[0001] 本发明涉及适用于发动机部件如气门座镶圈(valve seat insert)的具有硬度和耐磨性的富镍合金。

[0002] 内燃发动机如柴油发动机中的发动机运转条件对用于气门座镶圈的材料提出日益增加的要求。所以，需要改善的气门座镶圈材料。

[0003] 概述

[0004] 依据优选实施方案，富镍耐磨合金以重量％计包含：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、余量的Ni。

[0005] 该合金还可以包括其它合金化组分，如每种至多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。

[0006] 优选地，该合金具有主要含共晶反应相、细金属间相和析出碳化物的显微组织。例如，该显微组织可以包含富Cr、Ni、W的金属间相和/或该显微组织可以含均匀薄层型共晶凝固组织。该合金可用作内燃发动机例如柴油发动机的气门座镶圈。

[0007] 对于含至多1.8％C的气门座镶圈，显微组织优选不含初生枝状碳化物。对于含多于1.8％C的气门座镶圈合金，显微组织优选含非枝状型初生碳化物。对于含至多1.5％C的气门座镶圈，显微组织优选包括被共晶反应产物包围的固溶相。

[0008] 依据另一实施方案，气门座镶圈以重量％计包含0.5-2.5％C、0.5-2％Si、至多1％Mn、20-30％Cr、5-15％Mo、5-15％Cr、15-30％Fe、余量Ni。气门座可以通过铸造制造，并具有至少约40洛氏硬度C标度的铸态硬度、室温下95ksi的抗压屈服强度、和/或
800°F下至少85ksi的抗压屈服强度。优选地，在1200°F下20小时后，气门座镶圈显示-3
出小于约0.5×10 英寸的尺寸稳定性。

[0009] 在另一实施方案中，制造内燃发动机如柴油发动机的方法包括在发动机的气缸盖中嵌入气门座镶圈。在内燃发动机如柴油发动机的操作中，将气门相对于气门座镶圈关闭以密封发动机的气缸，并将燃料在气缸中引燃以操作发动机。

[0010] 附图简述

[0011] 图1图解了在座内径(I.D)处的J96排气镶圈。

[0012] 图2图解了J73合金体系中的测量体硬度和预测体硬度(bulkhardness)之间的相关性。

[0013] 图3图解了J73(4G28I)铸件(2000X)的二次电子SEM形貌。

[0014] 图4图解了显示图3中A相的典型组成的EDS图谱。

[0015] 发明详述

[0016] 本文公开了主要设计用于高温应用如气门座镶圈等的富镍耐磨合金。该合金是冶金学上设计用以在共晶反应凝固亚组织中实现金属间强化的富镍多相合金。因为其独特的强化机制，相比市售的镍基气门座合金，该合金具有相对高的抗压屈服强度和韧性，特别是在提高的温度下。该合金还显示出相对低的热膨胀系数，这对于排气气门座镶圈应用是优点。提高的温度下的高抗压强度和低热膨胀系数的组合表明该合金对于排气镶圈应用应该具有优异的镶圈保持能力。

[0017] 该合金优选不含大的初生碳化物和粗的凝固亚组织。优选通过该合金硬的金属间相和细分布的凝固亚组织实现其高温耐磨性和强度。优选地，该合金包括高的铬含量，并优选不含常规MC型碳化物合金化元素，如铌和钽。此外，根据优选的合金实施方案通过将碳、硅和铬结合，可以显著改善硬度、强度和耐磨性，同时提供对于气门座镶圈应用非常需要的显微组织。该合金的另一优点是，在25-1000℃的温度范围内优选不发生固态相转变反应，因此，不需要为提高的温度的应用而对该合金进行热处理以获得高的硬度、强度和热尺寸稳定性。

[0018] 当该合金相对于常规镍基气门材料如Inconel 751和Nimonic 80A以及称为Stellite 1的钴基气门面材料移动(run)时，其可以显示出改善的磨损性能。在Plint TE77高温往复磨损测试(ASTM标准G133)中已经证明了该合金的优异磨损性能。当相对于Inconel 751在吸气和排气温度范围内测试时，该合金优于其它镶圈合金如钴基J3和镍基BX2(美国专利6,200,688中的代表合金)。该合金在与Nimonic80A的磨损测试中还优于BX2。此外，在排气温度范围内相对于Stellite 1测试时，该合金优于钴基J3和铁基J130。

[0019] 由于该合金独特的合金设计概念，其显著不同于任何当前市售的镍基合金，特别是对于气门座镶圈用途。

[0020] 历史上，对镍基质应用了许多高温强化机制以使得镍基超合金成为提高温度应用中的最广泛使用的金属材料。镍基合金所需的材料性质包括提高温度下的疲劳强度、蠕变强度、热硬度、耐腐蚀性和抗氧化性。对气门座镶圈材料如J96和J100(参照SAE Std.J1692)的主要关注是高的镶圈外部直径(O.D.)变形和座面磨损。镶圈O.D.变形引起过盈配合丧失并因镶圈掉出而可能导致灾难性的发动机故障。镶圈掉出主要是排气气门座镶圈的问题，且起因于高的镶圈操作温度、相比铸铁的高热膨胀系数和在提高温度下的低抗压屈服强度的组合。J96和J100的座面磨损主要起因于低的基质强度和大的棒状初生碳化物开裂的组合，该开裂当基质变形时发生(参见图1)。近年来，为同时满足发动机性能和排放减少的目的，柴油发动机中的燃烧压力趋于更高。这种趋势伴随着镍基气门材料的增加使用，如Inconel 751和Nimonic 80A，以利用其相比铁基气门材料改善的高温疲劳强度。在关于镍基气门的一些最近应用中，观察到了镍基镶圈材料的较高磨损速率。因此，存在对这样的新型气门座镶圈材料的工业需求：相比市售的镍基气门座镶圈，其具有较高的强度和较低的热膨胀系数以及改善磨损性能的显微组织。为满足目标的这种结合，在开发富镍合金(本文称为J73合金)中，研究了基质强度的改善和碳化物尺寸的减小。设计J73合金以便满足该需求以及满足相比铁或钴基气门或气门面材料改善的磨损性能的持续需求。

[0021] 在优选实施方案中，希望富镍J73合金在耐磨性和抗压强度方面显示出改善，以便用于采用镍基气门材料的高性能发动机应用中。依据优选实施方案，该富镍耐磨合金以重量％计包含：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。在一个实施方案中，C为1.5-1.6％，Si为1.0-1.1％，Cr为20-25％，且Ni为25-50％。优选地，Fe超过Cr0.5％-5％，Ni超过Fe5-15％，且W超过Mo至多2％。
该合金是主要含共晶反应相、细金属间相和析出碳化物的多组分(Ni-Cr-Fe-W-Mo)基合金体系。因为凝固过程中共晶反应的特性，该合金可显示出相对良好的可铸造性，九种实验熔炼料(heat)的下述讨论证明了该可铸造性。在表1中列出了这九种合金的熔炼料的组成以及铸态体硬度。

[0022] 表1九种实验熔炼料概述

[0023]试验 熔炼料# C Mn Si Cr Mo W Co Fe Ni V HRc
1
3E28XA 1.57 0.08 1.00 22.41 8.66 10.56 0.48 23.15 31.94 ＜0.1 49.0
2
3E30XA 1.99 0.08 0.77 21.87 8.49 10.27 0.22 24.39 30.61 1.20 40.0
3
3F04XA 1.86 0.07 0.92 20.79 8.90 10.20 ＜0.1 24.50 32.56 ＜0.1 40.0
4
3F16XA 1.55 0.09 0.86 20.14 8.75 10.46 ＜0.1 25.52 31.36 1.15 42.0
5
3F20XA 1.57 0.07 1.01 22.46 8.58 10.50 0.44 23.09 32.13 ＜0.1 47.5
6
3G01XA 1.61 0.08 0.91 22.56 8.68 10.65 ＜0.1 23.34 32.00 ＜0.1 47.0
7
3G08XA 1.90 0.08 0.97 22.69 8.56 10.50 ＜0.1 23.51 31.64 ＜0.1 48.0
8
3G10XA 1.16 0.07 0.90 22.26 8.65 10.55 ＜0.1 23.60 32.62 ＜0.1 41.0
9
3G17XA 1.88 0.07 0.79 21.70 8.93 9.74 ＜0.1 24.69 32.03 ＜0.1 40.0[0024] 在含有高铬的镍基气门座镶圈合金中，因为合金中存在增加量的初生碳化物，材料的体硬度可以随增加的碳含量而提高。然而，对于多组分富镍合金，认为碳对于体硬度的影响不但与铬相关，还与硅相关。下面是对这些实验熔炼料的评述：

[0025] 试验1(熔炼料3E28XA)显示出最高的体硬度，尽管其碳含量显著低于具有相对低体硬度的熔炼料3E30XA(试验2)。硬度和碳含量之间的这种关系是出乎预料的。值得注意的是，试验2具有较低的硅。

[0026] 试验3结合了较高的碳和较高的硅，但值得注意的是，铬量低，再次导致了较低的硬度。

[0027] 在较低碳和较低铬下，试验4测试了钒的作用。通过对比试验1、2和4，似乎钒不是影响体硬度的主要合金化元素。

[0028] 试验5是对试验1的重复，并且再次得到了较高的硬度。

[0029] 试验6是对试验5的重复，但不含钴。再次获得了高硬度，这表明钴不是对硬度的重要贡献者。

[0030] 试验7是对试验6的重复，但不同的是碳较高(1.90％C)。仍然获得高硬度；因此，试验2的较低硬度并不是只与碳有关。

[0031] 试验8是对试验6的重复，但不同的是碳较低(1.16％C)。现在失去了较高的硬度。因为铬和硅高于试验2，所以该硬度损失主要是碳效应。

[0032] 试验9是对具有较高碳的试验7的重复，但具有较低的硅(0.79％Si)和较低的铬(21.70％Cr)。再次，未获得高硬度。

[0033] 表2的总体结果显示出在实现高硬度中碳、硅和铬之间的先前未知的关系。看起来需要约1.0％的最少硅和22％的最少铬以便实现45-50Rc的硬度。这些实验表明，优选这两种元素为这些含量以使得合金实现45-50Rc的硬度。硅、铬和碳的独特关系提供了出乎预料的结果，特别是铬在产生高硬度方面的作用。如果合金中缺乏初生铬碳化物，铬似乎参与共晶反应，导致形成富铬、镍和钨的金属间相。

[0034] 对于显微组织，该合金优选由非常均匀的薄层型共晶凝固组织构成。在该合金体系中，在1.8％C或更低的碳水平下没有观察到初生枝状碳化物。当碳含量大于1.8重量％时，可以观察到非枝状型初生碳化物。当碳含量低于1.5重量％时，合金包含被共晶反应产物包围的固溶相“岛”。钒是合金体系中的MC型碳化物形成体，然而，发现钒在0-1.5重量％的范围内时，其对合金体硬度的影响相对小，因此，合金体系中的钒加入是任选的。钴与钒行为相似，并可以按0-1.5重量％的量任选地加入合金中。

[0035] 抗压屈服强度

[0036] 材料的抗压屈服强度反映出对永久变形的整体耐受性(bulkresistance)。在发动机运行期间，这是气门座镶圈非常需要的性质，因为抗压屈服强度同时影响保持过盈配合的能力和抵抗座面变形从而导致磨损的能力。表3显示了该合金和其它常规镍基合金的抗压屈服强度与温度的函数关系。

[0037] 表3一些镍基/富镍合金的抗压屈服强度(CYS)

[0038]CYS@RT(KSI) CYS@600°F(KSI) CYS@800°F(KSI) CYS@1000°F
合金
(KSI)
J89 130 115 112 115
J96 67 67 63 67
J100 63 60 57 62
J73(3E28XA) 98 95 86 89

[0039] 表3中提及的J89、J96和J100合金包括以下合金组成：J89具有2.440％C、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％偶存杂质，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％偶存杂质，以及J100具有2.238％C、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％偶存杂质。

[0040] 可以看出，两种所测试的材料J96和J100具有比J73合金显著更低的抗压强度，特别在提高的温度下。这是J73合金试图加以改善的基本镍基材料的主要缺陷之一。该数据显示J73合金在提高的温度下提供了30-40％的抗压强度提高。J89是旨在相对J96和J100改善强度和耐磨性的镍基合金；然而，J89利用了与J73合金非常不同的元素方法。尽管J73合金相对J96和J100的强度提高小于利用J89实现的提高，然而J73合金相对J89的主要优点是改善的可机加工性。

[0041] 对于J73合金所感兴趣的另一点是在1000°F下发生轻微强化。在J89和J96合金中也可观察到该强化，但在J100中未观察到该强化。似乎在1000°F下在这些合金中发生了次生析出强化，这是富镍气门座镶圈合金的期望性质以便帮助防止在极端温度下的强度损失。在J96中次生析出效应略微更显著，因为其含有大量的自由镍固溶相(FCC)。

[0042] 使用六十磅炉制备另外六种合金熔炼料(试验10-15)以进一步探索碳和硅对于合金的可铸造性和体硬度的影响。一个设计标准是产生具有改善的显微组织特性的较低硬度形式的合金。在一些气门机构的应用中较低的镶圈硬度的优点是其将趋于最小化气门的磨损，可能以增加的镶圈磨损为代价；然而，总的磨损会较小。因此，对于气门磨损占总磨损高百分比的磨损问题，较软形式的镶圈合金是所期望的。

[0043] 对于试验10-15，铁含量为约20重量％且镍含量为约34重量％。采用六种实验熔炼料中的每一种来制作镶圈铸件的一个堆叠体。试验10-12测试不同的碳含量，而试验13-15测试1.1％碳指标下的不同硅含量。表4汇总了这些实验熔炼料的组成和铸态硬度的结果。

[0044] 表4 6种另外实验熔炼料的总结

[0045]cRH 3.43 4.63 8.94 6.24 0.44 5.04
1 1 1 1 1 1
.0 .0 .0 .0 .0 .0
V ＜ ＜ ＜ ＜ ＜ ＜
57. 48. 84. 58. 57. 11.
iN 33 33 33 33 33 43
31. 61. 19. 58. 44. 29.
eF 12 02 91 91 91 91
1. 1. 1. 1. 1. 1.
0 0 0 0 0 0
oC ＜ ＜ ＜ ＜ ＜ ＜
70.1 27.0 26.0 86.0 06.0 47.0
W 1 1 1 1 1 1
oM 50.9 20.9 99.8 31.9 61.9 02.9

rC 80.32 21.42 61.42 03.42 59.32 91.42
21 60 60 08 25 35
iS .1 .1 .1 .0 .1 .0
90 70 70 60 70 60
nM .0 .0 .0 .0 .0 .0
C 94.0 87.0 84.1 90.1 80.1 10.1

#料 AX7 AX7 BX7 AX8 BX8 AX9
炼熔 1I4 1K4 1K4 1K4 1K4 1K4

样试 01 11 21 31 41 51

[0046] 所有熔炼料的浇注温度均为2870-2920°F。除了在顶模中经历不完全填充的试验15(熔炼料4K19XA)之外，所有镶圈铸件均完全填充。所述不完全填充主要起因于0.53％的显著低的硅含量，因此，对于铸造部件，认为至少0.5％的硅对于改善可铸造性是需要的。此外，熔炼料4K19XA的冶金学检测显示在镶圈横截面中心处存在体积收缩(bu1kshrinkage)，尽管其在尺寸上相对小。关于这些试验的评述如下：

[0047] 试验10和11显示在0.5％和0.8％的碳水平下，体硬度降至中等30′s Rc，即使具有目标水平的硅和铬。该硬度似乎太低以至于不能用于铸造气门座镶圈用途。

[0048] 试验12再次显示出高硬度，这次相比试验1-9的熔炼料中的存在量具有较低的铁和较高的镍。在该熔炼料中也没有钒或钴。

[0049] 试验13-15显示出对于约1.1重量％的碳含量，硬度上升至低等40′s Rc。1.1％碳和1.5％的大量硅的组合(试验14)导致了硬度增加到44Rc；但是，优选通过交换这些百分数(即1.5％C、1.1％Si)实现更高硬度，如表现出约50Rc硬度的试验12所证实。

[0050] 试验10-15的总体结果证实了关于碳、硅和铬之间的平衡产生所需硬度的较早发现。硅在决定最终硬度方面明显起到作用，但单独使用硅不可能达到高等40′s HRc。似乎还必需控制碳和硅的含量以实现所需的高硬度。如果需要低等40′s HRc形式的合金，则硅较不受关注。试验12代表碳、硅和铬的优选组合(约1.5-1.6％C、1.0-1.1％Si和23-25％Cr)，以在该合金体系中产生最高硬度。

[0051] 体硬度和合金化元素的关系

[0052] 使用合金的所有15种实验熔炼料(表2和4)的元素化学组成进行多元线性回归研究以确定各种合金化元素对于体硬度的相对数学强度。以等式1示出了线性回归研究的结果：

[0053] 体HRc＝-1.6+7.89C-0.71Si+1.49Cr+9.97Co-3.15V(1)

[0054] 当研究各种元素对体HRc的相对效应时，每种元素的相对效应是系数和元素％含量的乘积。因此，等式(1)中硬度效应的主要驱动者(driver)是碳和铬。尽管铬具有较低的正系数，但其含量明显较高，使其对等式的整体贡献显著。

[0055] 图2显示了测量的体硬度和采用等式1计算的体硬度之间的相关性。获得了合理的趋势，尽管仅有十五种实验熔炼料用于该研究。

[0056] 热膨胀系数

[0057] 使用J73熔炼料3E28XA(试验1)确定热膨胀系数。在表5中总结了包括J73合金、J89、J96、J100、J3和J130的材料的热膨胀系数的对比。出于对比目的而包括钴基J3和铁基J130。使用1英寸长且直径为0.5英寸的圆柱形样品进行所有热膨胀系数测试。

[0058] 表5热膨胀系数(×10-6mm/mm℃)

[0059]合金 J73 J89 J96 J100 J3 J130
合金体系 富镍 富镍 镍基 镍基 钴基 铁基
25-200℃ 11.40 10.73 12.21 12.84 13.09 10.47
25-300℃ 12.14 11.25 12.98 13.75 3.96 11.32
25-400℃ 12.55 11.58 13.42 14.33 14.54 12.00
25-500℃ 12.94 11.89 13.75 14.72 15.01 12.34
25-600℃ 13.34 12.23 14.23 15.18 15.26 12.55

[0060] 表5显示出J73合金相比J96和J100具有相对低的热膨胀系数。对于重负载气门-6座镶圈用途，最需要的热膨胀系数是匹配气缸盖铸铁的热膨胀系数，典型约11.5×10 mm/mm℃。钴基合金和镍基合金常常具有相对高的热膨胀系数，而J73合金的相对低的热膨胀系数是优点且可归因于合金体系设计。

[0061] 热膨胀测试的另一重要结果是发现膨胀曲线在整个25-1000℃温度范围内平滑并逐渐增加。这表明在该温度范围内不发生相转变，并证实热处理对于实现热尺寸稳定性不是必需的。

[0062] 制备熔炼料和SEM/EDS检测

[0063] 基于15种实验浇注料的研究，制造J73合金的两种全尺寸生产熔炼料(750磅)，即熔炼料4G28I(试验16)和4G30K(试验17)，用于合金材料的较软和较硬形式的生产验证。试验16的目标是较软(低等40′s Rc)而试验17的目标是较硬(中等40′s Rc)。初步研究揭示在较低碳含量下通常更需要J73合金显微组织；因此，优选的气门座材料将限制碳不超过为获得所需硬度绝对必需的水平。下表6中显示了试验16和17的化学组成和硬度结果。

[0064] 表6 750磅熔炼料4G28I(试验16)和4G30K(试验17)的组成

[0065]试验 熔炼料# C Mn Si Cr Mo W Co Fe Ni V HRc
16 4G28I 1.17 0.09 1.00 23.67 9.00 11.02 ＜0.1 19.97 33.86 ＜0.1 41.8
17 4G30K 1.34 0.10 1.14 24.26 9.18 10.12 0.34 20.53 32.82 ＜0.1 46.0[0066] 在研究熔炼料4G28I的显微组织中，发现与在3G10XA(试验8，较低碳的熔炼料)中观察到的期望结果类似。因此，利用4G28I进行合金材料的SEM/EDS检测。揭示出非共晶反应相(很可能是固溶相)的分布是均匀分布。

[0067] 使用Hitachi S3600N型扫描电子显微镜进行SEM/EDS/WDS辅助的相表征。基于从显微组织检测得到的信息，可以得到一些初步结论。图3中描绘了在2000倍放大下的合金(4G28I)的典型SEM显微组织图像。

[0068] 可以在SEM二次电子图像(图3)中观察三种主基质相。调节该图像以通过亮度水平(A＝白，B＝灰，和C＝黑)在图3中显示出三种主相。明显地，B相是富足固溶基质相。B相分布在A区域和C区域之内和之间，A区域和C区域是来源于共晶/包晶反应的多相共晶反应产物，而B相的“岛状”部分似乎是在合金铸造凝固过程中的初生相。

[0069] 在合金中观察到的三种相似乎在组成中非常协调(consistent)。A相具有最高的铬含量和最少的钨含量，而C相在三种检测的相中具有最高的钨含量和最低的铬含量。在图4中显示了富铬的A相的EDS结果。

[0070] 为进一步证实在低于1200°F下没有发生相转变，测试了合金的两种熔炼料的尺寸稳定性。从每种熔炼料对两个5件组的镶圈进行了测试。一个5件组是铸态的(未热处理)，而另一5件组是在1450°F下热处理(应力释放)4.5小时。

[0071] 为进行尺寸稳定性测试，在两个位置(除了90°之外)非常精确地测量了所有镶圈的外部直径(O.D.)。然后在1200°F将它们加热20小时，随后在静止空气中冷却。然后清洗镶圈，并在与初始测量相同的位置处再次测量O.D.。然后计算初始和最终O.D.尺寸之间的差值。如果O.D.尺寸改变小于0.00025”每1”镶圈直径，则认为镶圈材料是尺寸稳定的。测得的镶圈直径为1.375”，这在加热到认为尺寸稳定后允许0.00034”的最大改变。下表7中示出了尺寸稳定性的测试结果：

[0072] 表7尺寸稳定性结果

[0073]1200°F下20小时后 可允许的 状态
熔炼料No. 热处理 硬度HRc 平均O.D.尺寸改变 最大改变
4G28I 无 41.8 0.00005” 0.00034” 通过
4G28I 1450°F.，4.5小时 43.1 0.00006” 0.00034” 通过
4G30K 无 46.0 0.00005” 0.00034” 通过
4G30K 1450°F.，4.5小时 46.3 0.00002” 0.00034” 通过

[0074] 来自两组熔炼料的两组镶圈都非常稳定，并且显著低于允许的O.D.尺寸改变。因此可以得出结论，不论合金是否被热处理，在1200°F以下都没有发生显著的尺度改变。

[0075] Plint磨损测试结果

[0076] 在Plint Model TE77摩擦计中采用往复式针对板测试进行高温往复磨损测试。测试条件包括20牛顿的施加载荷、20赫兹的往复频率和1mm冲程长度，在从环境到500℃的不同测试温度下。

[0077] 在磨损测试中，往复针由镶圈材料制成，而静止板由气门材料制成。所测试的气门材料包括镍基Inconel 751、镍基Nimonic 80A和钴基Stellite 1。所测试的镶圈材料包括J73合金的三种熔炼料(熔炼料3E28XA、3F20XA和3G01XA)，以及镍基材料BX2的一种熔炼料(熔炼料3I10XA)，J3的一种熔炼料(熔炼料4C30A)，以及出于对比目的的J130的一种熔炼料(熔炼料4D14N)。在目前的市场上，钴基J3是与镍基和Stellite 1气门材料运行良好的当今最成功的材料之一。目前在排气用途中，铁基J130也是成功的。BX2是美国专利6,200,688所公开的合金中的镍基材料代表。表8中汇总了用于磨损测试的材料的组成。

[0078] 表8用于Plint磨损测试的镶圈材料的化学组成

[0079]bN - - - - - 79.1
1 1 1
V .0＜ .0＜ .0＜ - - 23.1
量 量 量 22 量 99
iN 余 余 余 .0 余 .0
51. 90. 43. 47 90. 量
eF 32 32 32 .0 33 余
1
oC 84.0 44.0 .0＜ 量余 - -

65 05 56 59 39
W .01 .01 .01 .11 .11 -

6 8 8 4
oM 6.8 5.8 6.8 - - 2.9

14 64 65 79 34 00
rC .22 .22 .22 .92 .31 .01

0 1 1 5 0 8
iS 0.1 0.1 9.0 7.0 7.3 9.0

nM 80.0 70.0 80.0 22.0 64.0 04.0
C 75.1 75.1 16.1 92.2 06.1 84.1

.oN
料 AX8 AX0 AX1 A0 AX0 N4
炼熔 2E3 2F3 0G3 3C4 1I3 1D4

金合 37J 37J 37J 3J 2XB 031J

[0080] 在表9和10中总结了磨损测试结果。在吸气和排气镶圈温度范围内进行测试，并相应组织了结果。将从测试结果得出的一些结论总结如下：

[0081] 表9 Plint磨损测试结果的总结，吸气温度范围

[0082]

[0083] 表10 Plint测试结果的总结，排气温度范围

[0084]

[0085] 基于磨损测试结果的结论如下：

[0086] 当相对于镍基气门材料Inconel 751测试时，J73合金显示出比J3和BX2更好的磨损性能。在吸气和排气温度范围内，均发生了这种耐磨性的增强。

[0087] J73合金相对于Stellite 1的耐磨性似乎在排气温度范围内得到改善，并且体硬度增加。在Plint测试中，熔炼料3E28XA(测试4)具有最小的总磨损和针磨损。

[0088] 当相对于镍基气门材料Nimonic 80A移动时，J73合金优于BX2。在吸气和排气温度范围，BX2显示出显著更高的针磨损以及总磨损。

[0089] 当相对于钴基气门面材料Stellite 1在排气镶圈温度范围内测试时，J73合金优于J3和J130。值得注意的是，在目前市场上Stellite1最常用于排气应用。

[0090] 这些实施方案仅仅是说明性的，而不应以任何方式理解为限制性的。通过所附权利要求而非上述说明书给出本发明的范围，并且旨在涵盖落入权利要求范围内的所有变体和等价物。