CN105817836B

CN105817836B - 大型船舶用发动机排气阀及其制造方法

Info

Publication number: CN105817836B
Application number: CN201610052817.2A
Authority: CN
Inventors: 川口修平; 宇野孝; 宇野孝一; 大崎元嗣
Original assignee: Daido Steel Co Ltd
Current assignee: Daido Steel Co Ltd
Priority date: 2015-01-26
Filing date: 2016-01-26
Publication date: 2018-11-20
Anticipated expiration: 2036-01-26
Also published as: NO3048178T3; KR20160091833A; JP2016138543A; JP6638308B2; CN105817836A; KR102062031B1

Abstract

本发明涉及一种大型船舶用柴油机的排气阀及其制造方法，该排气阀包括由Ni‑Cr‑Al体系的Ni基时效析出合金制成的、彼此间一体化的轴部和伞部，其中所述排气阀具有层状结构，并且整体硬度为600HV以下，所述层状结构包含厚度为150nm以上的由α‑Cr相形成的层，该层状结构超过峰值机械强度进行了时效处理。本发明的排气阀具有足够高的机械强度，同时还实现了轴部的可加工性。

Description

大型船舶用发动机排气阀及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种大型船舶用柴油机内使用的发动机排气阀及其制造方法。特别地，本发明涉及一种大型船舶用发动机排气阀及其制造方法，所述发动机排气阀包含Ni-Cr-Al体系的Ni基时效析出合金。

背景技术

大型船舶用柴油机主要使用重油作为燃料，因此，从发动机的燃烧室排出的废气包含大量高腐蚀性的硫化物等。出于这个原因，排气阀中使用了这样的金属材料，该材料对通过与废气流接触而导致的高温腐蚀(称为S侵蚀或V侵蚀)具有高度抗性。作为具有优异的耐高温腐蚀性的材料，公知的例子是Ni-Cr-Al体系的Ni基合金(如Nimonic 80A和Inconel718)和Co基合金(如Stellite)(“Nimonic”、“Inconel”和“Stellite”是注册商标)。

柴油机的排气阀具有轴部和包括火焰接触面和底座面的伞部(圆盘部)。伞部在高温环境下需要具有高韧性，如耐腐蚀性和耐磨耗性。另一方面，认为优选的是，为了引入发动机中，轴部具有一定的可加工性，也就是轴部的韧性增加的不是特别多。为此，提出了这样一种混合型发动机阀，其仅在伞部使用这样的高耐腐蚀性合金。另一方面，考虑到制造的容易性，具有一体化的轴部和伞部的一体式排气阀是有利的，还提出了一种倾斜材料型一体式排气阀，其中调整了轴部和伞部各自的机械性能。

例如，专利文献1中公开了一种一体式排气阀作为柴油机用排气阀，其中，通过利用Ni-Cr-Al体系合金并对伞部的正表面(face surface)进行冷加工，从而局部提高了该排气阀的机械强度，其中该Ni-Cr-Al体系合金中的Cr含量高于Nimonic 80A中的Cr含量(Nimonic 80A含有约20％的Cr)，并且该Ni-Cr-Al体系合金具有优异的耐高温腐蚀性。具体而言，通过如下方式获得排气阀的外形：使用具有如下组成的Ni基合金，以重量％计，C：≤0.1％，Si：≤1.0％，Mn：≤1.0％，Cr：大于25％至32％，Ti：大于2.0％至3.0％，Al：1.0％至2.0％和Co：12％至20％，然后对排气阀的伞部正表面进行冷加工，以局部提高该正表面的机械强度。

专利文献2公开了一种一体式排气阀，其中通过堆焊局部提高了需要具有机械强度的部位的机械强度，该排气阀作为小型船舶中使用的中速或高速柴油机或电力发电机的排气阀。在专利文献2中，通过利用析出硬化型Ni-Cr-Al体系合金并进行模锻而形成伞部，从而获得包括轴部的排气阀的外形，并对排气阀进行第一热处理，直到超过机械强度(主要是硬度)的峰值并软化，即，直至达到所谓的过时效。对伞部的正表面进行切槽，在其上进行堆焊，然后进行第二热处理。由此，轴部过时效，因此其硬度低于峰值，并额外地改进了可加工性。这有利于根据需要(例如发动机安装过程)进行切削。另一方面，通过第二热处理能够改进正表面上的堆焊部件在高温下的抗腐蚀性。由此，能够增强密封性。

专利文献1：JP-A-2000-328163

专利文献2：JP-A-2014-169631

发明内容

如上所述，在具有彼此间一体化的轴部和伞部的排气阀中，实际上会将伞部所需要的机械强度赋予轴部，在这种情况中，难以确保根据需要(例如发动机安装过程)而进行的轴部加工中所需的可加工性。与此相反，在通过实施局部冷加工或焊接而分别调整轴部和伞部的机械性能的情况下，制造过程倾向于变得复杂，导致制造成本增加。

鉴于上述情况完成了本发明，本发明的目的在于提供一种易于制造的大型船舶用发动机排气阀，其为具有彼此一体化的轴部和伞部的排气阀，并且本发明还提供了该排气阀的制造方法。

根据本发明的大型船舶用发动机排气阀是一种大型船舶用柴油机的排气阀，其包括彼此一体化的轴部和伞部，该轴部和伞部由Ni-Cr-Al体系的Ni基时效析出合金制成，其中所述排气阀具有层状结构，以及600HV以下的整体硬度，所述层状结构包含厚度为150nm以上的由α-Cr相形成的层，该层状结构超过峰值机械强度进行了时效处理(that is agedbeyond peak mechanical strength)。

根据本发明，尽管大型船舶用发动机排气阀是具有彼此一体化的轴部和伞部的排气阀，但是该排气阀具有足够高的机械强度，同时，实现了轴部的可加工性。换言之，该排气阀的机械强度等于或大于由Nimonic 80A制成的常规排气阀的机械强度，并且轴部还具有可加工性。

在上述发明中，所述合金可具有如下成分组成，以质量％计，其包含：

必要元素

Cr：32％至50％，

Al：0.5％至10.0％，和

Fe：0.1％至20.0％，

任选元素

Si：5％以下，

B：0.01％以下，

C：0.1％以下，

Cu：5％以下，

Ti：0.1％以下，

Nb：0.1％以下，

Ta：0.1％以下，和

V：0.1％以下，

条件是Ti+Nb+Ta+V为0.1％以下，并且

余量为不可避免的杂质和Ni。

根据该方面，除了获得了等于或大于由Nimonic 80A制成的常规排气阀的机械强度并获得了轴部的可加工性之外，还实现了耐高温腐蚀性。

根据本发明的大型船舶用发动机排气阀的制造方法是这样一种制造大型船舶用柴油机的排气阀的方法，其中该排气阀包括由Ni-Cr-Al体系的Ni基时效析出合金制成的彼此一体化的轴部和伞部，其中所述方法包括：

熔融步骤，其中将原料真空熔融，从而获得钢锭，

获得钢坯(billeting)的步骤，其中由所述钢锭获得锻造加工用钢坯，

时效热处理步骤，其中超过峰值机械强度对所述钢坯进行时效热处理，从而得到包括厚度为150nm以上的由α-Cr相形成的层的层状结构，

锻造加工步骤，其中以轴部和伞部的一体化状态锻造加工所述钢坯，以及

调整热处理步骤，其中在保持由α-Cr相所形成的所述层的厚度的同时，使得整体硬度为600HV以下，并且

其中在将温度保持为至少600℃以上的同时，进行由熔融步骤至时效热处理步骤的步骤。

根据本发明，所述方法提供了一种大型船舶用发动机排气阀，尽管该排气阀包括一体化的轴部和伞部，但是该排气阀仍具有足够高的机械强度，同时轴部具有可加工性，并且该方法不包括复杂的步骤。换言之，该方法赋予了发动机排气阀可与由Nimonic 80A制成的常规排气阀相当的机械强度，并赋予轴部以可加工性，并且该方法不包括用于改进阀的一部分的机械强度的局部加工步骤。

在上述发明中，获得钢坯的步骤可包括对钢锭进行预轧制、热表面磨削(hotsurface grinding)、然后进行主轧制。

根据该方面，该方法能够防止在制造过程中产生裂缝，此外还能够额外使发动机排气阀具有与由Nimonic 80A制成的常规排气阀相当的机械强度，并使轴部具有可加工性，而该方法不包括用于改进阀的一部分的机械强度的局部加工步骤。

必要元素

Cr：32％至50％，

Al：0.5％至10.0％，和

Fe：0.1％至20.0％，

任选元素

Si：5％以下，

B：0.01％以下，

C：0.1％以下，

Cu：5％以下，

Ti：0.1％以下，

Nb：0.1％以下，

Ta：0.1％以下，和

V：0.1％以下，

条件是Ti+Nb+Ta+V为0.1％以下，并且

余量为不可避免的杂质和Ni。

根据该方面，该方法能够提供这样一种排气阀，该排气阀的机械强度等于或大于由Nimonic 80A制成的常规排气阀的机械强度，并且其轴部具有可加工性，此外该排气阀还具有耐高温腐蚀性，而该方法不包括复杂的步骤。

在上述发明中，获得钢坯的步骤可包括将钢锭在1,100℃以上保持10小时以上的热平衡处理步骤作为第一步骤。

此外，在上述发明中，可在将温度保持为800℃以上的同时进行获得钢坯的步骤。

根据这些方面，该方法能够抑制在获得钢坯的过程中出现裂缝，而不需要在获得钢坯的步骤中过度提高钢锭或钢坯的耐变形性，并且还能够使发动机排气阀具有可与由Nimonic 80A制成的常规排气阀相当的机械强度，并且使轴部具有可加工性，而该方法不包括用于提高阀的一部分的机械强度的局部加工步骤。

本发明还涵盖了大型船舶用柴油机的排气阀，其包括彼此一体化的轴部和伞部，该轴部和伞部由Ni-Cr-Al体系的Ni基时效析出合金制成，其中所述排气阀是通过上述制造方法中的一种获得的，并且所述排气阀具有层状结构，以及600HV以下的整体硬度，其中所述层状结构包含厚度为150nm以上的由α-Cr相形成的层，该层状结构超过峰值机械强度进行了时效处理。

根据该发明，通过该制造方法获得的排气阀中抑制了裂缝的发生，并且该排气阀的机械强度等于或大于由Nimonic 80A制成的常规排气阀的机械强度，并且其轴部还具有可加工性。

附图说明

图1是排气阀的透视图。

图2是示出了根据本发明的排气阀制造方法的工序图。

图3是示出了排气阀的制造方法的一个步骤中的锻造钢材的侧视图。

图4A和图4B是示出了排气阀的制造方法的一个步骤的横截面图。

图5A和图5B是示出了根据本发明的实施例1和2中的排气阀的高温张力试验结果的曲线图。

图6A和图6B是当示出峰值机械强度时排气阀的横截面结构照片(扫描电子显微镜：SEM)。

图7是示出了排气阀的高温硬度试验结果的曲线图。

图8是示出了Ni-Cr-Al体系Ni基时效析出合金的CCT(连续冷却转变)曲线的图。

具体实施方式

以下将参照图1描述作为本发明的一个例子的柴油机的排气阀。

如图1所示，排气阀1是船舶用柴油发动机排气阀，其由具有优异的耐高温腐蚀性的Ni-Cr-Al体系的Ni基时效析出合金制成。排气阀1包括彼此一体化的轴部2和伞部3，其是通过锻造等将伞部3附加到杆状轴部2的顶端而一体化形成的。伞部3在轴部2的一侧具有正表面4，并且具有与正表面4相对的火焰接触面5，其中正表面4具有弯曲表面。

通过给定的时效热处理，使Ni基时效析出合金的晶粒中形成了包含由α-Cr相形成的层的层状结构(片状结构)。即使在排气阀1中，也整体上观察到晶粒中的层状结构，该层状结构包含厚度为150nm以上的由α-Cr相形成的层。关于这一点以下将进行描述。在通过时效热处理所获得的机械强度的峰值中，由α-Cr相形成的层的厚度(宽度)为约150nm。换言之，排气阀1处于过时效状态，并且硬度由峰值强度降至600HV以下。因此，轴部2具有引入发动机所必须的可加工性，同时，排气阀1实现了与由Nimonic 80A制成的排气阀相当的机械强度，同时确保了可加工性。

Ni基时效析出合金可具有如下成分组成，以质量％计，其在Ni中包含：Cr：32％至50％，Al：0.5％至10.0％和Fe：0.1％至20.0％。通常而言，Ni基时效析出合金包含Ni：57％，Cr：38％，Fe：0.5％以下，和Al：3.8％。在该成分组成中，通过在930℃以下进行的时效热处理，合金的晶粒中展示出了包含由α-Cr相形成的层的层状结构，并且该合金能够获得当γ’相析出并生长从而过时效时的排气阀的预定机械强度。

具有上述成分组成的Ni基时效析出合金展示出了耐S侵蚀性腐蚀失重(其为耐高温腐蚀性的指标)低于(例如)Nimonic 80A和Inconel 718的腐蚀失重，并且与Inconel 625相当。具有上述成分组成的Ni基时效析出合金展示出了低于上述三种合金的耐N侵蚀性腐蚀失重。顺带提及，耐S侵蚀性和耐V侵蚀性几乎与硬度无关。上述成分组成可以包含任选的其它元素，而不会显著抑制机械强度、耐腐蚀性等，以下将对此进行详细描述。

以下参见图2、3、4A、4B和8对上述排气阀1的制造方法进行描述。

参见图2，首先在真空感应炉中将由具有上述预定成分组成的Ni基合金制成的钢锭熔融(S0)。利用模具将熔融后的钢锭成形，之后降低温度，并在将温度保持在600℃以上的同时将其传输，并置于热平衡炉中轧制。为了保持温度不变，可以在较短的时间内进行传输工作，或者，例如，在利用模具成形后，随即用耐火材料(如陶瓷纤维)制成的片状或盒状隔热材料包覆钢锭，并抑制在传输至热平衡炉的过程中钢锭的表面温度降低，由此保持了温度。

随后，根据需要对钢锭进行初轧，并且通过轧制由其制得锻造加工用钢坯(S1)。特别地，在制备用于大型船舶用柴油机中的轴部直径为60mm以上的排气阀时，使钢坯的直径大于100mm。

在获得钢坯的过程(S1)中，为了在热平衡炉中进行轧制，可对钢锭进行热平衡处理(S1-1)。在热平衡处理中，钢锭通常被加热并保持在1,100℃以上达10小时以上。优选地，将钢锭加热到1,150℃。然后，对经过加热并保持温度的钢锭可进行预轧制(S1-2)。在预轧制中，根据需要对钢锭进行初轧，并以比下述主轧制更小的加工量进行轧制。随后，对预轧制的钢锭进行热表面磨削，以去除在预轧制过程中产生于表面的划痕(S1-3)。然后对钢锭进行主轧制，从而获得钢坯(S1-4)。在预轧制(S1-2)、表面磨削(S1-3)和主轧制(S1-4)中，温度均维持在高于锻造完成温度。锻造完成温度通常为800℃以上，优选约850℃。根据需要可以使钢锭在热平衡炉中进行再加热，从而保持温度。此外，为了保持温度，例如，钢锭或者经过初轧的钢件的外周可以覆盖有隔热材料(例如陶瓷纤维)，并传送至轧制设备，或者可以在钢锭或初轧钢件覆盖有隔热材料的形式下进行轧制，由此抑制在轧制过程中钢锭或初轧钢件的表面温度下降。

特别地，结合图8参照图2，在熔融(S0)后将钢锭传输至轧制用热平衡炉中时，钢锭的温度保持在600℃(873K)以上，以降低表面部分与内部之间的温度差，由此抑制钢锭开裂。在熔融(S0)后的传送中，在钢锭的表面附近可能会析出γ’相。然而，通过抑制钢锭整体温度的下降，尤其抑制了钢锭内部的γ’相的析出。此外，在获得钢坯的步骤(S1)中，在1,100℃(1,373K)温度以上进行的热平衡处理(S1-1)中能够抑制γ’相的析出，并且在预轧制(S1-2)、表面磨削(S1-3)和主轧制(S1-4)中能够抑制钢锭或钢件内部的γ’相的析出，其中在预轧制(S1-2)、表面磨削(S1-3)和主轧制(S1-4)中温度均保持为800℃(1,073K)以上。因此，能够抑制钢锭或钢件的开裂，而不会使轧制过程中的耐变形性过度增加。此外，通过表面磨削(S1-3)除去划痕，也能够抑制钢锭或钢件的开裂。由此，制造了钢坯。

随后，对制备的钢坯进行时效热处理(S2)。如果将钢坯直接空气冷却，则易于发生开裂。因此，优选的是将钢坯直接保持在时效热处理的温度下。换言之，在将温度保持在600℃以上(即，如上所述由熔融步骤(S0)至获得钢坯的步骤(S1)所维持的温度)、优选保持为800℃以上(该温度为轧制完成温度)的同时进行时效热处理。在时效热处理(S2)中，进一步超过机械强度峰值(例如，相当于为约700HV的硬度)进行时效热处理，这是通过在时效析出合金中的增强颗粒(γ’相)的时效析出而实现的。即，形成了过时效状态。通过调节下述热处理(S5)，从而将阀门的硬度调节为600HV以下。在机械强度的峰值处，在通过观察钢坯的横截面而观察到的晶粒的结构中，观察到层状结构包含由α-Cr相形成的厚度为约150nm的层。因此，在超过该状态进行时效热处理的情况中，由α-Cr相构成的层的厚度大幅增长。时效热处理通常如下所述进行：使钢坯在约850℃下保持约16小时，随后进行空气冷却。

接下来，如图3所示，通过通常在约1,050℃的加热温度下进行的热锻(粗锻)制备阶梯状圆棒1’(S3)。阶梯状圆棒1’为棒状制品，其包括：圆棒状轴部2；连接部2a，其直径由圆棒状轴部2开始连续变大；以及加工部3’，其直径大于轴部2的连接部2a的顶端处的直径。根据需要，可以对阶梯状圆棒1’进行机械加工。

接下来，通常在约1,050℃的加热温度下将阶梯状圆棒1’成形并进行锻造加工，从而使加工部3’变形，由此获得伞部3，并且该阶梯状圆棒1’被加工为接近阀的形状(S4)，其中在所述阀中，轴部和伞部被一体化。

详细而言，如图4A所示，首先准备锻模9，该锻模9的加工面9a形成为对应于将获得的排气阀1中伞部3的正表面4一侧的弯曲面。将阶梯状圆棒1’的轴部2由加工面9a一侧插入锻模9的中心穿孔9b中。轴部2由支持物12保持，并将其推进，直至连接部2a的至少一部分与锻模9的加工面9a发生接触为止。如图4B所示，待加工的加工部3’的端部与基准面10接触，并使锻模9沿着阶梯状圆棒1’的轴线向基准面10靠近，从而进行成形和锻造加工。其结果是，能够获得具有伞部3的阀状材料。

接下来，将获得的阀状材料置于外部加热炉中，并通常将其在大约800℃的温度下保持约21小时以进行热处理，接着进行空气冷却，由此进行用于调节结构(主要是硬度)的调节热处理(S5)。在该热处理中，连同时效热处理同时对阀状材料进行过时效热处理(过时效处理(S2))，即，阀形材料被软化直至达到超过其峰值的机械强度并且达到预定的硬度。在这种情况下，维持了通过时效热处理(S2)获得的晶粒中的层状结构，其中该层状结构包括由α-Cr相形成的厚度为150nm以上的层。预定的硬度为600HV以下，优选为380HV至430HV。如上所述通过调节硬度，能够使阀状材料的机械强度等于或大于由Nimonic 80A制成的常规排气阀的机械强度，并使阀状材料具有可加工性。

在根据本发明的制造方法中，优选在调节热处理(S5)之前进行固溶热处理，其使得碳化物等析出物或者金属间化合物发生固溶。通常而言，将阀状材料在大约1,050℃下保持约1小时，接着进行水冷却。

(评价试验)

下面将对通过制造排气阀1而进行的评价试验进行说明，所述排气阀1是通过上述制造方法而获得的。

首先，对由具有表1所示成分组成的Ni-Cr-Al体系的Ni基时效析出合金制成的钢锭进行铸造，并通过上述制造方法制造排气阀1。

表1

通过施加4种类型的热处理过程，制造了总共四(4)种类型的排气阀1。即，通过在调节热处理(时效热处理(S5))之前预先进行或不进行固溶热处理来制造排气阀1，并且在任一种情况中，通过在800℃下保持16小时或在800℃下保持21小时来进行调节热处理(时效热处理(S5))。

在评价试验中，从各排气阀1的轴部2的端部(伞部3的相对侧)附近，沿着纵向方向切下抗拉试片，此外在下述实施例1和2中，由伞部3的外周面附近进一步沿着轴向方向切下抗拉试片。在常温下，对这些试片进行抗拉试验。此外，由各抗拉试片的肩部剩余材料中切下硬度试片，并测定硬度试片的布氏硬度和维氏硬度。在常温下，在镜面抛光的试片的抛光面的五个点处进行维氏硬度试验，将其平均值用作测量值。这些试验结果如表2中所示。在表2的“处理条件”中，“AG”表示进行时效处理(S5)而未进行固溶热处理，“ST-AG”表示在进行时效热处理(S5)之前进行了固溶热处理，“/16”表示时效热处理(S5)中的保持时间为16小时，并且“/21”表示时效热处理(S5)中的保持时间为21小时。即，在实施例1和2中，时效热处理(S5)中的保持时间为21小时，在实施例3和4中，保持时间为16小时。如下所述，观察硬度试片的肩部剩余材料的截面结构。

表2

Nimonic 80A的0.2％屈服应力通常为800N/mm²以上，并且抗拉强度为1,200N/mm²以上。因此，在拉伸试验中，将这些值用作0.2％屈服应力和抗拉强度的目标值。此外，考虑到轴部所需的可加工性，如果伸长率为5％以上且断面收缩率为5％以上时，则认为其是足够的。伸长率优选为7％以上，且断面收缩率优选为7％以上。因此，将这些值作为目标值。伸长率更优选为15％以上，且断面收缩率更优选为25％以上。为了实现排气阀的轴部的更优选的可加工性，此外考虑到伞部的耐磨性，将硬度的目标值设定为：维氏硬度在380HV至430HV的范围内，布氏硬度在352HBW以上。

参见表2，在各实施例中，所有拉伸试验的结果以及硬度试验的结果都满足目标值。换言之，在上述实施例中，硬度能够调节到380HV至430HV的范围内，并且可获得作为排气阀所要求的机械强度，同时确保了作为排气阀的轴部的优选可加工性。

特别地，与实施例3和4相比，实施例1和2中的伸长率和断面收缩率显著提高，其中在实施例1和2中，排气阀在时效热处理(S5)中等温保持21小时，而在实施例3和4中，排气阀在时效热处理(S5)中保持16小时。此外，与实施例3和4相比，实施例1和2中的0.2％屈服应力和抗拉强度略微下降，但足以达到目标值。

伞部3示出了比轴部2更高的硬度(维氏硬度)。换言之，实施例1中的伞部3示出了为397HV的硬度，其高于轴部2的硬度390HV。实施例2中的伞部3示出了为425HV的硬度，其高于轴部2的硬度414HV。出现这种情况的原因据认为是在伞部3中进行了成形和锻造，所以伞部3的硬度能够得以提高。

通过在调节热处理的时效热处理(S5)中将排气阀等温保持21小时，从而制造了实施例1和2的排气阀。关于实施例1和2中的各排气阀，从由抗拉试片中切下的轴部2的端部处进一步切下高温抗拉试片，并对其进行高温拉伸试验。通过将高温抗拉试片在500℃下保持20分钟，然后施加负荷，从而进行该试验。高温拉伸试验的结果示于表3中。

表3

结合图5A以及图5B参见表3，实施例1和2的试验结果位于在相同条件下所试验的由Nimonic 80A制成的排气阀的测试结果的相同程度的变化范围内。换言之，实施例1和2的排气阀所示出的0.2％屈服应力、抗拉强度、伸长率和断面收缩率等于或大于由Nimonic80A制成的排气阀的0.2％屈服应力、抗拉强度、伸长率和断面收缩率。详细来说，由Nimonic80A制成的排气阀所示出的0.2％屈服应力分布在约740N/mm²至910N/mm²的范围内，而实施例1和2的排气阀所示出的0.2％屈服应力分别为755N/mm²和936N/mm²，其等于或大于由Nimonic 80A制成的排气阀的0.2％屈服应力。类似地，由Nimonic 80A制成的排气阀所示出的抗拉强度分布在约1,040N/mm²至1,240N/mm²范围内，而实施例1和2的排气阀所示出的抗拉强度分别为1,048N/mm²和1,213N/mm²，其与由Nimonic 80A制成的排气阀的抗拉强度相当。此外，由Nimonic 80A制成的排气阀所示出的伸长率分布在大约7％至21％的范围内，而实施例1和2的排气阀分所示出的伸长率分别为21％和9％，其等于或大于由Nimonic 80A制成的排气阀的伸长率。此外，由Nimonic 80A制成的排气阀所示出的断面收缩率分布在大约7％至33％的范围内，而实施例1和2的排气阀分别示出了为34％和9％的断面收缩率，其等于或大于由Nimonic 80A制成的排气阀的断面收缩率。换言之，应当理解的是，根据实施例1和2，本发明的排气阀所实现的高温抗拉强度与由Nimonic 80A制成的排气阀的高温抗拉强度相当或更高。

图6A和图6B示出了由上述实施例中所用合金制成的排气阀在达到峰值机械强度(即，当硬度为大约700HV)时的截面结构的SEM观察照片。对切割表面进行镜面抛光，并利用10％的草酸溶液蚀刻该表面，在如此获得的表面上进行观察。由这些SEM观察照片显而易见的是，在晶粒中观察到了这样的层状结构，该层状结构包括由α-Cr相形成的层，并且α-Cr相的厚度为约150nm。换言之，上述实施例中的排气阀的晶粒中具有包括由α-Cr相形成的层的层状结构，其中该α-Cr相生长至厚度为150nm以上，并且该排气阀处于所谓的“过时效”状态。

关于实施例2的排气阀，从伞部3上切割下硬度试片，并对其进行高温硬度试验。详细来说，从实施例2的排气阀中的伞部3的正表面附近切下多个硬度试片，考虑到排气阀的使用环境，将这些试片在400℃下保持100小时，接着进行空气冷却。此后，如图7所示，对保持在各测试温度下的试片进行硬度试验。为了进行比较，对由Nimonic 80A制成的排气阀进行类似的硬度试验。在各试验温度下，实施例2的硬度试片所显示出的高温硬度等于或大于Nimonic 80A的高温硬度。因此，可理解的是，本发明的排气阀能够获得等于或大于Nimonic80A的高温硬度，即使在用于大型船舶用发动机中之后也是如此。

由上述评价试验结果可以看出，根据实施例1至4，能够获得这样的排气阀1，其包括轴部2和伞部3，轴部2和伞部3各自的机械强度等于或大于由Nimonic 80A制成的排气阀的机械强度，同时确保了轴部2的加工中所需的可加工性。此外，与Nimonic 80A、Inconel718和Inconel 625相比，实施例中使用的合金具有优异的耐S侵蚀性以及耐V侵蚀性，并具有作为排气阀所需的足够高的耐高温腐蚀性。换言之，能够制造具有所需机械强度和耐高温腐蚀性的一体式排气阀，而不需要在制造过程中进行局部加工，例如，仅增加伞部的硬度。即，能够获得易于制造的大型船舶用发动机排气阀。

对于能够赋予并维持与上述评价试验中的排气阀1所使用的合金几乎相当的耐高温腐蚀性和机械强度的合金成分范围，能够如下所示进行确定。即，所述合金可具有如下成分组成，以质量％计，其包含：必要元素Cr：32％至50％，Al：0.5％至10.0％，和Fe：0.1％至20.0％；可选元素Si：5％以下，B：0.01％以下，C：0.1％以下，Cu：5％以下，Ti：0.1％以下，Nb：0.1％以下，Ta：0.1％以下，和V：0.1％以下，条件是Ti+Nb+Ta+V为0.1％以下，余量为不可避免的杂质和Ni。以下将描述作为必要元素的Cr、Al和Fe。

据认为Cr形成α-Cr相并增加了硬度，此外还抑制了晶粒变粗。此外，Cr在一定的添加范围内能够提高耐高温腐蚀性，例如耐V侵蚀性或耐S侵蚀性。另一方面，在过度添加Cr的情况中，耐锻造性过度增加以至于无法进行锻造加工。鉴于此，以质量％计，Cr的添加量可为32％至50％，优选为35％至45％。

Al是Ni基金属间化合物，其形成有助于Ni基时效析出合金中的强化机制的作为时效硬化相的γ’相，并能够提高高温下的机械强度。此外，Al在一定的添加范围内能够提高耐高温腐蚀性。另一方面，γ’相的过度析出增加了脆性。鉴于此，以质量％计算，Al的添加量为0.5％至10.0％，优选3.4％至5.0％。

可以添加Fe来替代Ni。Fe加速层状结构的析出，该层状结构除了α-Cr相外还包含微细析出在γ相内部的γ’相，并且Fe能够缩短过时效处理时间以及时效处理时间。另一方面，在Fe的添加量过大的情况下，耐高温腐蚀性降低。因此，以质量％计算，Fe的添加量可为0.1％至20.0％，优选为0.5％至5％。

合金可包含如下所述的任选元素Si、B、C、Cu、Ti、Nb、Ta和V。

与Al类似，Si形成会影响高温下的机械强度的颗粒状金属间化合物，并且还能够提高高温下的耐腐蚀性。另一方面，金属间化合物相的过度析出会导致脆性。因此，以质量％计算，Si的添加量可为5％以下，优选为3.5％以下。

B会影响晶界处的机械强度。在本发明中，以质量％计算，B的添加量可为0.01％以下，优选为0.005％以下。

C会影响高温下的耐腐蚀性，能够使得C与如下预定元素之间的碳化物析出，并影响机械强度。在本发明中，以质量％计算，C的添加量可为0.1％以下。

Cu溶解在γ相中并会影响机械强度。在本发明中，以质量％计算，Cu的添加量可为5％以下，优选为1％以下。

Ti、Nb、Ta和V各自与C结合以形成碳化物，对机械强度产生影响，并且还对高温下的耐腐蚀性产生影响。优选的是，以质量％计算，Ti的添加量为0.1％以下，以质量％计算，Nb的添加量为0.1％以下，并且以质量％计算，Ta的添加量为0.1％以下，以质量％计算，V的添加量为0.1％以下，条件是Ti+Nb+Ta+V为0.1％以下。

尽管已经详细地并参考具体实施方案对本发明进行了描述，对本领域技术人员来说显而易见的是在不脱离本发明的精神和范围内能够进行各种修改或变化。

本申请基于2015年1月26日递交的日本专利申请No.2015-012257和2015年10月14日递交的日本专利申请No.2015-203272，它们的全部内容通过引用纳入本文。

附图标记和符号的说明

1：排气阀

2：轴部

3：伞部

Claims

1.一种大型船舶用柴油机的排气阀，其包括：

由Ni-Cr-Al体系的Ni基时效析出合金制成的、彼此间一体化的轴部和伞部，

其中所述排气阀具有层状结构，以及600HV以下的整体硬度，并且

所述层状结构包含厚度为150nm以上的由α-Cr相形成的层，所述层状结构超过峰值机械强度进行了时效处理。

2.根据权利要求1所述的大型船舶用柴油机的排气阀，其中所述合金具有如下成分组成，以质量％计算，其包含：

必要元素

Cr：32％至50％，

Al：0.5％至10.0％，和

Fe：0.1％至20.0％；

任选元素

Si：5％以下，

B：0.01％以下，

C：0.1％以下，

Cu：5％以下，

Ti：0.1％以下，

Nb：0.1％以下，

Ta：0.1％以下，和

V：0.1％以下，

条件是Ti+Nb+Ta+V为0.1％以下；并且

余量为不可避免的杂质和Ni。

3.一种制造大型船舶用柴油机的排气阀的方法，所述排气阀包括由Ni-Cr-Al体系的Ni基时效析出合金制成的、彼此间一体化的轴部和伞部，

其中所述方法包括：

熔融步骤，其中将原料真空熔融，从而获得钢锭，

获得钢坯的步骤，其中由所述钢锭获得锻造加工用钢坯，

时效热处理步骤，其中超过峰值机械强度对所述钢坯进行时效热处理，从而得到包含厚度为150nm以上的由α-Cr相形成的层的层状结构，

调整热处理步骤，其中在保持由α-Cr相形成的所述层的厚度的同时，使得整体硬度为600HV以下，并且

其中在将温度保持为至少600℃以上的同时，进行由所述熔融步骤至所述时效热处理步骤的步骤。

4.根据权利要求3所述的制造大型船舶用柴油机的排气阀的方法，其中所述获得钢坯的步骤包括对所述钢锭进行预轧制、热表面磨削、然后进行主轧制。

5.根据权利要求3所述的制造大型船舶用柴油机的排气阀的方法，其中所述合金具有如下成分组成，以质量％计算，其包含：

必要元素

Cr：32％至50％，

Al：0.5％至10.0％，和

Fe：0.1％至20.0％；

任选元素

Si：5％以下，

B：0.01％以下，

C：0.1％以下，

Cu：5％以下，

Ti：0.1％以下，

Nb：0.1％以下，

Ta：0.1％以下，和

V：0.1％以下，

条件是Ti+Nb+Ta+V为0.1％以下；并且

余量为不可避免的杂质和Ni。

6.根据权利要求4所述的制造大型船舶用柴油机的排气阀的方法，其中所述合金具有如下成分组成，以质量％计算，其包含：

必要元素

Cr：32％至50％，

Al：0.5％至10.0％，和

Fe：0.1％至20.0％；

任选元素

Si：5％以下，

B：0.01％以下，

C：0.1％以下，

Cu：5％以下，

Ti：0.1％以下，

Nb：0.1％以下，

Ta：0.1％以下，和

V：0.1％以下，

条件是Ti+Nb+Ta+V为0.1％以下；并且

余量为不可避免的杂质和Ni。

7.根据权利要求5所述的制造大型船舶用柴油机的排气阀的方法，其中所述获得钢坯的步骤包括将钢锭保持在1,100℃以上10小时以上的热平衡处理步骤作为第一步骤。

8.根据权利要求6所述的制造大型船舶用柴油机的排气阀的方法，其中所述获得钢坯的步骤包括将钢锭保持在1,100℃以上10小时以上的热平衡处理步骤作为第一步骤。

9.根据权利要求5所述的制造大型船舶用柴油机的排气阀的方法，其中在将温度保持在800℃以上的同时，进行所述获得钢坯的步骤。

10.根据权利要求6所述的制造大型船舶用柴油机的排气阀的方法，其中在将温度保持在800℃以上的同时，进行所述获得钢坯的步骤。

11.根据权利要求7所述的制造大型船舶用柴油机的排气阀的方法，其中在将温度保持在800℃以上的同时，进行所述获得钢坯的步骤。

12.根据权利要求8所述的制造大型船舶用柴油机的排气阀的方法，其中在将温度保持在800℃以上的同时，进行所述获得钢坯的步骤。

13.一种大型船舶用柴油机的排气阀，其包括：

其中所述排气阀是通过权利要求3至12中任一项所述的制造大型船舶用柴油机的排气阀的方法而获得的，并且所述排气阀具有层状结构，以及600HV以下的整体硬度，

其中所述层状结构包括厚度为150nm以上的由α-Cr相形成的层，所述层状结构超过峰值机械强度进行了时效处理。