具有改善的压缩屈服强度的铁-铬合金及其制造与使用方法

摘要

一种铬-铁合金，按重量%计包含1至3%的C、1至3%的Si、至多3%的Ni、25至35%的Cr、1.5至3%的Mo、至多2%的W、2.0至4.0%的Nb、至多3.0%的V、至多3.0%的Ta、至多1.2%的B、至多1%的Mn和43至64%的Fe。在一优选实施方案中，所述铬-铁合金按重量%计包含1.5至2.3%的C、1.6至2.3%的Si、0.2至2.2%的Ni、27至34%的Cr、1.7至2.5%的Mo、0.04至2%的W、2.2至3.6%的Nb、至多1%的V、至多3.0%的Ta、至多0.7%的B、0.1至0.6%的Mn和43至64%的Fe。所述铬-铁合金可用于内燃机（如柴油机或天然气发动机）用气门座圈。

说明书

发明背景

更为严格的柴油机和天然气发动机的废气排放法律和内燃机的高 功率输出已经导致发动机设计上的变化，包括在柴油机中需要高压电 子燃料喷射系统和在天然气发动机中需要化学计量燃烧。按照新设计 建构的发动机采用比先前的设计更高的燃烧压力、更高的工作温度和 更少的润滑。新设计的部件包括气门座圈（VSI）经受明显更高的磨 损率。进气和排气门座圈与气门例如必须能够以最低磨损（例如磨蚀、 粘附和腐蚀磨损）承受大量气门冲击活动和燃烧活动。这已经推动了 材料选择方面向着与柴油和天然气工业通常采用的气门座圈材料相比 具有改善的耐腐蚀性的材料的转变。

柴油机开发中的另一新兴趋势是使用EGR（废气再循环）。采用 EGR，废气送回至吸入的空气流中以减少废气排放中的氮氧化物 （NOx）含量。在柴油机或天然气发动机中使用EGR可提高气门座圈 的工作温度。因此，需要用于使用EGR的柴油机和天然气发动机的 具有良好机械性质（包括热硬度和压缩屈服强度）的更低成本的气门 座圈。

此外，由于废气含有可能生成酸的氮、硫、氯和其它元素的化合 物，因此对于使用EGR的柴油机和天然气发动机而言，提高了对气 门座圈用合金的改善的耐腐蚀性的需要。酸可侵袭气门座圈和气门， 导致过早的发动机故障。

发明概述

铬-铁合金按重量%计包含：1至3%的C（优选1.5至2.3%、进 一步优选1.6至2.2%）、1至3%的Si（优选1.6至2.3%、进一步优 选1.7至2.3%）、至多3%的Ni（优选0.2至2.2%）、25至35%的 Cr（优选27至34%、进一步优选28至32.5%）、1.5至3%的Mo（优 选1.7至2.5%）、至多2%的W（优选0.04至2%、进一步优选0.4 至1.5%）、2.0至4.0%的Nb（优选2.2至3.6%）、至多3.0%的V （优选至多1%）、至多3.0%的Ta（优选至多1%）、至多1.2%的 B（优选至多0.7%）、至多1%的Mn（优选0.1至0.6%）和43至 64%的Fe以及偶存杂质。在优选实施方案中，所述铬-铁合金按重量% 计包含：1.9至2.0%的C、2至2.1%的Si、1.6至2.0%的Ni、31.3 至31.9%的Cr、1.9至2.0%的Mo、1至1.5%的W、3.1至3.4%的 Nb、0.003至0.05%的V、至多0.5%的Ta、0.4至0.6%的B、0.2至 0.5%的Mn和54至56%的Fe以及偶存杂质。

所述铬-铁合金具有由一次碳化物（约40至60体积%、优选约 50体积%）和具有富Nb（碳化物、氮化物、碳氮化物）强化相的高 Cr/Mo铁素体（约40至60体积%、优选约50体积%）基质组成的 铸态显微组织。本文中用于描述数字值的术语“约”意欲覆盖该数字值 加或减10%的范围。所述一次碳化物优选为2.5微米或更小的针状碳 化物，所述强化相优选为10微米或更小的多面体形状的碳化物、氮化 物和/或碳氮化物。

所述铬-铁合金可以是铸件，该铸件具有40至56Rockwell C的铸 态材料硬度（材料硬度）；约75℉下450至500的、约1000℉下280 至300的、约1600℉下55至70的热硬度（HV10）；约75℉下80至 220KSi的、约1000℉下60至130的压缩屈服强度；8×10^-6至13×10^-6/℃ 的线性热膨胀系数。

上述铬-铁合金用作发动机（如柴油机或天然气发动机）用的气门 座圈。所述座圈优选地表现出在约1200℉下时效(aging)约20小时后 每英寸座圈外径（O.D.）变化小于0.3×10^-3英寸的尺寸稳定性。

提供了一种运行内燃机的方法。在运行内燃机如柴油机或天然气 发动机时，气门对气门座圈关闭以关闭内燃机的气缸，燃料在气缸内 被点燃以运行该内燃机。该气门优选由高铬铁基合金或高温镍基超级 合金组成；或该气门是用由碳化物强化的高温耐磨损合金表面硬化过 的。

提供了一种制造上述铬-铁合金的方法。该铬-铁合金可以在约 2700℉至约3000℉的温度下由熔体浇铸为成形部件；或该铬-铁合金的 粉末可以压制为成形部件并在约1950℉至约2300℉的温度下在还原 性气氛中烧结。所述还原性气氛可以是氢气或离解氨与氮气的混合物。 所述成形部件可以是气门座圈并在约900℉至约1700℉的温度下析出 硬化热处理约2小时至约15小时。所述热处理可以在惰性、氧化性或 还原性气氛中或在真空中进行。

附图概述

图1是并入铬-铁合金（本文中称为J153合金）的气门座圈的气 门组装件的横截面图。

图2A-2B是铸态条件下的J153合金的光学显微照片。

图3A-3B是铸态条件下的J153合金的扫描电子显微照片。

发明详述

图1描述了示例性发动机气门组装件2。气门组装件2包括气门4， 其可滑动地支撑在气门杆导管6的内膛中。气门杆导管6是装配到气 缸盖8中的管状结构。箭头显示了气门4的运动方向。气门4包括插 在气门4的帽12与气门颈14之间的气门座面10。气门杆16位于气 门颈14上方并安装在气门杆导管6内。具有气门座圈面10’的气门座 圈18例如通过压入配合嵌入到发动机的气缸盖8中。气缸盖通常包含 铸铁、铝或铝合金的铸件。所述座圈18（以横截面形式显示）优选为 环形，气门座圈面10’在气门4运动过程中与气门座面10啮合。

本文中公开的是一种用于气门机构材料用途、优选内燃机气门座 圈的新型铬-铁合金（本文中称为“J153合金”）。该铬-铁合金（J153 合金）按重量%计包含：1至3%的C（优选1.5至2.3%、进一步优 选1.6至2.2%）、1至3%的Si（优选1.6至2.3%、进一步优选1.7 至2.3%）、至多3%的Ni（优选0.2至2.2%）、25至35%的Cr（优 选27至34%、进一步优选28至32.5%）、1.5至3%的Mo（优选1.7 至2.5%）、至多2%的W（优选0.04至2%、进一步优选0.4至1.5%）、 2.0至4.0%的Nb（优选2.2至3.6%）、至多3.0%的V（优选至多1%）、 至多3.0%的Ta（优选至多1%）、至多1.2%的B（优选至多0.7%）、 至多1%的Mn（优选0.1至0.6%）和43至64%的Fe以及偶存杂质。

设计该J153合金的显微组织以产生遍及富Cr一次碳化物和高铬 铁素体显微组织均匀分散的二次强化相。该J153合金的铸态显微组织 可含有约40至60体积%、优选约50体积%的铁素体，和约40至60 体积%、优选约50体积%的铁素体一次碳化物。MC型碳化物、MN 型氮化物或MCN型碳氮化物以球形和/或多面体形颗粒形式遍及铁素 体-碳化物基质均匀地分布，其中M代表强MC、MN或MCN形成元 素(former)，如Nb。此外，微细的富硼相沿富Cr一次碳化物与高铬 铁素体之间的边界区域均匀分散。球形和/或多面体形颗粒的均匀分布 通过阻碍压缩应力下的基质位移产生二次强化，并由此提高该J153 合金的各向同性机械性能。该球形和/或多面体形颗粒通过阻碍应力下 的基质位置产生显著的二次强化效果，由此提高了该J153合金的各向 同性行为。该一次碳化物优选是宽度为2.5微米或更小的针状碳化物， 该强化相优选是5微米或更小的多面体形碳化物、氮化物和/或碳氮化 物。该J153合金不包括任何大量的马氏体和奥氏体相。

碳是J153中的重要的合金化元素，其影响合金可铸性、显微组织、 凝固亚组织以及机械冶金行为。通常，碳含量提高可增强钢材的熔融 金属流动性。但是，由于碳是钢材中的强奥氏体形成元素，因此高碳 含量可以促进奥氏体生成。已经确定在J153合金中合适的碳含量为1 至3重量%、优选1.5至2.3重量%、进一步优选1.6至2.2重量%。

硼可用于提高J153合金的硬度。因为硼在铁基合金中具有低溶解 度，游离硼原子和/或富硼化合物倾向于沿晶界和凝固晶胞边界分布。 结果，硼和/或硼化物可有助于更细微的显微组织和凝固亚组织。在 J153合金体系中，硼含量的提高显著提高了铸态合金的体硬度。已经 确定在J153合金中合适的硼含量为至多1.2重量%、优选至多0.7重 量%。B含量优选小于C含量。

铌对于铁基材料中的碳具有强亲合力，因此，生成碳化铌（NbC） 的倾向要远大于碳化铬。铌还可以形成氮化铌（NbN）和/或碳氮化铌 （NbCN）颗粒。向铁基合金中引入铌可以显著地将晶间腐蚀倾向减 至最低。此外，铌的碳化物/氮化物/碳氮化物通常以小的球形和/或多 面体形颗粒形式形成，其均匀分布在铁素体-碳化物基质中。由此，铌 的碳化物/氮化物/碳氮化物充当了J153合金的一次强化机制。已经确 定在J153合金中合适的铌含量为2.0至4.0重量%、优选2.2至3.6 重量%。Nb的含量优选比C含量高至少0.4重量%。

镍是奥氏体形成元素，由此可任选添加，但是可以因残余镍而以 至多2.5%的量存在，这些残余镍来自在炉中熔融含Ni合金的在先浇 铸工序。但是，镍在铁素体合金中的作用在于通过固溶体强化作用而 强化铁素体相。尽管镍在铁基合金中不会形成碳化物，但向J153合金 中添加镍可用于增大硬度。已经确定在J153合金中合适的镍含量为至 多3.0重量%、优选0.2至2.2重量%。Nb含量优选大于Ni含量。Ni 含量优选大于B含量。

钨对于高铬铁基材料中的碳具有强亲合力，导致形成富铬和钨的 一次碳化物。此外，钨还可与铁反应形成铁-钨金属间相。由此，在 J153合金中添加钨可以提高合金强度与硬度。已经确定在J153合金 中合适的钨含量为至多2.0重量%、优选0.04至2.0重量%、进一步 优选0.4至1.5重量%。C含量优选比W含量高出至少0.45重量%。

钼是碳化物形成元素，并可能与铬结合以形成一次碳化物。已经 确定在J153合金中合适的钼含量为1.5至3重量%、优选1.7至2.5 重量%。Cr含量对Mo含量的比率为至少10:1。

锰是奥氏体形成元素。已经确定在J153合金中合适的锰含量为至 多1.0重量%、优选0.1至0.6重量%。

硅是可显著影响可铸性和凝固模式的合金化元素。此外，硅扩大 形成σ-铁-铬相的范围。已经确定在J153合金中合适的硅含量为1至 3重量%、优选1.6至2.3重量%、进一步优选1.7至2.3重量%。

铬是铁素体和碳化物形成元素，并以高铬铁素体和富Cr一次碳 化物形式出现在该显微组织中。铬还有助于改善J153合金的耐腐蚀 性。已经确定在J153合金中合适的铬含量为25至35重量%、优选 27至34重量%、进一步优选28至33.5重量%。

碳化物形成元素如钒和钽是任选的，并可以各自以至多3重量%、 优选各自至多1重量%的量添加。

评价J153合金

进行J153试验熔炼料（experimental heats）（即60磅批）的二 十七个试验以设计和优化含有目标33重量%Cr的铁-铬合金中的铁 素体-碳化物显微组织特征。可以通过受控添加形成铁素体的合金化元 素（如Cr、Mo、W和Nb）和控制碳化物生成的能力来实现显微组 织控制。浇铸温度可为约2700℉至约3000℉，取决于铸件尺寸。在露 天感应炉中制备所述铸件。可以调节J153合金的组成以优化体硬度和 强度。二十七种试验熔炼料的组成概述在表1-9中。体硬度通过洛氏 硬度试验，标度C（即HRC）来表征。

试验1和2是开发J153合金中的前两个试验。试验1和2的组成 及测得的体硬度概括在表1中。

表1

  试验   熔炼料   C   Mn   Si   Cr   Mo   W   Nb   Ni   B   Fe   V   HRC   1   7J22XA   1.734   0.460   1.625   27.95   1.838   0.651   3.580   1.879   1.157   58.88   0.042   55.5   2   7J22XB   1.959   0.394   1.931   33.70   2.261   0.042   3.019   0.243   0.206   56.05   0.044   41.5

在试验1中，除了一次碳化物和铁素体相之外，还观察到了不合 意的显微组织特征，如马氏体和残留奥氏体。由于存在马氏体，试验 1的体硬度值为约55.5HRC。尽管试验1表现出高的体硬度，但其不 含有需要的高铬铁素体加高铬一次碳化物的J153基质显微组织。

在试验2中，调节试验1的组成以显著减少镍、硼和钨含量并提 高铬含量。试验2具有交替分布的一次碳化物和铁素体与分布在铁素 体中的二次强化相的所需显微组织。试验2中的合金的硬度降低至约 41.5HRC。

在试验3和4中，根据试验1和2的结果调节硼、铬、铌和钨的 含量以优化体硬度。试验3和4的组成及测得的体硬度概括在表2中。

表2

  试验   熔炼料   C   Mn   Si   Cr   Mo   W   Nb   Ni   B   Fe   V   HRC   3   7K05XA  1.965   0.333   2.263   30.81   1.961   1.040   2.379   2.071   0.449   56.61   0.031   51.0   4   7K12XA  1.882   0.326   2.081   30.55   1.971   0.955   2.615   1.969   0.456   56.98   0.036   47.0

在试验5-8中，对约1.8重量%至1.9重量%的碳含量，评估由约 0.48重量%改变至约0.7重量%的硼含量对体硬度的影响。试验5-8 的组成及测得的体硬度概括在表3中。

表3

  试验   熔炼料   C   Mn   Si   Cr   Mo   W   Nb   Ni   B   Fe   V   HRC   5   7K26XA   1.881   0.351   1.924   32.33   1.993   0.579   3.167   1.600   0.708   55.30   0.037   48.0   6   7L03XA   1.897   0.300   2.022   31.52   1.975   1.012   2.830   1.996   0.615   55.68   0.038   49.0   7   7L10XA   1.778   0.300   1.906   30.43   1.982   1.168   2.218   2.062   0.384   57.64   0.036   45.0   8   7L23XA   1.800   0.407   1.924   30.14   1.921   1.314   2.428   1.906   0.476   57.53   0.029   45.5

如表3中所示，通过提高硼含量增加了体硬度。硼含量由约0.48 重量%提高至约0.7重量%致使体硬度由约45HRC（试验7和8）提 高至约48-49HRC（试验5和6）。

在试验9和10中，评价了提高碳、铌和镍的同时降低钨和锰的影 响。试验9和10的组成及测得的硬度概括在表4中。

表4

  试验   熔炼料   C   Mn   Si   Cr   Mo   W   Nb   Ni   B   Fe   V   HRC   9   8A02XA   1.865   0.368   2.052   31.13   2.400   1.008   2.769   1.863   0.500   55.92   0.019   44.5   10   8A02XB   2.140   0.160   2.030   31.98   2.350   0.680   3.200   2.17   0.470   54.34   0.030   45.0

如表4中所示，提高碳、铌和镍的同时降低钨和锰导致体硬度的 最小改变。

在试验11-13中，评价了改变铌、钒、碳和硼的结合效果的效果。 试验11-13的组成及测得的体硬度概括在表5中。

表5

  试验   熔炼料   C   Mn   Si   Cr   Mo   W   Nb   Ni   B   Fe   V   HRC   11   8A04XA  1.840   0.428   1.914   28.61   2.004   1.057   2.728   2.096   0.601   58.59   0.014   48.0   12   8A09XA  1.819   0.436   2.000   30.52   2.019   0.999   2.559   2.031   0.475   57.01   0.015   48.0   13   8B01XA  1.991   0.313   2.050   30.68   1.973   0.979   3.531   1.993   0.536   54.88   0.982   47.5

试验11-13阐述了改变铌、钒、碳、锰和硼含量导致体硬度由约 47.5HRC至48HRC的微小改变。此外，试验11-13阐述了钒对体硬 度的影响是最小的。

在试验14-19中，对目标1.95重量%的碳和目标1.9重量%的硅 测定改变硼的效果。硼含量由约0重量%改变至约0.5重量%。试验 14-19的组成及测得的体硬度概括在表6中。

表6

  试验   熔炼料   C   Mn   Si   Cr   Mo   W   Nb   Ni   B   Fe   V   HRC   14   8B11XA   1.971   0.336   1.954   29.87   1.949   1.216   2.736   2.066   0.014   55.77   0.031   42.0   15   8B12Q   1.924   0.506   2.016   30.49   1.986   1.153   2.600   0.512   0.000   58.66   0.036   40.5   16   8B15Y   1.976   0.457   1.968   32.42   1.908   0.952   2.747   0.486   0.193   56.74   0.037   41.5   17   8D30XA   1.944   0.377   1.992   30.62   1.972   1.082   2.678   1.939   0.476   56.79   0.017   48.5   18   8E15XA   1.955   0.397   1.881   32.03   1.882   0.604   3.070   0.263   0.334   57.31   0.094   43.0   19   8E21XA   1.985   0.328   1.816   30.30   2.018   1.165   2.637   1.922   0.512   57.20   0.010   48.0

如表6中所示，硼含量由约0重量%改变至约0.5重量%导致体 硬度由约40.5HRC提高至约48.0HRC。

在试验20-22中，对超过2重量%的碳含量测定了改变钨、铌、 镍和硼的效果。试验20-22的组成及测得的硬度概括在表7中。

表7

  试验   熔炼料   C   Mn   Si   Cr   Mo   W   Nb   Ni   B   Fe   V   HRC   20   8E29XA   2.095   0.415   1.775   31.60   1.915   0.486   3.380   0.244   0.339   57.63   0.009   50.0   21   8E30XA   2.008   0.417   1.743   30.45   2.041   1.099   2.644   1.914   0.522   57.04   0.007   45.0   22   8F11XA   2.052   0.390   1.785   30.21   1.856   1.233   2.925   2.002   0.503   59.90   0.005   48.0

如表7中所示，铌含量由约2.64重量%（试验21）改变至约3.38 重量%（试验20）导致体硬度由约45.0HRC提高至约50.0HRC。试 验22含有与试验20-21相比居中的Nb含量但是含有更高的镍和钨， 并表现出48HRC的居中的硬度值。试验20-22阐述了体硬度可能与富 铌的碳化物、氮化物和/或碳氮化物的形成相关。

在试验23-25中，对约2.6重量%的目标铌含量，评价较低的碳、 铬和硼对保持体硬度由约43HRC至约49HRC的效果。试验20-22的 组成及测得的体硬度概括在表8中。

表8

  试验   熔炼料   C   Mn   Si   Cr   Mo   W   Nb   Ni   B   Fe   V   HRC   23   8F25XA   1.609   0.318   1.722   29.53   1.913   0.991   2.506   1.975   0.464   58.89   0.004   44.3   24   8F30XA   1.845   0.321   1.789   30.46   1.867   1.137   2.771   2.095   0.522   57.10   0.002   49.0   25   8G01XA   1.692   0.270   1.931   32.00   1.804   1.099   2.661   2.160   0.516   55.75   0.004   47.0

在试验23中观察到约44.3HRC的体硬度。如试验24和25中所 示，通过提高碳、铬、铌或硼含量，体硬度可以提高至47至49HRC。

概括在表9中的试验26和27描述了用于浇铸气门座圈部件的最 终生产熔炼料。

表9

  试验   熔炼料   C   Mn   Si   Cr   Mo   W   Nb   Ni   B   Fe   V   HRC   26   8G24XA  1.944   0.298   2.042   31.32   1.941  1.179   3.125   1.603   0.544   55.92   0.004   47.5   27   8J27W  1.986   0.432   2.074   31.82   1.958  1.422   3.332   1.942   0.463   54.08   0.044   47.0

试验26和27阐述了对于含有1.9至2％C、0.2至0.5％Mn、约2％ Si、31-32％Cr、约1.9％Mo、1.1至1.5％W、3.1至3.4％Nb、1.6至 2％Ni、0.4至0.6％B、54至56％Fe和0.004至0.05%V的J153合金 可以获得约47HRC的体硬度。

表10提供了基于二十七种试验与生产熔炼料（概括在表1-9中） 的J153合金的组成范围与优选组成范围的概况。J153合金中的偶存 杂质可以包括Al、As、Bi、Cu、Ca、Ce、Co、Hf、Mg、N、P、Pb、 S、Sn、Ti、Y和Zn的一种或多种。偶存杂质的总含量优选为1.5重 量%或更少。由于某些炉设备（例如露天感应炉）的限制，氮含量可 难以控制。氮的最大浓度优选小于0.30重量%。

表10

热硬度评价

用按照ASTM E92-82（2003）（金属材料维氏硬度的标准试验方 法）的维氏硬度测试技术在高至1600℉（871℃）的温度下评价来自 试验26（熔炼料8G24XA）的J153合金样品的热硬度。出于比较目 的，还测试了另一种包括J133（铁素体和碳化物型双相耐热钢）和 J120V（用于进气和排气门用途的M2马氏体工具钢的铸件形式）的 铁基合金的热硬度。

在九个连续的温度点（200℉、400℉、600℉、800℉、1000℉、 1400℉和1600℉）下在加热前抽空至10^-5乇压力的真空室中对每个试 样进行测量。在温度稳定于各温度点下后，用10公斤载荷采用金刚石 棱锥型压头对每个样品进行三次维氏硬度压印。在样品冷却至室温后 测量压痕的对角线长度。受试的J153合金具有在75℉下约480HV10、 优选在75℉下450至500HV10、在1000℉下约290HV10、优选在 1000℉下200至300HV10和在1600℉下约60HV10、优选在1600℉ 下55至70HV10的热硬度。热硬度测试的结果概括在表11中。

表11

由热硬度测试，J153合金表现出在整个温度范围中与J133（铁素 体和碳化物型双相耐热钢）相比更大的热硬度。如表11中所示，J153 的热硬度的值在整个温度范围中落在J133与J120V之间。

当由室温加热至约1000℉时，该座圈优选表现出65%或更低的硬 度降低。例如，由表11可见，该座圈表现出在室温下至少约480HV10 到约1000℉下至少约290HV10的HV10维氏硬度。

压缩屈服强度

按照ASTM E209-89a（2000）（采用常规或快速加热速率和应变 率在提高的温度下金属材料的压缩测试的标准操作规程）评价J153 合金样品（试验1，熔炼料7J22XA；试验2，熔炼料7J22XB；试验4， 熔炼料7K12XA）以确定在高至1000℉的四个温度点处的压缩屈服强 度。出于比较目的，还评价了其它气门座圈合金，包括钴基合金（J3 或）和铁素体与碳化物型双相耐热钢（J133）。这些测 试的结果概括在表12-15中。

表12

表13

表14

表15

在三种J153合金样品中显示了在体硬度与压缩屈服强度之间良 好的相关性。在800℉或更低温度下，J153合金具有比J3和J133更 大的压缩屈服强度。在1000℉下，J153合金的压缩屈服强度落在J3 与J133的压缩屈服强度之间。

显微组织表征

图2A和2B是电解蚀刻的铸态J153合金的光学显微照片。如图 2A中所示，铸态J153合金的显微组织可以表征为高铬铁素体与富铬 碳化物相的层状显微组织。一次碳化物具有典型横截面尺寸小于2.5 微米的针状显微组织。铁素体相具有半针状显微组织。如图2B中箭 头所示，球形和/或多面体形MC/MN/MCN颗粒沿铁素体-一次碳化物 相界均匀分散。MC/MN/MCN颗粒的平均尺寸为约5微米。

图3A和3B是描述J153合金显微组织的放大图的扫描电子显微 镜（SEM）照片，包括三种主要相：（1）针状一次碳化物；（2）半 针状铁素体；和（3）沿铁素体和一次碳化物相均匀分散的球形和/或 多面体形MC/MN/MCN颗粒。通过能量分散X射线能谱（EDS）进 一步表征各个特征。

图3A描述了沿铁素体与一次碳化物相均匀分散的球形和/或多面 体形颗粒（如箭头所示）。图3B进一步表述了J153合金的两个特性 显微组织特征，其中区域A描述铁素体相，区域B描述一次碳化物相。

一次碳化物的EDS分析描述了富铬和富钼的碳化物。铁素体区域 的EDS分析描述了高铬铁素体。球形和/或多面体形颗粒的EDS分析 描述了富铌的金属碳化物、金属氮化物和/或金属碳氮化物。该分析进 一步描述了紧邻球形和/或多面体形颗粒，沿碳化物-铁素体相界均匀 分散的富硼相。由此，富硼相的存在可能导致球形和/或多面体形颗粒 沿碳化物-铁素体相界成核。

线性热膨胀系数

使用获自Orton，Westerville，Ohio的Model 1000-D热膨胀仪测 量试验5（熔炼料7K26XA）的热膨胀系数。在氩气氛中由环境温度 至约600℃进行测试。出于比较目的，还通过膨胀测定法分析了另一 种气门座圈合金，包括J133（铁素体与碳化物型双相耐热钢）。所有 J系列合金可获自位于Menominee，Michigan的L.E.Jones  Company。膨胀测定法样品具有圆柱形几何形状，长约1英寸，直径 约0.5英寸。垂直于这些合金的主要定向凝固取向进行线性热膨胀系 数测量。膨胀测定分析的结果概括在表16中。

表16

如表16中所示，J153合金的线性热膨胀系数比对比的铁素体与 一次碳化物类双相耐热不锈钢（即J133）低约16.6%（在100℃下） 至低约2.6%（在600℃下）。

导热性

气门座圈材料的导热性可以影响它们的性能。具有高导热性的气 门座圈材料是合意的，因为它可以有效地将热从发动机气门处转移走 以防止过热。按照ASTM E1461-01（通过闪光法测量固体的热扩散系 数的标准测试方法）测量J153合金样品的导热性。

在NETZSCH LFA 457MicroFlash^TM系统中对直径为0.5”、厚度 为0.079”并具有50微英寸或更小的表面粗糙度的圆盘形样品进行该 测量。样品排列在高温炉中的钕玻璃激光器（1.06毫米波长，330毫 秒脉冲宽度）和锑化铟（InSb）红外探测器之间。在测量过程中，在 用激光脉冲在样品一个表面上加热之前，样品稳定在测试温度下。通 过红外探测器测量来自相反表面的温升。

J153合金与J133合金的导热性之间的比较概括在表17中。

表17

尺寸稳定性测试

用具有来自试验21（熔炼料8E30XA）的组成的J153合金制造 直径为约1.7英寸的五个样品气门座圈。在测量前，将样品在1325℉ 下回火5小时。随后，通过测量这些样品气门座圈在1200℉下时效20 小时之前和之后的尺寸变化来评价这些样品气门座圈的尺寸稳定性。 在相隔90度的两个位置（即0°-180°取向和90°-270°取向）处测量样 品气门座圈的外径（O.D.）。O.D.的最大容许变化为每英寸直径0.3×10^-3英寸。对1.7英寸直径座圈的最大容许变化为±0.00051英寸。尺寸稳 定性测量的结果概括在表18中。

表18-1.7英寸直径座圈的尺寸稳定性测试最大容许变化为 0.00051英寸

耐磨性

在Plint Model TE77摩擦计上进行J153合金的耐磨性分析，其 可以准确地预测在柴油机和天然气发动机中测试过程中的模拟服务条 件下的耐磨性。按照ASTM G133-95（用于使用线性往复式球-平面几 何形状测定耐磨性材料的滑动磨损的标准测试方法）在一组温度点下 使J153(试验5，熔炼料7K26XA）、J130、J160和J133合金的销形 样品朝向合金（一种Cr(17.5重量%)-Mo(2.25重量%) 钢，通常用于进气门）的板样品滑动，由此进行耐磨性分析。相对板 形样品，在销形样品上施加20牛顿的力，同时在八个温度点（25℃、 200℃、250℃、300℃、350℃、400℃、450℃和500℃）处以20Hz使 销形样品滑动1毫米的滑动长度100,000个周期。所有分析在环境温 度下进行，而不进行润滑。Plint耐磨性分析的结果概括在表19中。

表19

耐腐蚀性

耐腐蚀性是对气门机构部件、尤其对气门和气门座圈的主要挑战。 由成分设计，预期合金J153不仅因其高铬含量而具有优异的耐全面腐 蚀性，还通过添加铌和钼而具有适当的耐局部腐蚀性。合金添加如Nb 和/或Mo可以有助于降低晶间应力腐蚀、应力腐蚀开裂和/或点状腐 蚀。

铸件的热处理和压裂试验

将来自试验19（熔炼料8E21XA）的J153合金浇铸成具有约 48HRC的体硬度的气门座圈。最初，将所有气门座圈在约1325℉下 应力消除约3.5小时。在应力消除完成后，气门座圈具有约45HRC的 平均体硬度。

对多个气门座圈（即三至五个）施以下列热处理之一：（1）在 900℉、1000℉、1100℉和1500℉下四小时并在静止空气中冷却；（2） 在900℉、1100℉和1500℉下十五小时并在静止空气中冷却；（3）在 1850℉下两小时（即析出硬化）、空气淬火、在1300℉下三小时（即 回火）；和（4）在1700℉下两小时（即析出硬化）、空气淬火、在 1300℉下三小时（即回火）。在各热处理后，测试各气门座圈的体硬 度，结果概括在表20A-20B中。表20A-20B中的硬度值是五次测量的 平均值。

在环境条件下对各个铸态和热处理过的气门座圈施以径向挤压测 试以评价韧性。按照金属粉末工业联合会标准55（测定粉末冶金学试 样的径向挤压强度）的修改后版本评价挤压测试。在径向上对每个气 门座圈施加压缩载荷。由径向挤压测试获得的破裂时的峰值力和形变 概括在表20A-20B中。峰值力和挠曲数据是三至五个测量结果的平均 值。

表20A

表20B

如表20A中所示，对于在900℉、1000℉、1100℉和1300℉的温 度下的4小时热处理来说，观察到由43.4HRC至44.8HRC的体硬度 值。但是，对于在1500℉下的4小时热处理来说，观察到体硬度提高 至49.1HRC。同样，对于在900℉和1100℉下的15小时热处理来说， 观察到45HRC的体硬度值。但是，对于在1500℉下的15小时热处理 来说，观察到体硬度提高至50.1HRC。由此，表20A的热处理数据暗 示了1500℉，通过析出硬化强化了J153气门座圈。

如表20B中所示，在1850℉的硬化热处理2小时和空气淬火后， 观察到51HRC的体硬度值。在1300℉下进一步回火3小时后，观察 到体硬度提高至51.7HRC。同样，在1700℉的硬化热处理2小时和空 气淬火后，观察到51HRC的体硬度值。在1300℉下进一步回火3小 时后，观察到体硬度提高至52HRC。由表20B，在1300℉下回火3 小时的步骤对J153气门座圈的体硬度具有最小的影响。因此，体硬度 的提高可能是由于析出硬化，而不是因空气淬火形成马氏体。

可以在惰性、氧化性或还原性气氛（例如氮气、氩气、空气或氮 气-氢气混合物）中或在真空中进行热处理。热处理的温度和时间可以 改变以优化J153合金的硬度和/或强度。

由表20A-20B确定，可以调节成形部件（例如气门座圈）的热处 理以使得热处理后的成形部件的韧度指数低于热处理前的韧度指数。 提高的韧度对成形部件的机加工有益，这是因为在研磨操作中改善的 抗裂性。

在另一实施方案中，可以通过粉末冶金法将J153合金成形为成形 部件。例如，可以将铬-铁合金的金属粉末压制成生坯成形部件，并在 约1950℉至约2300℉、优选约2050℉的温度下烧结。该成形部件优 选在还原性气氛下烧结。例如，该还原性气氛可以是氢气或氮气和离 解氨的混合物。

优选实施方案仅仅是描述性的，不应以任何方式理解为是限制性 的。由所附权利要求而不是前面的说明书给出本发明的范围，落入权 利要求范围内的所有变体和等价物也涵盖其中。