CN1080769C

CN1080769C - 缸体构件及镍基表面加硬用硬合金

Info

Publication number: CN1080769C
Application number: CN95196781A
Authority: CN
Inventors: H·A·霍格
Original assignee: MAN B&W Diesel AS
Current assignee: MAN B&W Diesel AS
Priority date: 1994-12-13
Filing date: 1995-12-12
Publication date: 2002-03-13
Anticipated expiration: 2015-12-12
Also published as: CN1169755A

Abstract

内燃机中诸如阀、承座部分、活塞或气缸衬筒之类的缸体构件具有抗焊接高温腐蚀表面加硬用硬合金。焊接合金硬度已借助基于固态相变换的沉淀硬化机理而增加，其中沉淀硬化机理活化温度高于合金操作温度。沉淀硬化机构作用缓慢以致于合金在焊接于缸体构件上时实质上不硬化，但是仅在高于硬化机理的活化温度下进行后续热处理时硬化。以重量百分比表示而且除了常见杂质以外，镍基表面加硬用硬合金还包含40至51%Cr、0至0.1%C、小于1.0%Si、0至50%Mn、小于1.0%Mo、0.05至小于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与Fe凝聚体含量、最大0.2%O、最大0.3N、N其余为Ni。

Description

缸体构件及镍基表面加硬用硬合金

本发明涉及内燃机，特别是大型二冲程十字头引擎的缸体构件如阀、承座部份、活塞或汽缸衬筒，此构件具有其硬度可通过沉淀硬化机理得到增强的焊接的抗高温腐蚀性表面加硬用硬合金，并且涉及例如可被焊接于此缸体构件的镍基表面加硬用硬合金。

用于内燃机中排气阀的许多不同种表面加硬用硬合金均为已知。例如WO 92/13179叙述了镍基合金(Alloy 50)、钴基合金(斯特莱特硬质合金6)以及其中最重要合金组分为20-24％Cr、0.2-0.55％C与4-7％Al的镍基合金的用途。

EP-A-0 521 821叙述由具有Inconel 625焊接层的或以不进一步解释的方法而具有一层其中除了不可避免的杂质以外还包括0.04-0.05％C、47-49％Cr、0.3-0.40％Ti、及其余为Ni的Inconel 671的尼莫尼克镍铬系耐热合金制成的阀。其中指出合金Inconel 671不提供如Inconel 625一样好的抗腐蚀性，后者尤其含有20-22％Cr、8.0-9.5％Mo、3.15-4.15％Nb＋Ta及其余为Ni。

DT-0S 24 46 517叙述用于核反应器的表面加硬用硬合金，尝试借助由最多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及其余为Ni、其中％Cr≥10×％B＋13所组成的焊接合金避免晶间腐蚀。具体实例提及B含量范围为1.13至2.86％的合金。

SE-B-422 338叙述用于具有含铬镍合金基体的内燃机的阀门，其在超过3000℃的温度涂以含铬钴合金，于是构件在高于作业温度的温度接受机加工及时效，此目的为稳定合金的结构与大小，并且抵消晶间腐蚀。

DK-B-165125叙述用于内燃机的排气阀，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及其余为Ni的抗高温腐蚀表面加硬用硬合金。

用于内燃机的排气阀的许多其他表面加硬用硬合金由题为“目前阀材料的操作经验综述”(Review of poerating experience with currentvalve materials)一文被人们所了解，该文章被刊载在1990年出版于来自伦敦海洋工程师协会的“用于重燃料操作的柴油机燃烧室材料”(Diesel engine combustion chamber materilas for heavy fueloperation)一书中。

阀门上加硬表面的用途尤其在于在具有优异抗高温腐蚀性的构件上提供表面，使得此物质在重燃油柴油引擎中不被高腐蚀性环境腐蚀，以及在承座区域的情形下提供高硬度表面以便抵消凹痕的形成，同时该沉积物质具有抵消在该物质中形成冷裂纹的高延性。

在已知的阀用红黄铜合金中，加硬表面的硬度主要借助在合金基体中碳化物网、硼化物和/或中间金属如Ni₃Al(γ’)、μ-相、σ-相或Laves-相沉淀以及借助固溶硬化而提供。已知的焊接表面加硬用硬合金在焊接材料中在焊接后冷却构件时非常容易受到冷裂的作用即，焊接结束后立即出现裂纹。冷裂的出现导致构件报废或者通过焊接的加硬表面补修构件。冷裂问题在已知的含硼表面加硬用硬合金中特别明显，因为这些已知合金具有非常低的延性。B在此用于硼化物沉淀，以增加合金的硬度及抗磨损性。

在铸造构件的情形下，为了得到良好的抗高温腐蚀性，特别是在含有得自重燃油燃烧产物的硫与钒的环境下，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及其余为Ni所组成的IN657型合金属于公知内容。铸造后，合金包含富镍γ-相与富铬α-相，其中视合金的精确分析而定，两相可组成原生枝状晶体结构。已知这些合金在超过700℃的操作温度时效硬化，其造成以在室温下小于4％的延性表征的脆化。由于这些较差的强度性质，合金仅被用于对强度无特殊要求的铸造构件。

EP-A-0529208叙述在汽车引擎的阀之中于阀门座区域中进行焊接用的铬基表面加硬用合金。该合金含有30-48％Ni、1.5-15％W和/或1.0-6.5％Mo及其余为至少40％Cr。焊接借助激光焊接进行，而且在冷却凝固的含铬α-相时，含镍相沉淀。W与Mo对合金具有固溶强化效果，并且非常有助于提高其浓度。C可以0.3-2.0％的量加入，以借助碳化物的形成而增加硬度，而B可以0.1-1.5％的量加入，以借助硼化铬的形成而增加硬度，Nb可以1.0-4.0％的量加入，以形成硬度得到增加的金属间化合物及碳化物与硼化物。因此，在借助碳化物网、硼化物和/或中间金属在合金的含铬基体中沉淀以及借助在以上合金中进行固溶硬化等而焊接时，立即产生合金的硬度。结果，必须给予充分的关注以及应用特殊焊接方法如激光焊接以避免发生与焊接方法直接相关的破裂。在大型构件如用于大型船用引擎的其中阀例如可具有圆盘直径为300-500毫米的缸体构件上进行焊接对于这一已知合金而言在商业上几乎是不可能的。

本发明的目的为提供缸体构件及表面加硬用硬合金，其对在存在于内燃机工作室内环境中的热腐蚀具有高抗性，同时与焊接有关的破裂危险远比已知合金为低，使得具有适当高熔化速率的焊接方法可被用于以商业化规模将合金焊接于大型构件之上。

为此，本发明的缸体构件的特征为焊接的表面加硬用硬合金中进行的沉淀硬化机理基于固态相变过程，该沉淀硬化机理的活化温度高于合金的操作温度，而且该沉淀硬化机理缓慢地作用，使得合金在缸体构件焊接时实质上不硬化，但是在高于沉淀硬化机理的活化温度的温度下进行的后续热处理期间硬化。

通过在焊接的表面加硬用硬合金凝固后经材料的热处理完成的固态相变而最初引发合金的硬度，在凝固时共晶体及硬相的沉淀实质上比已知合金较小的情况下得到所需硬度。如此增强了原生枝状晶体沉淀物之间的相互结合，其抵消了热裂。

焊接后随即发生的冷裂已令人满意地得到避免，因为缓慢作用的硬化机理仅在合金已消除应力后，于后续热处理过程中方能增加合金的硬度，如以下所详细说明。直到构件在完成机加工后得到热处理时为止，焊接的表面加硬用硬合金维持，例如，25％高延性，其防止对应于合金的屈服应力的焊接后残余应力产生裂纹。上述类型表面加硬用硬合金的屈服应力随合金硬度的增大而增加，恰如用于实现应力消除的温度也增加那样。在加热至硬化机理的活化温度期间，焊接的仍非常具备延性的合金易于受到通过应力消除而消除残余应力的温度值的影响。硬化前的低合金硬度造成应力快速而且在低温下消除。

为了得到固态相变，必须选择合金组成使得在所选分析区域附近，在相图所述合金的主要元素对两个不同相区域间的平衡状态呈现倾斜分界线，其中，例如，一个相区域可含晶格形式BCC(体心立方)，另一个含BCC与所谓FCC形式(面心立方)的混合物。至于另一实例可提及两个具有互相偏向侧面长度的FCC形式。在焊接熔池快速凝固及后续冷却之时，合金不具有自我调整成平衡状态的时间，即依据平衡状态而判定合金中某一相的比例太大。在高于硬化温度进行后续加热，未能得到充分体现的相被点沉淀于过分体现的相之上，其产生内部应力，而结晶变形防止位错漫延至全部结晶颗粒，而使合金得到高硬度。从一相转变为另一相的过程经合金成分的扩散而发生，而且产生相当小的点沉淀物，其微细分布使得生成的合金具有非常均匀的显微硬度。此固态相变本身由其他合金而得知，但是本发明的重要特点为，对于所选的表面加硬用硬合金的分析来说，相变过程花费时间太多致使刚刚焊接的材料直到已冷却至低于硬化温度之时才被活化。因为焊接的材料维持高延性直到硬化，所以，缸体构件可以容易地被机加工至最终几何形状，并且以此形状进行硬化。

缸体构件优选具有主要在奥氏体相焊接时凝固的表面加硬用硬合金，其部份在高于沉淀硬化机理所需活化温度的温度变换成铁素体相。此铁素体BCC形式以奥氏体FCC形式形成沉淀有利于得到高硬度，而且对于一般含有镍与铬的表面加硬用硬合金极为适合，因为二元Cr-Ni相图具有在奥氏体富镍相与更富含铬相区域间存在略显S-形分界线这一特征。

合金的沉淀硬化活化温度适宜在550至1100℃之间，优选为700至850℃，与此同时，沉淀硬化机理的活化过程需要超过该活化温度后历时多于40秒，适宜多于20分钟。使用此硬化机理，缸体构件的表面加硬用硬合金特别适于对于构件的制造具有有利地高熔化速率的焊接方法并且适用于大型二冲程十字头引擎缸体构件的操作温度。如果缸体构件用于较小引擎，可选择其他温度。

优选地，以重量％表示而且除了常见杂质以外，缸体构件的表面加硬用硬合金包含40至51％Cr、0至0.1％C、小于1.0％Si、0至5.0％Mn、小于1.0％Mo、0.05至小于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与Fe的凝聚体含量、最大0.2％O、最大0.3％N及其余为Ni。

在已知方法中，高含量Cr增进镍合金在相关操作环境中的腐蚀性质。焊接合金在500至700℃的操作温度具有比缸体构件的已知加硬表面更好的腐蚀性质与较高的硬度，及比以上铸模镍合金更佳的机械性质。在所述Cr含量范围之外，固相变换无法以适当方法完成，因为在无法达到Cr含量范围下限时，活化温度变得太低，而且如果超过Cr含量范围上限，合金的凝固范围增大，而且主要铁素体沉淀于硬质与脆性相，导致不希望有的延性下降。其他合金成分的量决定分界线在相图中两个相关相之间的精确位置，其表示Cr的最佳含量可通过试验而精细地调整以便在其他合金成份为已知时，得到所需的硬化活化温度。

B的含量对于具有高Cr含量的镍合金的焊接性令人惊奇地表现出决定性作用。如0.05％的少量B造成熔体的凝固由蜂巢状凝固变为枝状晶体凝固，其中枝状晶体分枝互锁并且产生结构成份的几何锁定，以便在最后凝固的熔体中避免更扩展的平面膜层。因此，B的含量实质上有助于合金在焊接时呈现对热裂的高抗性。B非常不溶于γ与α-相，而且可以假定凝固涉及具有许多硼化物的共晶体。当B含量为至少0.5％时，共晶体与伴随的硼化物量增至对合金的所需延性具有破坏性的程度。高含量的B也会造成不具有高强度的已知及不需要的低熔点共晶体的沉淀。

Nb影响固相变换而提供球状沉淀而非薄层沉淀，其增加热处理后残留的合金的延性。其特别对操作时易受到机械影响的缸体构件具有重要性。使用Ta、Ti和Zr可以获得相应的效果，但是Ta非常昂贵，而且超过1.5％Ti可造成金属间沉淀使得合金在焊接时部份硬化与变脆，而且超过0.2％的Zr含量造成在焊接时发生热裂。

小于1.0％的Mo含量有助于经固溶强化效果而强化奥氏体相，其给予合金较大的抗张强度。

Si、Mn与Al在焊接时具有脱氧效应，因此成为为了避免焊接缺陷在焊接时使用的填充金属中所需成份。虽然一些脱氧剂在焊接时燃烧，但是部分残留于成品合金之中。希望限制Si为少于1％，因为Si降低B的所需效果并且使加入大量B成为必须。Mn并非完全是这种有效的脱氧剂，而且希望限制其最大量为5％，以便不稀释成品合金的活性成份。超过1％的Al含量可造成金属间相Ni₃Al发生不希望有的沉淀，其可以增加已经处在焊接过程中的镍基体的硬度。

C为商业合金中的常见杂质，而且完全去除C成本昂贵。C含量应限制于最大0.1％以避免或减少碳化物形成。O与N一般由周围的空气沉积于合金，但是其对所需性质没有帮助。

Co与Fe亦为杂质，希望将其限制于最大5％的凝聚体含量。

本发明还涉及镍基表面加硬用硬合金，依照本发明，其特征在于以重量％表示而且除了常见杂质以外，其包含40至51％Cr、0至0.1％C、小于1.0％Si、0至5.0％Mn、小于1.0％Mo、0.05至小于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与Fe的凝聚体含量、最大0.2％的O、最大0.3％N及其余为Ni。如上所述，此合金的区别特征在于具有非常良好的抗高温腐蚀性及在很大程度上无破裂危险的可焊接性，而且在于例如，在650-800℃下可被热处理产生高硬度并且具有延性保留，该延性使得该合金可作为保护性和/或加硬表面被用在机械载荷构件之上。个别成份对合金性质的影响如上所述。

关于确保合金在焊接后的高延性，优选地，Al的含量最大为0.1％，而且Ti的含量优选为最大0.1％。此低含量的Al与Ti在增加硬度并且因此而降低延性的金属间相Ni₃Al(Ti)的焊接过程中，抑制沉淀。

合金的Cr含量可适当地在45至50％之间。最小45％的Cr含量提供沉淀硬化机理以更加得到控制的方法及在较高活化温度下发生的优点，其部分地表示合金在焊接时快速地冷却至低于活化温度，部分表示构件随后被机加工成为最终几何形状的过程可在很大程度上无需考虑构件通过机加工而被加热的条件下进行。50％的上限对于防止硬与脆性原生铁素体相的形成提供适当的保障。

在优选实施方案中，该合金含0.15至0.40％B，优选地最大为0.25％B。0.4％B的上限提供适当的保障，使能够增加硬度的硼化物在合金凝固时不以太大的量沉淀，而且0.15％的下限确保在焊接金属被构件基本物质稀释时，硼含量在局部区域不变成低至易于发生热裂的程度。硼在合金中产生所需枝状晶体结构的能力随着合金中Cr含量下降而降低。在Cr含量小于45％时，B含量因此优选为0.20至0.30％。0.25％这一优选上限在具有至少45％Cr的合金中是适宜的。

为了避免将较大量B加至合金中，Si在焊接合金中的含量优选为最大0.03％，而且因为如上所述，Mn的含量具有稀释效果，Mn含量可适当地限制于最大0.5％。因为相同理由，优选Mo含量最大为0.5％，和/或最大1.0％Co与Fe的凝聚体含量及最大0.02％O与最大0.02％N。

如果Nb含量最小为1.0％，则随球状沉淀而发生的硬化机理的有利改变得到增强，而且出于经济的理由，相当昂贵的Nb的含量可被适当地限制于2.0％，其原因在于较高的Nb含量通常实质上未改良合金的性质。在焊接时热裂危险可通过在合金中加入最大0.02％Zr而适当地限制。

现在，本发明合金实例通过参考附图而详细说明，其中

图1显示二元Cr-Ni体系的相图，

图2与10为具有48％Cr及其余为Ni的参考合金的焊透试验，及研磨与抛光试样放大500倍的照片，

图3-6与11-14为显示硼对合金的可焊性的影响的对应照片，

图7-9与15-17为显示硅对合金的可焊性的影响的对应照片，

图18与24为具有43％Cr及其余为Ni的参考合金的对应照片。

图19-23与25-29为硼对此合金的可焊性的影响的对应照片，及

图30-32为本发明的三种合金的研磨与抛光试样放大1000倍的照片。

图1所示的二元相图显示在平衡相γ与γ-α之间略显S-形的分界线。分界线在约1345℃由处在约47％Cr的点开始，并且倾斜地向下延伸至在500℃处在约38％Cr的点。当上述区域的Ni-Cr合金被焊接时，焊接池的凝固及以后的冷却快速地发生，而形成主要为奥氏体镍相γ。在后续硬化时，铁素体α-相作为非常细微分布的球状沉淀物沉淀于镍相。对于具有其他合金成分的合金，分界线的确实位置视所有合金成分的类型与量而定。

由于合金的可焊性为本发明的重要特征，已进行许多试验以了解添加B与用Si示例说明的脱氧成分如何影响可焊接性。试验以等离子转移弧焊接(PTAW)在直径135毫米与厚度30毫米的非合金钢圆盘上进行。焊接参数为30伏特的电弧电压及160安培的电流密度。焊接速度为60毫米/分钟，而且熔化速率为1.6公斤/小时。焊接构件涂以红色渗透液体，其在擦拭构件后残留于焊接件的任何裂纹中，这样便可以目视检查破裂情况。自每一构件上取一个样品，研磨、抛光并且用显微镜照相。试验结果示于附图。

具有高含量Cr的镍合金目前由于热裂危险较严重而被视为非常难以焊接，这一点在两个参考试验中得到证实。图2与11表明由于热裂导致的公知的严重破裂。图10与24显示凝固蜂巢式地发生，在结晶颗粒间存在黑暗的扩展平面膜层。

硼对热裂的显著影响由图3-6与图19-23变得明显。在各具有48％Cr及0.06％、0.12％、0.23％与0.40％B含量的合金中，可以看出长的热裂纹已在加入少至0.06％B之后消失，而具有0.4％B的样品完全未破裂。各具有43％Cr及0.15％、0.2％、0.3％、0.4％与0.5％B含量的合金，在B含量为0.15％时显示热裂急剧减少，但是热裂仅在B含量为0.2％时完全去除，其表示在Cr含量较低时，合金必须具有较大含量B。图11-14显示B使合金以枝状晶体结构凝固。图25显示相同效果，但是仅在图26完全得到该效果。

图7-9与15-17显示各以0.09％、0.17％与0.33％的量添加Si而且各具有0.06％、0.11％与0.21％B的结合量的合金。可以看出Si降低B产生枝状晶体凝固结构的能力。实施例1：

制备本发明合金，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及其余为Ni。合金以如上所述相同方法而焊接于构件之上，仅两个焊道被施焊在彼此顶部。焊接后并未观察到破裂。焊接后，合金在20℃的硬度测量为200HV20。构件然后在700℃被热处理72小时。热处理后，也未观察到破裂。借助测量方法HBW3000/15/10，合金硬度在20℃测量为511HV20与460HBW，在500℃被测定为415HBW，其显示合金在高温维持极为有利的高硬度。样品以一般方法切割、研磨及抛光。图30显示合金的照片，而且可直接看出硬化合金结构非常细微，虽然经高倍放大，但是个别结构成分仍然几乎无法区分。实施例2：

以具有下列分析值的合金如上所述进行对应试验：48.6％Cr、0.5％Nb、0.67％Mn、0.39％Si、0.1％B、0.012％C、0.24％Co＋Fe及其余为Ni。不论在热处理之前或之后均未观察到破裂。热处理前，硬度测量为220HV20，而在热处理后，硬度在20℃测量为551HV20与460HBW，及在500℃为415HBW。合金照片示于图31。实施例3：

以具有下列分析值的合金如上所述进行对应试验：48.6％Cr、1.5％Nb、0.67％Mn、0.39％Si、0.1％B、0.012％C、0.24％Co＋Fe及其余为Ni。不论在热处理之前或之后均未观察到破裂。热处理前，硬度测量为210HV20，而在热处理后，硬度在20℃测量为467HV20与451HBW，及在500℃为401HBW。合金照片示于图32。

这些实施例显示合金在焊接后具有非常低的硬度与必然的高延性，以及在硬化时在未出现破裂的条件下硬度显著增加。合金可作为腐蚀保护性加硬表面而焊接于接触引擎内燃室的环境的表面之上。此外，高温硬度非常高，使得本发明合金非常适合作为用于阀座区域的焊接的表面加硬用合金。

在以上说明内容中，本发明合金中的成分均以重量％表述。

Claims

1.镍基表面加硬用硬合金，其特征在于以重量百分比表示而且除了常见杂质以外，其包含40至51％Cr、0至0.1％C、小于1.0％Si、0至5.0％Mn、小于1.0％Mo、0.05至小于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与Fe凝聚体含量、最多0.2％O、最多0.3％N、及其余为Ni。

2.权利要求1的表面加硬用硬合金，其特征在于Al含量最多为0.1％，而且Ti含量最多为0.1％。

3.权利要求1的表面加硬用硬合金，其特征在于该合金含有45至50％Cr。

4.权利要求1～3中任一项的表面加硬用硬合金，其特征在于该合金含有0.15至0.40％B。

5.权利要求4的表面加硬用硬合金，其特征在于该合金含有最多0.25％B。

6.权利要求1～3中任一项的表面加硬用硬合金，其特征在于该合金含有最多0.03％Si。

7.权利要求6的表面加硬用硬合金，其特征在于该合金含有最多0.5％Mn。

8.权利要求1～3中任一项的表面加硬用硬合金，其特征在于该合金含有最多0.5％Mo。

9.权利要求1～3中任一项的表面加硬用硬合金，其特征在于该合金含有1.0至2.0％Nb及最多0.02％Zr。

10.权利要求1～3中任一项的表面加硬用硬合金，其特征在于该合金中Co与Fe的凝聚体含量最多为1.0％，而且该合金含有最多0.02％O与0.02％N。

11.权利要求1～3中任一项的表面加硬用硬合金，其特征在于被用于焊接于大型二冲程内燃机中的缸体构件。

12.权利要求11的表面加硬用硬合金，其特征在于所述大型二冲程内燃机包括船的推进引擎或固定发电机。

13.权利要求1～12中任一项的表面加硬用硬合金在制造用于内燃机的呈阀、承座部分、活塞或气缸衬筒形状的缸体构件方面的用途，其中该抗高温腐蚀性表面加硬用硬合金被焊接在所述构件上，并且该表面加硬用硬合金的硬度可通过沉淀硬化机理得到增强，其特征在于在焊接表面加硬用硬合金中进行的沉淀硬化机理基于固态相变换过程，及沉淀硬化机理作用缓慢以致于合金在焊接于缸体构件上时实质上不硬化，在沉淀硬化机理在合金的操作温度被活化之前该焊接的表面加硬用硬合金得到应力消除处理并且在高于沉淀硬化机理的活化温度下进行后续热处理时硬化。

14.权利要求13的用途，其特征在于表面加硬用硬合金主要在奥氏相(γ)焊接时凝固，其部分在高于沉淀硬化机理的活化温度的温度变换成铁素体相(α)。

15.权利要求13的用途，其特征在于合金的沉淀硬化活化温度为550至1100℃并且沉淀硬化机理的活化过程需要超过该活化温度后历时多于40秒。

16.权利要求15的用途，其特征在于所述合金的沉淀硬化活化温度为700～850℃并且沉淀硬化活化过程需要超过该活化温度后历时多于20分钟。

17.权利要求1～3中任一项的用途，其特征在于以重量百分比表示而且除了常见杂质以外，缸体构件表面加硬用硬合金还包含40至51％Cr、0至0.1％C、小于1.0％Si、0至5.0％Mn、小于1.0％Mo、0.05至小于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与Fe凝聚体含量、最大0.2％O、最大0.3％N、及其余为Ni。