CN1088149C - 内燃机排气阀 - Google Patents

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Abstract

内燃机排气阀，包括一个带阀盘的可动阀杆，阀盘上表面具有与阀盘基材不同的材料构成的一个环形阀座区，在阀的关闭位置时，该阀座区与静止阀件上的相应阀座区贴合，阀盘上表面的该阀座区是由在大约20℃左右温度时，具有屈服强度(Rpo.2)至少为1000MPa的材料制成。

Description

内燃机排气阀
本发明涉及一种内燃机，特别是二冲程十字头型发动机排气阀，包括一个带阀盘的可动阀杆，阀盘上表面具有与阀盘基材不同的材料构成的一个环形阀座区，在阀的关闭位置时，该阀座区与静止阀件上的相应阀座区贴合。
内燃机排气阀的发展，多年来着眼于延长阀的寿命和可靠性。这一直通过制造下盘表面具有耐热腐蚀的材料和阀座区为硬材料的阀杆完成。
由于排气阀必须紧密关闭才能正常工作，阀座区对排气阀的可靠性至关重要。众所周知，阀座区紧密关闭的性能，由于局部被所谓烧蚀侵蚀，沟槽状漏气槽穿过环形密封面，以至阀关闭时热气可从中流过而降低。在恶劣的环境下，这种故障状况会上升，发展到不到80工作小时，阀便报废。这意味在常规大修时，经常不能发现出现的缺陷。因此，阀座的烧蚀会造成无计划的停机。如果发动机是用作轮船的推进器，在两港口间的单程航行期间，这种故障就会发生并发展到使阀报废，导致该航行期间的诸多问题和额外的昂贵停港等时。
着眼于防止阀座的烧蚀，多年来，已开发许多不断增加硬度的阀座材料，借助硬度，提高阀座的耐磨性，减少形成压痕。压痕是烧蚀发展的条件，因为压痕会产生热气流流过的微小泄漏。热气流可将泄漏区周围的材料加热至某一温度，致使含有腐蚀性成分的气体对阀座材料产生腐蚀作用，从而泄漏迅速扩大，热气泄漏流量增加，这又加速腐蚀。除硬度外，阀座材料还向耐高热腐蚀的方向发展，以在发生小的泄漏后延缓腐蚀。对阀座材料的特殊要求，和对运动阀件的其它区域的材料性能的异常特殊要求，需要阀座区用不同于阀盘基材的材料制成，它还提供了制造上的优点。下面给出几种公知阀座材料的实例：
例如，WO92/13179描述了使用镍基合金Alloy 50，钴基合金Stellite 6和一种镍基合金，其最重要的合金成分是20-24％ Cr，0.2-0.55％ C和4-7％ Al。所提出的一个目的是提供硬阀座材料，以减少形成压痕。
SE-B-422 388描述了一种内燃机阀，具有用含铬的镍合金制的阀体，其上在高于3000℃的温度下，喷镀一层含铬的钴合金，然后在高于运转温度的温度下对基体进行机械处理和时效处理。其目的是改善阀座材料的耐腐蚀性能，和使其产生高硬度。
DK-B-165125给出一种内燃机排气阀，其阀座区具有一层耐腐蚀盖面合金，其成分包括：13-17％ Cr，2-6％ Al，0.1-8％ Mo，1.5-3.5％ B，0.5-3％ Ti，4-7％ Co和其余为Ni。希望获得高硬度阀座材料。
US-A-4425300给出一种硬质焊敷层合金，其成分包括：10-25％ Cr，3-15％ Mo，3-7％ Si，1-1.2％ C，1-30％ Fe，其余为Ni。该合金无疏松，其硬度与钴基合金相当。
EP-A-0529208给出一种含镍铬硬盖面合金，用于焊接在轿车发动机阀座上。该合金包含：30-48％ Ni，1.5-15％ W，和/或1.0-6.5％ Mo和其余为至少40％的对合金有固溶强化作用的Cr，W和Mo。可加入的C的量从0.3至2.0％，以通过生成碳化物提高硬度；可加入的B的量从0.1至1.5％，以通过生成铬的硼化物提高硬度；可加入的Nb的量从1.0至4.0％，以生成提高硬度的金属间化合物，以及碳化物和硼化物。
EP-A-0521821给出一种用NIMONIC 80A或NIMONIC 81制成的阀，其阀座区带有一层INCONEL 625或INCONEL 671，以赋予阀座高于NIMONIC基体的耐腐蚀性能。该出版物述及的合金INCONEL 671，必须焊上，而对合金INCONEL 625，提到在焊接后该合金含有枝状碳化物结构，因而阀座区需要经过热加工，使碳化物均匀分布在结构中，以改善耐腐蚀性能。
伦敦船舶工程师协会(Institute of Marine Engineers)，1990年出版的《烧重油的柴油发动机燃烧室材料(Diesel engine conbustion chambermaterial for heavy fuel operation)》一书，收集了多篇有关排气阀经验的文章，对如何设计高寿命的阀提出过建议。就阀座而言，多篇文章一致指出，阀座必须具有高硬度，并要用具有高抗热腐蚀的材料制成。该书第7页“阀合金的物理和机械特性及它们在组件的分析评定方面的应用”中，描述了多种优选的排气阀材料，在它的对各种材料的机械特性分析中包括各种材料的屈服强度对照表，可以看出，均低于约820MPa。
人们希望延长排气阀的寿命，特别是减少或者避免阀座区不可预测的和快速的烧蚀发展。申请人曾就各种阀座材料中压痕的形成作过实验，与已有的知识相反，出乎意料地证实，阀座材料的硬度对是否出现压痕并无任何大的影响。本发明的目的是提供阀座材料，能预知导致它们形成压痕的机理，从而可以削弱或者消除出现烧蚀的基本条件。
为此，本发明的排气阀的特征在于，阀盘上表面的阀座区是用具有在大约20℃温度下，屈服强度至少为1000MPa的材料制成的。
压痕是由特殊的燃烧剩余物，例如焦粒形成的，当排气阀打开时，这些颗粒从燃烧室向上流动，通过排气阀，进入排气系统；当排气阀关闭时，这些颗粒可能被夹持在关闭中的阀座密封面之间。
从对运行中的阀杆上的许多压痕的研究，已经观察到，新压痕很少达到上关闭边缘，即固定阀座的上端与运动的锥形阀座产生接触的圆周线处。实际上，压痕在距该关闭边缘0.5mm附近即终止，毋须急于任何解释，颗粒也可能被夹持在这个区域。
现在已经清楚，紧靠该关闭边缘很少有压痕是由于焦粒和其它甚至是非常硬的颗粒，在阀完全关闭前已被粉碎成粉末，由于从燃烧室排出的气体以接近声速的速度流过关闭中的密封面间的间隙，一部分粉末在颗粒被粉碎的同时便已被吹走。高速气流吹走关闭边缘附近的粉末和该边缘外没有压痕，表明几乎所有夹持在密封面间的颗粒都被粉碎。即使非常厚的颗粒，由于粉碎和粉末被吹走，其厚度也已减小，实际上，能够形成压痕的减小的粉末堆积具有的最高厚度为0.5mm，通常的最大厚度为0.3-0.4mm。
特别是，按照现代发动机的发展，其最大压力可达195巴，作用在阀盘下表面的负荷相应地高达400吨。当排气阀关闭而燃烧室中的压力升至最大压力时，围绕着被封闭的粉末堆密封面完全压在一起。无论阀座多硬，这都是不可避免的。
当燃油开始燃烧，汽缸中的压力从而作用在阀盘上的负荷提高，被封闭的粉末堆开始嵌入两密封面之间，同时阀座材料产生弹性变形。在弹性变形过程中，粉末堆和密封面间的表面压力升高，它通常使粉末堆变形成较大的区域。如果粉末堆足够厚，粉末堆接触区的压力达到具有最低屈服强度的阀座材料的屈服强度前，这种弹性变形将继续，之后，阀座材料产生塑性变形，开始形成压痕。由于变形硬化，塑性变形将导致屈服强度的提高。如果围绕粉末堆的局部区域的的两阀座材料达到均匀的屈服强度，粉末堆也使其它阀座材料开始产生塑性变形。
如果需要防止形成压痕，如上所述，不能通过使阀座材料硬化实现，而应使它们具有弹性，这可通过加工具有高屈服强度的阀座区实现。较高的屈服强度产生双重效果，首先，具有较高屈服强度的阀座材料呈现出较高的弹性变形，从而在出现塑性变形前，能吸收较厚粉末；其次，对面向粉末堆的密封表面的表面性能会有显著影响。弹性变形形成的压痕形状平缓，有助于粉末堆分散为较大的直径，这部分减小了粉末堆的厚度，并部分降低了邻近最大接触区的接触区应力。从弹性变形到塑性变形的过渡区，迅速形成较深和更不规则的压痕形状，它将不适当地束缚粉末堆，从而对堆积直径进一步有利扩大起阻碍作用。
实验表明，排气阀中，厚度约0.14mm的粉末堆能被吸收在屈服强度下限为1000MPa的材料制成的两阀座区之间，密封面上没有任何塑性变形。大部分颗粒将被粉碎至0.15mm左右厚。本发明的排气阀能防止绝大部分颗粒形成压痕，因为阀打开时阀座表面几乎弹回其原始位置，同时其余粉碎的粉末被从阀座表面吹走。
考虑阀座区的弹性性能，优选的方案是阀座区材料具有的屈服强度为至少1100Mpa，最好为至少1200MPa。现行阀座材料的杨氏模量(弹性系数)在增大屈服强度的情况下基本没有变化，它给出屈服强度和最大弹性变形间成近似线性的相互关系。由上可见，具有屈服强度2500MPa或更高的阀座材料或许是理想的，因为它能借助弹性变形完全吸收通常最频繁出现的堆积厚度的粉末堆。然而，具有如此高屈服强度的现成的适当材料目前是没有的。从下面的说明可以理解，目前可获得的某些阀座材料可以被制造成将屈服强度提高到至少1100MPa。所有其它方面都相同，这一10％屈服强度的提高，将导致任何压痕深度至少减少10％。对大多数颗粒类型来说，1200MPa的适当极限对实现堆积厚度的显著减小，因而导致压痕深度减小30％，是足够高的，但同时可能获得的材料数量却下降了。这对屈服强度至少为1300MPa的阀座材料也是适用的。
在一种特别优选的实施例中，阀座区材料具有至少1400MPa的屈服强度。该屈服强度几乎是目前使用的阀座材料的屈服强度的两倍，并且按照本发明对压痕形成机理的理解，这种高屈服强度的材料有可能极大地消除阀座区烧蚀问题。在这种阀座材料上所能形成的少量压痕的深度将十分小，以致对加热至可发生热腐蚀的温度的阀座材料来说，泄漏气体也难以流过压痕。
在一个实施例中，分别在静止件和阀盘上的两阀座区，在阀座区的运行温度下，分别具有基本相同的屈服强度。两种阀座材料大致一样的屈服强度，使得当粉末堆被压入两表面时，两密封表面以近似相同的方式变形，这减少了每一表面内的最终塑性变形。静止阀座区较阀杆上的阀座区冷，这意味，鉴于许多材料的屈服强度在升高的温度下会下降，阀杆的阀座材料在20℃左右温度下应有较高的屈服强度。如果静止阀座区由耐热腐蚀的材料制成，这个实施例特别有利。
如果静止阀座区由硬化钢或铸铁制成，静止件上的阀座区优选地具有在阀座区的运行温度下，高于阀盘上的阀座区的屈服强度。利用这种设计，任何压痕将形成在阀杆上。这产生了两方面的优点，首先，阀杆上的阀座区通常由耐热腐蚀材料制成，这样任何压痕将比假定压痕位于静止件上更难以发展成为烧蚀；其次，阀杆是旋转的，这样每一次阀的关闭，压痕都将位于静止件密封面上的一个新位置，从而热的影响将分布在整个静止阀座区。
下面说明按照本发明可用作阀座材料的各种材料。应指出的是，NIMONIC和INCONEL是INCO Alloys的专有商标，而Udimet是Special Metals Inc.的专有商标。
阀座区材料可以是镍基含铬合金，包括按重量百分数计的至少10％的固溶强化组份，例如MO，W，Co，Hf，Fe和/或Cr，该合金焊接在阀盘上，然后，通过在低于或者在合金的重结晶温度附近的温度下对材料冷加工，使合金的屈服强度提高至高于所述下限值。以下所述的可作为这类合金的几种实例：IN 625焊接后具有约450MPa的屈服强度，但经过至少27％冷加工之后，屈服强度近似为1000MPa，而经过40％冷加工之后，屈服强度近似为1100MPa。IN 671在焊接后的条件下具有的屈服强度约为490MPa，经过30和40％之间的冷加工之后，可使屈服强度高于1000MPa。焊接后，IN 690具有约500MPa的屈服强度，而经过约45％的冷加工，这种合金的屈服强度提高至约1035MPa。IN 718类合金焊接后也具有约500MPa的屈服强度，而经过至少35％的冷加工，屈服强度提高至刚好超过1000MPa。然而并非所有IN 718类合金在冷加工或热处理条件下都表现出屈服强度的明显增高，这将在下面进一步详细说明。
对于含有Nb和/或Ta的合金，合金屈服强度的进一步提高还可以在冷加工后通过沉淀硬化热处理来实现。这也适用于含Al和Ti的合金，但它们通常要求精细调整这两种成分，并且还受到一个次要缺点的影响，即在焊接后，或许要通过后续热处理进行固溶退火，以便能进行冷加工，早在焊接时Al和Ti就具有沉淀硬化作用。
替换方案是，该阀座区材料可以是一种镍基含铬合金，含有Nb和/或Ta，该合金被焊接在阀盘上，随后通过沉淀硬化热处理，将其屈服强度提高至高于所述下限值。这类毋须冷加工就能达到高屈服强度的合金实例是Rene 220。焊接后，这种合金具有低屈服强度，但通过适当的热处理，屈服强度很容易达到明显超过1000MPa。NIMONIC Alloy PK31和IN718类合金，通过热处理，毋须冷加工，便可达到明显超过1000MPa的屈服强度。
涉及也毋须冷加工的另一种替换实例是，阀座材料为镍基含铬合金，含有以重量百分数计的至少10％的固溶强化成分，例如Mo，W，Co，Hf，Fe和/或Cr，和沉淀硬化成分，例如Nb，Ta，Al和/或Ti，并且该合金被焊接在阀盘上，然后通过沉淀硬化热处理，将屈服强度提高至高于所述下限值。由于这些合金含有固溶强化成分，如果使用时在粉末堆积作用下承受塑性变形，它们具有增大屈服强度的趋势。
在另一个实施例中，阀座材料为镍基含铬合金，包括至少一种从Co，Mo，Hf，Fe，W，Ti，Nb，Ta，Al中选出的成分，并且至少阀座区是用热等静压(HIP)工艺制造的，或许要进行后续热处理，以提供受到控制的沉淀硬化，典型的是固溶退火后进行淬火和沉淀硬化。在特别适用的合金中可以提出的是IN 100，在HIP工艺之后，在20℃左右温度下，它具有约1300MPa的屈服强度，其进一步的特殊优点是在阀杆的运行温度下，其屈服强度可以保持非常高的水平，在650℃下，屈服强度约为1285MPa。在HIP工艺后，Merl 76具有的屈服强度约为1200MPa，而Udimet 700具有相应的高屈服强度。Rene 95也是适用的，在HIP工艺后，它具有约1230MPa的屈服强度，在500℃时，降至约1160MPa。合金NIMONIC Alloy 105也可以使用，或许具有少量形成碳氮化物和氧化物的调质成分，它们经过HIP工艺后可形成脆性化合物的耦合链，称之为PPBs(先期颗粒边界)。在这些合金含有固溶强化成分的情况下，屈服强度还可通过冷加工进一步提高。HIP工艺可辅助以锻造和挤压工艺。作为HIP工艺的替换方案，其它粉末冶金压制工艺也可用于上述阀座材料。
在另一种实施例中，阀座材料为镍基含铬合金，包括至少一种从Co，Mo，W，Hf，Fe，Ti，Nb，Ta，Al中选出的成分，阀座区通过铸造或者粉末冶金加工制造，然后在低于或者在合金的再结晶温度附近的温度下，进行热-机械锻压，轧制或锤击，造成阀座区一定程度的变形，使其材料的屈服强度提高至高于所述下限值。粉末冶金加工可以是，例如，在阀杆基体上热喷涂颗粒或粉末原材料，而热-机械锻压可以包括喷涂材料的冷加工。优选方案是，冷加工在适当升高的温度下进行，以避免沉淀硬化到可能影响变形工艺的程度。该阀座材料可以例如由IN 718类合金制成，该合金可以经受至少35％程度的变形。阀座区也可用经过热加工和沉淀硬化至约1110MPa的屈服强度的INCONEL Alloy X-750合金制成。如果合金含有上述类型的沉淀硬化成分，还有可能再通过沉淀硬化热处理，进一步提高屈服强度。
阀座材料的特别有利的合金包括：10-25％ Cr，至多25％ Co，至多10％ Mo+W，至多11％ Nb，至多20％ Ta，至多3％ Ti，至多0.55％ Al，至多0.3％ C，至多1％ Si，至多0.015％ P，至多0.015％ S，至多3％Mn，至多25％ Fe和其余为Ni，优选的是，组份Al，Ti和Ni限制在至多0.5％ Al，0.7-3％ Ti和52-57％ Ni，Nb+Ta/2的数量适宜地为至少3％。
合金和后续的制造工序的选择会受排气阀尺寸的影响，因为大百分数的冷加工，在大尺寸阀盘，例如外径在从130mm至500mm区间的情况下，要求强力工具。
本发明还涉及采用在约20℃下屈服强度至少为1000MPa的镍基含铬合金作为在内燃机，特别是二冲程十字头发动机的排气阀中可运动的阀盘上表面上的环形阀座区的限制或者防止出现压痕的材料，该阀座区用不同于阀盘基材的合金制成，气阀关闭时，与静止阀件上的相应阀座区贴合。采用这种限制压痕的材料的优点，从上述说明是显而易见的。
下面结合简略的示意图更详细地说明本发明的各种实施例，其中：
图1为按照本发明的排气阀的纵向剖视图；
图2为两阀座区的局部视图，示意绘出了典型的压痕；
图3-6为两阀座区的局部视图，解释颗粒粉碎和介绍压痕形成的各步骤；
图7和8为放大的压痕形成的局部视图；
图9为该排气阀重新打开后的瞬间，两表面的相应视图。
图1示出大型两冲程内燃机的排气阀，总体用1表示，其汽缸直径范围从250至1000mm。该气阀的静止阀件2，也称底件，安装在汽缸盖(未示)上。该排气阀具有一个可动的阀杆3，其下端支撑一个阀盘4，其上端以公知方式与打开该阀的液压驱动器和使阀杆复位至其关闭位置的气动复位弹簧相连。图1示出的阀处于部分打开位置。
阀盘下表面设有一层耐热腐蚀的材料5。阀盘上表面的环形阀座区6位于距阀盘外缘一定距离处，并具有一个锥形密封面7。大型两冲程十字头型发动机的阀盘所具有的外径范围，按照汽缸孔径，为从120至500mm。
静止阀件也设有一个略微外伸的阀座区8，形成在阀处于关闭位置时紧贴密封面7的一个环状锥形密封面9。由于在加热至运行温度过程中，阀盘形状发生变化，阀座区设计成在阀的运行温度下两密封面保持平行，这意味，在冷阀盘状态下，密封面7与密封面9仅在后者的远离燃烧室的上缘10处发生接触。
图2示出一典型的压痕11，它终止在距密封面7上的关闭外缘，即用垂直虚线表示的上缘10撞击密封面7的圆弧处，约0.5mm的地方。
图3示出一粒硬颗粒12，它在阀即将完全关闭的瞬间，被夹在两密封面7和9之间。在阀继续关闭的某一时刻，颗粒被粉碎成粉末，其大部分被图4中用箭头A表示的以声速流动的气流卷吸，从两阀座间流出。粉碎的颗粒产生的粉末的一部分，由于最靠近两密封面的颗粒被摩擦力阻留，被夹持在两密封面7和9之间，而中间的颗粒则由于粉末中的剪切力而被夹持。这样，便形成尖对尖(对置)的锥形粉末堆。因此，迄今盛行的关于固体颗粒被截留在阀座表面间的假说，是不正确的。而是由于部分粉末被吹走，截留在阀座间的物质量发生减少。
继续关闭运动时，锥形粉末堆体被压扁，在阀座平面上分散成透镜状粉末体或者粉末堆，如图5所示。该透镜状粉末体已被证明，最大厚度为0.5mm，而最大堆积的正常厚度为0.3至0.4mm之间。
图6示出气阀已关闭，但燃烧室内的压力尚未由于燃油燃烧而增大时的状态。此时，气压复位弹簧尚未处于其强大到足以将密封面7完全紧贴在粉末体周围区域的密封面9上的程度。
燃油点火后，燃烧室中的压力上升，作用在下盘面上的向上力剧烈增大，两密封面彼此被进一步压贴在一起，同时，粉末体使两密封面弹性变形。如果粉末体足够厚，并且，材料的屈服强度不是很高，弹性变形将成为塑性变形，产生永久压痕。图7示出静止阀座区具有高屈服强度，而阀盘的阀座区6弹性变形至正好在其屈服极限下的情形。继续压至图8所示的两密封面完全压紧的的位置时，粉末体嵌入密封面，阀座材料产生塑性变形。
当气阀重新打开，如图9所示，颗粒被排出的气流吹走，同时阀座材料弹回至其无载的状态。在一个或两个阀座表面会产生一定程度的塑性变形，因而该密封面会出现永久压痕，其深度较粉末体产生的最大压痕浅。阀座材料的屈服强度越高，压痕越小。
以下说明几种适用的阀座材料的分析成分实例。所有数量均以重量百分比表示，并且不考虑不可避免的杂质。应注意的是，本说明书中的屈服强度指标，系指在约20℃温度下的屈服强度，除非指明了另一温度。合金为含铬的镍基合金(或含镍的铬基合金)，并且具有这样的特性：合金的硬度和其屈服强度间没有适当的相互关系；但相反，在硬度和抗拉强度间或许有一定关系。与这些合金相关，屈服强度系指由0.2(Rp0.2)应变产生的强度。
合金IN 625包括：20-23％ Cr，8-10％ Mo，3.15-4.15％Ta+Nb，至多5％ Fe，至多0.1％ C，至多0.5％ Mn，至多0.5％ Si，至多0.4％ Al，至多0.4％ Ti，至多1.0％ Co，至多0.015％ S，至多0.015％ P，以及其余为至少58％ Ni。该合金的屈服强度可以通过塑性变形提高，也可以通过沉淀硬化作一定程度提高。
合金IN 671包括：0.04-0.08％ C，46-49％ Cr，0.3-0.5％ Ti和其余为Ni。该合金的屈服强度可以通过塑性变形和沉淀硬化提高。
合金IN 690包括：27-30％ Cr，7-11％ Fe，至多0.05C％，任选的少量的Mg，Co，Si和其余至少58％ Ni。该合金的屈服强度可以通过塑性变形提高。
IN 718类合金包括：10-25％ Cr，至多5％ Co，至多10％ Mo+W，3-12％ Nb+Ta，至多3％ Ti，至多2％ Al，至多0.3％ C，至多1％ Si，至多0.015％ P，至多0.015％ S，至多3％ Mn，5-25％ Fe，和其余为Ni。该合金特殊之处在于，屈服强度提高的可能性与各组份的含量非常相关，特别是Al，Ti，Ni和Nb的含量，其中Al的含量具有特别影响。如果Al的含量高于0.55％，对屈服强度会有负影响。Al的含量应保持在0.5％以下。如果希望借助沉淀硬化提高屈服强度，Nb+Ta的含量应高于4％，优选的是高于7％，而Ti的含量应高于0.7％，优选的是从0.95％至2％之间。同时，Ni的含量在47％和60％之间是有利的，优选地是在52％和57％之间。如果希望通过塑性变形提高屈服强度，Co和Mo+W的含量应在上述区间的上半部选取。如果上述各组份在上述优选区间内选取，并且合金既被塑性变形，例如超过50％，又被沉淀硬化，则其屈服强度可以达到1600Mpa以上。
合金“NIMONIC Alloy 105”具有的常规分析成分为：15％ Cr，20％ Co，5％ Mo，4.7％ Al，至多1％ Fe，1.2％ Ti和其余为Ni。
合金Rene 220包括：10-25％ Cr，5-25％ Co，至多10％ Mo+W，至多11％ Nb，至多4％ Ti，至多3％ Al，至多0.3％ C，2-23％ Ta，至多1％ Si，至多0.015％ S，至多5％ Fe，至多3％ Mn和其余为Ni。在标称上，Rene 220含有0.02％ C，18％ Cr，3％ Mo，5％ Nb，1％ Ti，0.5％ Al，3％ Ta和其余为Ni。这种材料通过变形和沉淀硬化可以达到非常高的屈服强度。在955℃和50％变形度条件下，屈服强度变为近似1320Mpa；在970℃和50％变形度条件下，屈服强度变为近似1400Mpa；在990℃和50％变形度条件下，屈服强度变为近似1465Mpa；以及在970℃和25％变形度条件下，屈服强度变为近似1430MPa。应用的沉淀硬化为，在760℃下保持8小时，然后在730℃下保持24小时，和在690℃下保持24小时。
合金NIMONIC PK31标称上包括：0.04％ C，20％ Cr，2.3％ Ti，0.45％ Al，14％ Co，4.5％ Mo，5％ Nb，至多1％ Fe，可能少量的Si，Cu和M和其余为Ni。
合金Merl 76具有的标称分析成分为：0.015％ C，11.9％ Cr，18％Co，2.8％ Mo，1.2％ Nb，0.3％ Hf，4.9％ Ti，4.2％ Al，0.016％ B，0.04％ Zr和其余为Ni。
合金Udimet 700具有的标称分析成分为：0.15％ C，15％ Cr，18.5％ Co，5.3％ Mo，4.2％ Ti，3.5％ Al，至多1％ Fe和其余为Ni。
合金Rene 95包括：至多0.08％ C，11.8-14.6％ Cr，7.5-8.5％ Co，3.1-3.9％ Mo，3.1-3.9％ W，3.1-3.9％ Nb，3.1-3.9％ Ti，2.1-3.1％ Al，至多0.02％ B，至多0.075％ Zr和其余为Ni。
关于上述标称分析成分，显然在实践中根据实际生产的合金可与标称分析成分实际出现偏差，仅作为不可避免的杂质也可出现在所有合金中。
技术文献对如何热处理各种合金以产生沉淀硬化有详细说明，而合金的固溶退火和再结晶温度的热处理也是公知的，因此，下面仅需说明几种实例。
Rene 220：
具有分析成分为0.03％ C，20.2％ Cr，2.95％ Mo，11.7％ Co，1.2％Ti，5.05％ Nb，3.1％ Ta和其余为Ni的四层焊接粉末，用等离子炬自动焊(PTAW)焊接在奥氏体不锈钢AISI 316的基体上。带有这种焊层的本发明合金的该基体然后进行热处理，在775℃下保持4小时，并在700℃下保温4小时。用该基体制成两件常规拉伸试件，拉伸试验表明，其屈服强度Rp0.2分别为1138MPa和1163MPa。然后，对以相同方式制成的基体进行热处理，在750℃下保持4小时，而后在700℃下保温8小时。拉伸试验表明，测得的两试件的屈服强度分别为1074MPa和1105MPa。然后，对以相同方式制成的基体进行热处理，在750℃下保持8小时，而后在700℃下保温4小时。拉伸试验表明，测得的两试件的屈服强度分别为1206MPa和1167MPa。最后，对以相同方式制成的基体进行热处理，在800℃下保持4小时，而后在700℃下保温8小时。拉伸试验表明，测得的两试件的屈服强度分别为1091MPa和1112MPa。
在希望用对材料进行冷加工提高屈服强度的情况下，这可以用公知的方法完成，例如，滚压(轧制)或锻压阀座区，或者以其它方式进行，例如对其进行敲打或锤击，随后对阀座的密封面进行磨口。如果该合金含有沉淀硬化组份，冷加工可以在如上所述的适当升高的温度下进行。
下面，给出一种排气阀制造实例，其阀座区借助HIP工艺成形。适当材料，例如钢，合金钢或镍合金的基体，用通常方法加工成所要求的形状，但无阀座区。然后借助公知的HIP工艺(HIP是热等静压的缩写)将所要的阀座材料施加到基体上。该工艺采用颗粒状原材料，例如由雾化喷射进惰性气氛室的熔化含镍铬合金液流，从而滴状材料被急速冷却，凝结成为具有非常致密的枝状结构的颗粒制成。
该颗粒状原材料以调整到所要求的阀座区厚度的量设置在阀盘上表面基体顶部。然后，该基体放置在模具内，放在封闭并且抽真空以抽掉有害气体的HIP室内。然后，开始HIP工序，其中上述颗粒状材料被加热至950至1200℃范围内的某一温度，并施加例如900-1200巴的高压。在这些条件下，原始粉末变成塑性的并在基本未熔化的情况下结成一体，成为凝固的致密材料。然后，取出基体，并且如果需要，可以进行固溶退火，例如，对Rene 95，在1150℃温度下保持1小时后进行淬火，既可在盐浴炉中急冷至一中间温度(典型为535℃)，随后空气冷却至室温，又可用气体急冷至室温。这些步骤后便可进行热/冷加工，如果合金的组份提供可能，可进行沉淀硬化，例如对Rene 95，在870℃下保持1小时，然后在650℃下保温24小时，随后将基体用空气冷却至室温。最后，可将基体磨口(磨配)到所要求的尺寸。
关于基体，可以采用不带阀杆的阀盘，阀杆可在完成HIP工艺后安装在阀盘上。例如借助摩擦焊接进行这种安装。这种方案的优点在于，由于HIP室在后安装阀杆的情况下可以同时容纳多个基体，HIP室得到充分利用。还有可能借助HIP工艺用颗粒状材料制造整个阀盘，或者如果需要，还有整个阀杆，在基体的不同区域采用不同颗粒组份，以满足这些部位所要求的材料性能和基于经济方面的考虑。
本文中的冷加工，既指在显著低于合金再结晶温度下的某一温度下的冷加工，又指在低于或刚好在再结晶的低温区附近的热-机械变形。

Claims (19)

1.一种内燃机的排气阀，它包括一个带阀盘的可动阀杆，阀盘上表面具有由与阀盘基材不同的材料构成的一个环形阀座区，在阀的关闭位置时，该阀座区与静止阀件上的相应阀座区贴合，其特征在于，阀盘上表面的该阀座区是由在20℃温度时，具有屈服强度Rp0.2至少为1000MPa的材料制成。
2.如权利要求1所述的排气阀，其特征在于，所述阀座区的材料具有的屈服强度至少为1100MPa。
3.如权利要求2所述的排气阀，其特征在于，所述阀座区的材料具有的屈服强度至少为1300MPa。
4.如权利要求1所述的排气阀，其特征在于，在阀座区运行温度下，在所述静止阀件和阀盘上的阀座区具有相同的屈服强度。
5.如权利要求1所述的排气阀，其特征在于，在阀座区运行温度下，所述静止阀件上的阀座区具有高于阀盘阀座区的屈服强度。
6.如权利要求1所述的排气阀，其特征在于，所述阀座区材料为焊接的、冷加工的镍基含铬合金，包括按重量百分比的至少10％Cr，至少47％Ni和固溶强化组份，这些组分包括Mo，W，Co，Hf和/或Fe。
7.如权利要求6所述的排气阀，其特征在于，所述合金含有Nb和/或Ta。
8.如权利要求6所述的排气阀，其特征在于，所述合金含有Al和Ti。
9.如权利要求1至5中任一项所述的排气阀，其特征在于，所述阀座区材料为镍基含铬合金，包括按重量百分比的至少10％包括Mo，W，Co，Hf，Fe和/或Cr等的固溶强化组份，和包括Nb，Ta，Al和/或Ti等的沉淀硬化组份。
10.如权利要求1所述的排气阀，其特征在于，所述阀座区材料为镍基含铬合金，包括至少一种从Co，Mo，Hf，Fe，W，Ti，Nb，Ta，Al中选出的组份。
11.如权利要求8或10所述的排气阀，其特征在于，所述阀座区的材料包括：10-25％Cr，至多25％Co，至多10％Mo+W，至多11％Nb，至多20％Ta，至多3％Ti，至多0.55％Al，至多0.3％C，至多1％Si，至多0.015％P，至多0.015％S，至多3％Mn，至多25％Fe，和其余为Ni。
12.如权利要求11所述的排气阀，其特征在于，Al，Ti和Ni的组份限制在至多0.5％Al，0.7-3％Ti和52-57％Ni，Nb+Ta/2的含量为至少3％。
13.如权利要求1-8及10中任一项所述的排气阀，其特征在于，所述阀盘的外径范围从130mm至500mm。
14.一种制造按照权利要求1-8的内燃机的排气阀的方法，其特征在于所述的合金强度通过沉淀硬化热处理而增加。
15.一种制造按照权利要求10的内燃机的排气阀的方法，其特征在于至少所述的阀座区通过HIP工艺，及接着进行冷加工来制造的。
16.一种制造如权利要求11所述的排气阀的方法，其特征在于，至少阀座区是借助铸造或粉末冶金方法制造的，并且随后在低于或在合金的再结晶温度附近的温度下进行热-机械变形，并且阀座区的变形程度使该材料的屈服强度提高至高于所述下限的值。
17.如权利要求16所述的制造排气阀的方法，其特征在于，所述热-机械变形包括材料的冷加工。
18.如权利要求14至16中任一项所述的制造排气阀的方法，其特征在于，合金的屈服强度通过沉淀硬化热处理被提高。
19.采用在约20℃下屈服强度至少为1000MPa的镍基含铬合金作为在如权利要求1所述的内燃机的排气阀中可运动的阀盘上表面上的环形阀座区的限制或者防止出现压痕的材料。
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