尺度改變。Plint磨損測試結果在PlintModelTE77摩擦計中采用往復式針對板測試進行高溫往復磨損測試。測試條件包括20牛頓的施加載荷、20赫茲的往復頻率和lmm沖程長度，在從環境到500X:的不同測試溫度下。在磨損測試中，往復針由鑲圏材料制成，而靜止板由氣門材料制成。所測試的氣門材料包括鎳基Inconel751、鎳基Nimonic80A和鈷基Stellite1。所測試的鑲圏材料包括J73合金的三種熔煉料(熔15煉料3E"XA、3F20XA和3G01XA)，以及鎳基材料BX2的一種熔煉料(熔煉料3I10XA)，J3的一種熔煉料(熔煉料4C30A),以及出于對比目的的J130的一種熔煉料(熔煉料4D14N)。在目前的市場上，鈷基J3是與鎳基和Stellite1氣門材料運行良好的當今最成功的材料之一。目前在排氣用途中，鐵基J130也是成功的。BX2是美國專利6,200,688所公開的合金中的鎳基材料代表。表8中匯總了用于磨損測試的材料的組成。表8用于Plint磨損測試的鑲圏材料的化學組成合金熔煉料No.CMnSiCrMoWCoFeNiVNbJ733E28XA1.570.081.0022.418.6610.560.4823.15余量<0.1-"33F20XA1.570.071.0122.468.5810.500.4423.09余量<0.1-J733GOIXA1.610.080.9122.568.6810.65<0.123.34余量<0.1J34C30A2.290.220.7529.97-11.95余量0.740.22--BX23"0XA1.600.463.7013.43-11.93-33.09余量--J1304D14N1.480.400.9810.009.24--余里0,991.32.97在表9和10中總結了磨損測試結果。在吸氣和排氣鑲圏溫度范圍內進行測試，并相應組織了結果。將從測試結果得出的一些結論總結如下表9Plint磨損測試結果的總結，吸氣溫度范圍測試針/板材料平均總磨平均扭房平均針磨板磨損百損(mg)損(mg)損(mg)分數(％)1J73(3F20XA)/I謡nel7511.931.670.27862BX2(3I10XA)/I腦nel7514.831.872.97393J3(4C30A)/Inconel7513.200.832.37264J73(3E28XA)/Stellite13.933.770.1796200-300。C的吸5J73(3F20XA)/Stellite13.803.630.1796氣溫度范圍6J73(3G01XA)/Stellite13.403.200.20947J73(3F20XA)/Nimonic80A3.602.371.23668BX2(3I20XA)/Nimonic80A5.201.903.30374J73(3E28XA)/Stellite13.933.770,17969J3(4C30XA)/Stellite14.273.231.037610J130(4D14N)/Stellite14.234.170.179616表10Plint測試結果的總結，排氣溫度范圍<table>tableseeoriginaldocumentpage17</column></row><table>基于磨損測試結果的結論如下當相對于鎳基氣門材料Inconel751測試時，J73合金顯示出比J3和BX2更好的磨損性能。在吸氣和排氣溫度范圍內，均發生了這種耐磨性的增強。J73合金相對于Stellite1的耐磨性似乎在排氣溫度范圍內得到改善，并且體硬度增加。在Plint測試中，熔煉料3E28XA(測試4)具有最小的總磨損和針磨損。當相對于鎳基氣門材料Nimonic80A移動時，J73合金優于BX2。在吸氣和排氣溫度范圍，BX2顯示出顯著更高的針磨損以及總磨損。當相對于鈷基氣門面材料Stellite1在排氣鑲圏溫度范圍內測試時，J73合金優于J3和J130。值得注意的是，在目前市場上Stellite1最常用于排氣應用。這些實施方案僅僅是說明性的，而不應以任何方式理解為限制性的。通過所附權利要求而非上述說明書給出本發明的范圍，并且旨在涵蓋落入權利要求范圍內的所有變體和等價物。權利要求1.富鎳的耐磨合金，以重量％計包含0.5-2.5％C0.5-2％Si至多1％Mn20-30％Cr5-15％Mo5-15％W15-30％Fe余量Ni。2.權利要求1的合金，還包含每種至多1.5。/。的Ti、Al、Zr、Hf、Ta、V、Nb、Co或Cu和/或每種至多0.5%的Mg、B或Y。3.權利要求1的合金，其中C為1.5-1.6%、Si為1.0-1.1%且Cr為20-25%。4.權利要求1的合金，其中C為1-2%、Si為0.75-1.5%、Cr為22-25°/"Mo為7-12°/。、W為7-12%、Fe為22-25%、且Ni為25-40%。5.權利要求1的合金，具有主要含共晶反應相、細金屬間相和析出碳化物的顯微組織。6.權利要求1的合金，具有的顯微組織含有富Cr、Ni、W的金屬間相。7.權利要求1的合金，具有含均勻薄層型共晶凝固組織的顯微組織。8.權利要求1的合金，具有含至多1.8%的C且基本不含初生枝狀碳化物的顯微組織或具有含多于1.8%C的非枝狀型初生碳化物的顯微組織。9.權利要求1的合金，具有含至多1.5。/。C和被共晶反應產物包圍的固溶相的顯微組織。10.氣門座鑲圏合金，以重量％計包含，0.5-2.5%C0.5-2%Si至多1%Mn20-30%Cr5-15%Mo5-15%W15-30%Fe余量Ni。11.權利要求10的氣門座鑲圏，還包含每種至多1.5。/。的Ti、Al、Zr、Hf、Ta、V、Nb、Co或Cu，至多0.5%B，和/或至多0.5°/。的Mg加Y。12.權利要求10的氣門座鑲圏，其中C為1.5-1.6%、Si為1.0-1.1%且Cr為20-25%。13.權利要求10的氣門座鑲圏，其中Fe含量超過Cr含量至少0.5%，并且Ni含量超過Fe含量至少5%。14.權利要求10的氣門座鑲圏，其中W含量超過Mo含量。15.權利要求10的氣門座鑲圏，其中W含量超過Mo含量2%以下，Fe含量超過Cr含量5%以下，Ni含量超過Fe含量15%以下。16.權利要求10的氣門座鑲圏，其中鑲圏是鑄造鑲圏。17.權利要求10的氣門座鑲圏，其中鑲圏具有至少約40洛氏硬度C標度的鑄態硬度，95ksi的室溫抗壓屈服強度和/或至少85ksi的800。F抗壓屈服強度。18.權利要求10的氣門座鑲圏，其中鑲圏在1200°F下20小時后顯示出小于約0.5x10—3英寸的尺寸穩定性。19.制造內燃發動機的方法，包括將權利要求10的氣門座鑲圖嵌入內燃發動機的氣缸蓋。20.權利要求9的方法，其中發動機是柴油發動機。21.操作內燃發動機的方法，包含將氣門相對于權利要求10的氣門座鑲圏關閉以密封內燃發動機的氣缸以及引燃氣缸中的燃料以操作內燃發動機。22.權利要求21的方法，其中內燃發動機是柴油發動機。全文摘要一種富鎳的耐磨合金，以重量％計包含0.5-2.5％C、0.5-2％Si、至多1％Mn、20-30％Cr、5-15％Mo、5-15％W、15-30％Fe、余量Ni。該合金還可以包含其它的合金化組分如每種至多1.5％的Ti、Al、Zr、Hf、Ta、V、Nb、Co、Cu，至多0.5％B，和至多0.5％的Mg加Y。該合金優選具有主要含共晶反應相、細金屬間相和析出碳化物的顯微組織。例如，該顯微組織可以含有富Cr、Ni、W的金屬間相和/或該顯微組織可以含有均勻薄層型共晶凝固組織。該合金可用作內燃發動機如柴油發動機的氣門座鑲圈。對于含至多1.8％C的氣門座鑲圈合金，該顯微組織優選不含初生枝狀碳化物。對于含超過1.8％C的氣門座鑲圈合金，該顯微組織優選含有非枝狀型初生碳化物。對于含至多1.5％C的氣門座鑲圈，該顯微組織優選包括被共晶反應產物包圍的固溶相。文檔編號C22C19/03GK101490289SQ200780027267公開日2009年7月22日申請日期2007年6月27日優先權日2006年6月29日發明者T·特魯多,喬從躍申請人:L·E·瓊斯公司