缸體構件及鎳基表面加硬用硬合金的製作方法
2023-06-04 22:07:01
專利名稱:缸體構件及鎳基表面加硬用硬合金的製作方法
本發明涉及內燃機，特別是大型二衝程十字頭引擎的缸體構件如閥、承座部份、活塞或汽缸襯筒，此構件具有其硬度可通過沉澱硬化機理得到增強的焊接的抗高溫腐蝕性表面加硬用硬合金，並且涉及例如可被焊接於此缸體構件的鎳基表面加硬用硬合金。
用於內燃機中排氣閥的許多不同種表面加硬用硬合金均為已知。例如WO 92/13179敘述了鎳基合金(Alloy 50)、鈷基合金(斯特萊特硬質合金6)以及其中最重要合金組分為20-24％Cr、0.2-0.55％C與4-7％Al的鎳基合金的用途。
EP-A-0 521 821敘述由具有Inconel 625焊接層的或以不進一步解釋的方法而具有一層其中除了不可避免的雜質以外還包括0.04-0.05％C、47-49％Cr、0.3-0.40％Ti、及其餘為Ni的Inconel 671的尼莫尼克鎳鉻系耐熱合金製成的閥。其中指出合金Inconel 671不提供如Inconel 625一樣好的抗腐蝕性，後者尤其含有20-22％Cr、8.0-9.5％Mo、3.15-4.15％Nb＋Ta及其餘為Ni。
DT-0S 24 46 517敘述用於核反應器的表面加硬用硬合金，嘗試藉助由最多0.05％C、1.0-5.0％Si、最多1.0％Mn、20-50％Cr、0.5-3.0％B、最多3.0％Cu、最多5.0％Fe及其餘為Ni、其中％Cr≥10×％B＋13所組成的焊接合金避免晶間腐蝕。具體實例提及B含量範圍為1.13至2.86％的合金。
SE-B-422 338敘述用於具有含鉻鎳合金基體的內燃機的閥門，其在超過3000℃的溫度塗以含鉻鈷合金，於是構件在高於作業溫度的溫度接受機加工及時效，此目的為穩定合金的結構與大小，並且抵消晶間腐蝕。
DK-B-165125敘述用於內燃機的排氣閥，其具有包含13-17％Cr、2-6％Al、0.1-8％Mo、1.5-3.5％B、0.5-3％Ti、4-7％Co及其餘為Ni的抗高溫腐蝕表面加硬用硬合金。
用於內燃機的排氣閥的許多其他表面加硬用硬合金由題為「目前閥材料的操作經驗綜述」(Review of poerating experience with currentvalve materials)一文被人們所了解，該文章被刊載在1990年出版於來自倫敦海洋工程師協會的「用於重燃料操作的柴油機燃燒室材料」(Diesel engine combustion chamber materilas for heavy fueloperation)一書中。
閥門上加硬表面的用途尤其在於在具有優異抗高溫腐蝕性的構件上提供表面，使得此物質在重燃油柴油引擎中不被高腐蝕性環境腐蝕，以及在承座區域的情形下提供高硬度表面以便抵消凹痕的形成，同時該沉積物質具有抵消在該物質中形成冷裂紋的高延性。
在已知的閥用紅黃銅合金中，加硬表面的硬度主要藉助在合金基體中碳化物網、硼化物和/或中間金屬如Ni3Al(γ』)、μ-相、σ-相或Laves-相沉澱以及藉助固溶硬化而提供。已知的焊接表面加硬用硬合金在焊接材料中在焊接後冷卻構件時非常容易受到冷裂的作用即，焊接結束後立即出現裂紋。冷裂的出現導致構件報廢或者通過焊接的加硬表面補修構件。冷裂問題在已知的含硼表面加硬用硬合金中特別明顯，因為這些已知合金具有非常低的延性。B在此用於硼化物沉澱，以增加合金的硬度及抗磨損性。
在鑄造構件的情形下，為了得到良好的抗高溫腐蝕性，特別是在含有得自重燃油燃燒產物的硫與釩的環境下，使用50％Cr和50％Ni型的合金或由48-52％Cr、1.4-1.7％Nb、最多0.1％C、最多0.16％N、最多0.2％C＋N、最多0.5％Si、最多1.0％Fe、最多0.3％Mg及其餘為Ni所組成的IN657型合金屬於公知內容。鑄造後，合金包含富鎳γ-相與富鉻α-相，其中視合金的精確分析而定，兩相可組成原生枝狀晶體結構。已知這些合金在超過700℃的操作溫度時效硬化，其造成以在室溫下小於4％的延性表徵的脆化。由於這些較差的強度性質，合金僅被用於對強度無特殊要求的鑄造構件。
EP-A-0529208敘述在汽車引擎的閥之中於閥門座區域中進行焊接用的鉻基表面加硬用合金。該合金含有30-48％Ni、1.5-15％W和/或1.0-6.5％Mo及其餘為至少40％Cr。焊接藉助雷射焊接進行，而且在冷卻凝固的含鉻α-相時，含鎳相沉澱。W與Mo對合金具有固溶強化效果，並且非常有助於提高其濃度。C可以0.3-2.0％的量加入，以藉助碳化物的形成而增加硬度，而B可以0.1-1.5％的量加入，以藉助硼化鉻的形成而增加硬度，Nb可以1.0-4.0％的量加入，以形成硬度得到增加的金屬間化合物及碳化物與硼化物。因此，在藉助碳化物網、硼化物和/或中間金屬在合金的含鉻基體中沉澱以及藉助在以上合金中進行固溶硬化等而焊接時，立即產生合金的硬度。結果，必須給予充分的關注以及應用特殊焊接方法如雷射焊接以避免發生與焊接方法直接相關的破裂。在大型構件如用於大型船用引擎的其中閥例如可具有圓盤直徑為300-500毫米的缸體構件上進行焊接對於這一已知合金而言在商業上幾乎是不可能的。
本發明的目的為提供缸體構件及表面加硬用硬合金，其對在存在於內燃機工作室內環境中的熱腐蝕具有高抗性，同時與焊接有關的破裂危險遠比已知合金為低，使得具有適當高熔化速率的焊接方法可被用於以商業化規模將合金焊接於大型構件之上。
為此，本發明的缸體構件的特徵為焊接的表面加硬用硬合金中進行的沉澱硬化機理基於固態相變過程，該沉澱硬化機理的活化溫度高於合金的操作溫度，而且該沉澱硬化機理緩慢地作用，使得合金在缸體構件焊接時實質上不硬化，但是在高於沉澱硬化機理的活化溫度的溫度下進行的後續熱處理期間硬化。
通過在焊接的表面加硬用硬合金凝固後經材料的熱處理完成的固態相變而最初引發合金的硬度，在凝固時共晶體及硬相的沉澱實質上比已知合金較小的情況下得到所需硬度。如此增強了原生枝狀晶體沉澱物之間的相互結合，其抵消了熱裂。
焊接後隨即發生的冷裂已令人滿意地得到避免，因為緩慢作用的硬化機理僅在合金已消除應力後，於後續熱處理過程中方能增加合金的硬度，如以下所詳細說明。直到構件在完成機加工後得到熱處理時為止，焊接的表面加硬用硬合金維持，例如，25％高延性，其防止對應於合金的屈服應力的焊接後殘餘應力產生裂紋。上述類型表面加硬用硬合金的屈服應力隨合金硬度的增大而增加，恰如用於實現應力消除的溫度也增加那樣。在加熱至硬化機理的活化溫度期間，焊接的仍非常具備延性的合金易於受到通過應力消除而消除殘餘應力的溫度值的影響。硬化前的低合金硬度造成應力快速而且在低溫下消除。
為了得到固態相變，必須選擇合金組成使得在所選分析區域附近，在相圖所述合金的主要元素對兩個不同相區域間的平衡狀態呈現傾斜分界線，其中，例如，一個相區域可含晶格形式BCC(體心立方)，另一個含BCC與所謂FCC形式(面心立方)的混合物。至於另一實例可提及兩個具有互相偏向側面長度的FCC形式。在焊接熔池快速凝固及後續冷卻之時，合金不具有自我調整成平衡狀態的時間，即依據平衡狀態而判定合金中某一相的比例太大。在高於硬化溫度進行後續加熱，未能得到充分體現的相被點沉澱於過分體現的相之上，其產生內部應力，而結晶變形防止位錯漫延至全部結晶顆粒，而使合金得到高硬度。從一相轉變為另一相的過程經合金成分的擴散而發生，而且產生相當小的點沉澱物，其微細分布使得生成的合金具有非常均勻的顯微硬度。此固態相變本身由其他合金而得知，但是本發明的重要特點為，對於所選的表面加硬用硬合金的分析來說，相變過程花費時間太多致使剛剛焊接的材料直到已冷卻至低於硬化溫度之時才被活化。因為焊接的材料維持高延性直到硬化，所以，缸體構件可以容易地被機加工至最終幾何形狀，並且以此形狀進行硬化。
缸體構件優選具有主要在奧氏體相焊接時凝固的表面加硬用硬合金，其部份在高於沉澱硬化機理所需活化溫度的溫度變換成鐵素體相。此鐵素體BCC形式以奧氏體FCC形式形成沉澱有利於得到高硬度，而且對於一般含有鎳與鉻的表面加硬用硬合金極為適合，因為二元Cr-Ni相圖具有在奧氏體富鎳相與更富含鉻相區域間存在略顯S-形分界線這一特徵。
合金的沉澱硬化活化溫度適宜在550至1100℃之間，優選為700至850℃，與此同時，沉澱硬化機理的活化過程需要超過該活化溫度後歷時多於40秒，適宜多於20分鐘。使用此硬化機理，缸體構件的表面加硬用硬合金特別適於對於構件的製造具有有利地高熔化速率的焊接方法並且適用於大型二衝程十字頭引擎缸體構件的操作溫度。如果缸體構件用於較小引擎，可選擇其他溫度。
優選地，以重量％表示而且除了常見雜質以外，缸體構件的表面加硬用硬合金包含40至51％Cr、0至0.1％C、小於1.0％Si、0至5.0％Mn、小於1.0％Mo、0.05至小於0.5％B、0至1.0％Al、0至1.5％Ti、0至0.2％Zr、0.5至3.0％Nb、最大5.0％Co與Fe的凝聚體含量、最大0.2％O、最大0.3％N及其餘為Ni。
在已知方法中，高含量Cr增進鎳合金在相關操作環境中的腐蝕性質。焊接合金在500至700℃的操作溫度具有比缸體構件的已知加硬表面更好的腐蝕性質與較高的硬度，及比以上鑄模鎳合金更佳的機械性質。在所述Cr含量範圍之外，固相變換無法以適當方法完成，因為在無法達到Cr含量範圍下限時，活化溫度變得太低，而且如果超過Cr含量範圍上限，合金的凝固範圍增大，而且主要鐵素體沉澱於硬質與脆性相，導致不希望有的延性下降。其他合金成分的量決定分界線在相圖中兩個相關相之間的精確位置，其表示Cr的最佳含量可通過試驗而精細地調整以便在其他合金成份為已知時，得到所需的硬化活化溫度。
B的含量對於具有高Cr含量的鎳合金的焊接性令人驚奇地表現出決定性作用。如0.05％的少量B造成熔體的凝固由蜂巢狀凝固變為枝狀晶體凝固，其中枝狀晶體分枝互鎖並且產生結構成份的幾何鎖定，以便在最後凝固的熔體中避免更擴展的平面膜層。因此，B的含量實質上有助於合金在焊接時呈現對熱裂的高抗性。B非常不溶於γ與α-相，而且可以假定凝固涉及具有許多硼化物的共晶體。當B含量為至少0.5％時，共晶體與伴隨的硼化物量增至對合金的所需延性具有破壞性的程度。高含量的B也會造成不具有高強度的已知及不需要的低熔點共晶體的沉澱。
Nb影響固相變換而提供球狀沉澱而非薄層沉澱，其增加熱處理後殘留的合金的延性。其特別對操作時易受到機械影響的缸體構件具有重要性。使用Ta、Ti和Zr可以獲得相應的效果，但是Ta非常昂貴，而且超過1.5％Ti可造成金屬間沉澱使得合金在焊接時部份硬化與變脆，而且超過0.2％的Zr含量造成在焊接時發生熱裂。
小於1.0％的Mo含量有助於經固溶強化效果而強化奧氏體相，其給予合金較大的抗張強度。
Si、Mn與Al在焊接時具有脫氧效應，因此成為為了避免焊接缺陷在焊接時使用的填充金屬中所需成份。雖然一些脫氧劑在焊接時燃燒，但是部分殘留於成品合金之中。希望限制Si為少於1％，因為Si降低B的所需效果並且使加入大量B成為必須。Mn並非完全是這種有效的脫氧劑，而且希望限制其最大量為5％，以便不稀釋成品合金的活性成份。超過1％的Al含量可造成金屬間相Ni3Al發生不希望有的沉澱，其可以增加已經處在焊接過程中的鎳基體的硬度。
C為商業合金中的常見雜質，而且完全去除C成本昂貴。C含量應限制於最大0.1％以避免或減少碳化物形成。O與N一般由周圍的空氣沉積於合金，但是其對所需性質沒有幫助。
Co與Fe亦為雜質，希望將其限制於最大5％的凝聚體含量。
本發明還涉及鎳基表面加硬用硬合金，依照本發明，其特徵在於以重量％表示而且除了常見雜質以外，其包含40至51％Cr、0至0.1％C、小於1.0％Si、0至5.0％Mn、小於1.0％Mo、0.05至小於0.5％B、0至1.0％Al、0至1.5％Ti、0至0.2％Zr、0.5至3.0％Nb、最大5.0％的Co與Fe的凝聚體含量、最大0.2％的O、最大0.3％N及其餘為Ni。如上所述，此合金的區別特徵在於具有非常良好的抗高溫腐蝕性及在很大程度上無破裂危險的可焊接性，而且在於例如，在650-800℃下可被熱處理產生高硬度並且具有延性保留，該延性使得該合金可作為保護性和/或加硬表面被用在機械載荷構件之上。個別成份對合金性質的影響如上所述。
關於確保合金在焊接後的高延性，優選地，Al的含量最大為0.1％，而且Ti的含量優選為最大0.1％。此低含量的Al與Ti在增加硬度並且因此而降低延性的金屬間相Ni3Al(Ti)的焊接過程中，抑制沉澱。
合金的Cr含量可適當地在45至50％之間。最小45％的Cr含量提供沉澱硬化機理以更加得到控制的方法及在較高活化溫度下發生的優點，其部分地表示合金在焊接時快速地冷卻至低於活化溫度，部分表示構件隨後被機加工成為最終幾何形狀的過程可在很大程度上無需考慮構件通過機加工而被加熱的條件下進行。50％的上限對於防止硬與脆性原生鐵素體相的形成提供適當的保障。
在優選實施方案中，該合金含0.15至0.40％B，優選地最大為0.25％B。0.4％B的上限提供適當的保障，使能夠增加硬度的硼化物在合金凝固時不以太大的量沉澱，而且0.15％的下限確保在焊接金屬被構件基本物質稀釋時，硼含量在局部區域不變成低至易於發生熱裂的程度。硼在合金中產生所需枝狀晶體結構的能力隨著合金中Cr含量下降而降低。在Cr含量小於45％時，B含量因此優選為0.20至0.30％。0.25％這一優選上限在具有至少45％Cr的合金中是適宜的。
為了避免將較大量B加至合金中，Si在焊接合金中的含量優選為最大0.03％，而且因為如上所述，Mn的含量具有稀釋效果，Mn含量可適當地限制於最大0.5％。因為相同理由，優選Mo含量最大為0.5％，和/或最大1.0％Co與Fe的凝聚體含量及最大0.02％O與最大0.02％N。
如果Nb含量最小為1.0％，則隨球狀沉澱而發生的硬化機理的有利改變得到增強，而且出於經濟的理由，相當昂貴的Nb的含量可被適當地限制於2.0％，其原因在於較高的Nb含量通常實質上未改良合金的性質。在焊接時熱裂危險可通過在合金中加入最大0.02％Zr而適當地限制。
現在，本發明合金實例通過參考附圖而詳細說明，其中
圖1顯示二元Cr-Ni體系的相圖，圖2與10為具有48％Cr及其餘為Ni的參考合金的焊透試驗，及研磨與拋光試樣放大500倍的照片，圖3-6與11-14為顯示硼對合金的可焊性的影響的對應照片，圖7-9與15-17為顯示矽對合金的可焊性的影響的對應照片，
圖18與24為具有43％Cr及其餘為Ni的參考合金的對應照片。
圖19-23與25-29為硼對此合金的可焊性的影響的對應照片，及圖30-32為本發明的三種合金的研磨與拋光試樣放大1000倍的照片。
圖1所示的二元相圖顯示在平衡相γ與γ-α之間略顯S-形的分界線。分界線在約1345℃由處在約47％Cr的點開始，並且傾斜地向下延伸至在500℃處在約38％Cr的點。當上述區域的Ni-Cr合金被焊接時，焊接池的凝固及以後的冷卻快速地發生，而形成主要為奧氏體鎳相γ。在後續硬化時，鐵素體α-相作為非常細微分布的球狀沉澱物沉澱於鎳相。對於具有其他合金成分的合金，分界線的確實位置視所有合金成分的類型與量而定。
由於合金的可焊性為本發明的重要特徵，已進行許多試驗以了解添加B與用Si示例說明的脫氧成分如何影響可焊接性。試驗以等離子轉移弧焊接(PTAW)在直徑135毫米與厚度30毫米的非合金鋼圓盤上進行。焊接參數為30伏特的電弧電壓及160安培的電流密度。焊接速度為60毫米/分鐘，而且熔化速率為1.6公斤/小時。焊接構件塗以紅色滲透液體，其在擦拭構件後殘留於焊接件的任何裂紋中，這樣便可以目視檢查破裂情況。自每一構件上取一個樣品，研磨、拋光並且用顯微鏡照相。試驗結果示於附圖。
具有高含量Cr的鎳合金目前由於熱裂危險較嚴重而被視為非常難以焊接，這一點在兩個參考試驗中得到證實。圖2與11表明由於熱裂導致的公知的嚴重破裂。圖10與24顯示凝固蜂巢式地發生，在結晶顆粒間存在黑暗的擴展平面膜層。
硼對熱裂的顯著影響由圖3-6與圖19-23變得明顯。在各具有48％Cr及0.06％、0.12％、0.23％與0.40％B含量的合金中，可以看出長的熱裂紋已在加入少至0.06％B之後消失，而具有0.4％B的樣品完全未破裂。各具有43％Cr及0.15％、0.2％、0.3％、0.4％與0.5％B含量的合金，在B含量為0.15％時顯示熱裂急劇減少，但是熱裂僅在B含量為0.2％時完全去除，其表示在Cr含量較低時，合金必須具有較大含量B。圖11-14顯示B使合金以枝狀晶體結構凝固。圖25顯示相同效果，但是僅在圖26完全得到該效果。
圖7-9與15-17顯示各以0.09％、0.17％與0.33％的量添加Si而且各具有0.06％、0.11％與0.21％B的結合量的合金。可以看出Si降低B產生枝狀晶體凝固結構的能力。實施例1製備本發明合金，其具有以下分析值48.6％Cr、1.5％Nb、0.67％Mn、0.39％Si、0.1％B、0.012％C及其餘為Ni。合金以如上所述相同方法而焊接於構件之上，僅兩個焊道被施焊在彼此頂部。焊接後並未觀察到破裂。焊接後，合金在20℃的硬度測量為200HV20。構件然後在700℃被熱處理72小時。熱處理後，也未觀察到破裂。藉助測量方法HBW3000/15/10，合金硬度在20℃測量為511HV20與460HBW，在500℃被測定為415HBW，其顯示合金在高溫維持極為有利的高硬度。樣品以一般方法切割、研磨及拋光。圖30顯示合金的照片，而且可直接看出硬化合金結構非常細微，雖然經高倍放大，但是個別結構成分仍然幾乎無法區分。實施例2以具有下列分析值的合金如上所述進行對應試驗48.6％Cr、0.5％Nb、0.67％Mn、0.39％Si、0.1％B、0.012％C、0.24％Co＋Fe及其餘為Ni。不論在熱處理之前或之後均未觀察到破裂。熱處理前，硬度測量為220HV20，而在熱處理後，硬度在20℃測量為551HV20與460HBW，及在500℃為415HBW。合金照片示於圖31。實施例3以具有下列分析值的合金如上所述進行對應試驗48.6％Cr、1.5％Nb、0.67％Mn、0.39％Si、0.1％B、0.012％C、0.24％Co＋Fe及其餘為Ni。不論在熱處理之前或之後均未觀察到破裂。熱處理前，硬度測量為210HV20，而在熱處理後，硬度在20℃測量為467HV20與451HBW，及在500℃為401HBW。合金照片示於圖32。
這些實施例顯示合金在焊接後具有非常低的硬度與必然的高延性，以及在硬化時在未出現破裂的條件下硬度顯著增加。合金可作為腐蝕保護性加硬表面而焊接於接觸引擎內燃室的環境的表面之上。此外，高溫硬度非常高，使得本發明合金非常適合作為用於閥座區域的焊接的表面加硬用合金。
在以上說明內容中，本發明合金中的成分均以重量％表述。
權利要求
1.鎳基表面加硬用硬合金，其特徵在於以重量百分比表示而且除了常見雜質以外，其包含40至51％Cr、0至0.1％C、小於1.0％Si、0至5.0％Mn、小於1.0％Mo、0.05至小於0.5％B、0至1.0％Al、0至1.5％Ti、0至0.2％Zr、0.5至3.0％Nb、最多5.0％Co與Fe凝聚體含量、最多0.2％O、最多0.3％N、及其餘為Ni。
2.權利要求
1的表面加硬用硬合金，其特徵在於Al含量最多為0.1％，而且Ti含量最多為0.1％。
3.權利要求
1的表面加硬用硬合金，其特徵在於該合金含有45至50％Cr。
4.權利要求
1～3中任一項的表面加硬用硬合金，其特徵在於該合金含有0.15至0.40％B。
5.權利要求
4的表面加硬用硬合金，其特徵在於該合金含有最多0.25％B。
6.權利要求
1～3中任一項的表面加硬用硬合金，其特徵在於該合金含有最多0.03％Si。
7.權利要求
6的表面加硬用硬合金，其特徵在於該合金含有最多0.5％Mn。
8.權利要求
1～3中任一項的表面加硬用硬合金，其特徵在於該合金含有最多0.5％Mo。
9.權利要求
1～3中任一項的表面加硬用硬合金，其特徵在於該合金含有1.0至2.0％Nb及最多0.02％Zr。
10.權利要求
1～3中任一項的表面加硬用硬合金，其特徵在於該合金中Co與Fe的凝聚體含量最多為1.0％，而且該合金含有最多0.02％O與0.02％N。
11.權利要求
1～3中任一項的表面加硬用硬合金，其特徵在於被用於焊接於大型二衝程內燃機中的缸體構件。
12.權利要求
11的表面加硬用硬合金，其特徵在於所述大型二衝程內燃機包括船的推進引擎或固定發電機。
13.權利要求
1～12中任一項的表面加硬用硬合金在製造用於內燃機的呈閥、承座部分、活塞或氣缸襯筒形狀的缸體構件方面的用途，其中該抗高溫腐蝕性表面加硬用硬合金被焊接在所述構件上，並且該表面加硬用硬合金的硬度可通過沉澱硬化機理得到增強，其特徵在於在焊接表面加硬用硬合金中進行的沉澱硬化機理基於固態相變換過程，及沉澱硬化機理作用緩慢以致於合金在焊接於缸體構件上時實質上不硬化，在沉澱硬化機理在合金的操作溫度被活化之前該焊接的表面加硬用硬合金得到應力消除處理並且在高於沉澱硬化機理的活化溫度下進行後續熱處理時硬化。
14.權利要求
13的用途，其特徵在於表面加硬用硬合金主要在奧氏相(γ)焊接時凝固，其部分在高於沉澱硬化機理的活化溫度的溫度變換成鐵素體相(α)。
15.權利要求
13的用途，其特徵在於合金的沉澱硬化活化溫度為550至1100℃並且沉澱硬化機理的活化過程需要超過該活化溫度後歷時多於40秒。
16.權利要求
15的用途，其特徵在於所述合金的沉澱硬化活化溫度為700～850℃並且沉澱硬化活化過程需要超過該活化溫度後歷時多於20分鐘。
17.權利要求
1～3中任一項的用途，其特徵在於以重量百分比表示而且除了常見雜質以外，缸體構件表面加硬用硬合金還包含40至51％Cr、0至0.1％C、小於1.0％Si、0至5.0％Mn、小於1.0％Mo、0.05至小於0.5％B、0至1.0％Al、0至1.5％Ti、0至0.2％Zr、0.5至3.0％Nb、最大5.0％Co與Fe凝聚體含量、最大0.2％O、最大0.3％N、及其餘為Ni。
專利摘要
內燃機中諸如閥、承座部分、活塞或氣缸襯筒之類的缸體構件具有抗焊接高溫腐蝕表面加硬用硬合金。焊接合金硬度已藉助基於固態相變換的沉澱硬化機理而增加，其中沉澱硬化機理活化溫度高於合金操作溫度。沉澱硬化機構作用緩慢以致於合金在焊接於缸體構件上時實質上不硬化，但是僅在高於硬化機理的活化溫度下進行後續熱處理時硬化。以重量百分比表示而且除了常見雜質以外，鎳基表面加硬用硬合金還包含40至51%Cr、0至0.1%C、小於1.0%Si、0至50%Mn、小於1.0%Mo、0.05至小於0.5%B、0至1.0%Al、0至1.5%Ti、0至0.2%Zr、0.5至3.0%Nb、最大5.0%Co與Fe凝聚體含量、最大0.2%O、最大0.3N、N其餘為Ni。
文檔編號C22C19/00GKCN1080769SQ95196781
公開日2002年3月13日 申請日期1995年12月12日
發明者H·A·霍格 申請人:曼B與W狄賽爾公司導出引文BiBTeX, EndNote, RefMan