專利名稱::內(nèi)燃機內(nèi)排氣閥軸形或活塞形可動壁構(gòu)件的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域:
:本發(fā)明涉及內(nèi)燃機內(nèi)、特別是二沖程十字頭型發(fā)動機內(nèi)排氣閥軸形或活塞形可動壁構(gòu)件,對面向燃燒室的壁構(gòu)件一側(cè)采用耐熱腐蝕材料,這種材料是用含鎳鉻合金顆粒狀原始材料制成的,這種顆粒狀材料是通過熱等靜壓工藝(HIP工藝)、基本上不經(jīng)熔化原始材料就結(jié)合成凝聚性材料的。耐熱腐蝕材料在本文中是指在操作溫度為550-850℃的內(nèi)燃機燃燒室環(huán)境內(nèi)具有耐腐蝕性的材料。一種復(fù)合式排氣閥軸可見之于牌號為MANB&WDiesel的大型二沖程柴油機的實際結(jié)構(gòu)中,其中,閥盤的下表面和軸基的座區(qū)通過熱等靜壓法加有一層80A鎳鉻鈦合金(Nimonic80A合金)的耐熱腐蝕材料,這種合金含有18~21%的鉻和約75%的鎳。除耐腐蝕性外,這種合金具有約400HV20的硬度,使其可用作閥座材料。通常來說,閥座應(yīng)具有高硬度以免閥門關(guān)閉時燃燒過程中的殘剩顆粒擠壓在座面之間而在密封面上形成壓痕。EP-A0521821敘述了在閥座區(qū)內(nèi)采用671鉻鎳鐵合金(Inconel671合金)作為一種表面硬化的合金。這種合金含有0.04~0.05%的C、47~49%的Cr、0.3~0.4%的Ti和余量的Ni。閥座區(qū)位于閥盤上表面而成為連續(xù)形的環(huán)形鑲面。如上所述,座區(qū)的要求是所用合金應(yīng)具有高硬度。該EP公報提到,Inconel671的耐腐蝕性被認為不如也被推薦為表面硬化材料的Inconel625。該申請人的國際專利申請WO96/18747敘述了一種帶焊敷表面硬化合金的排氣閥軸,其成分為40~51%的Cr、0~0.1%的C、少于1.0%的Si、0~5.0%的Mn、少于1.0%的Mo、0.05~0.5%的B、0~1.0%的Al、0~1.5%的Ti、0~0.2%的Zr、0.5~3.0%的Nb、至多5.0%的Co和Fe的總合含量、至多0.2%的O、至多0.3%的N、余量為Ni。這種閥座材料在焊接后通過溫度超過550℃的熱處理可取得例如550HV20的高硬度。一般認為,含鉻和鎳的耐腐蝕合金在550~850℃范圍內(nèi)會時效硬化,也就是合金會變得更硬更脆。在鑄件的情況下,為取得良好的耐腐蝕性,特別是在含有來自重質(zhì)燃料油燃燒產(chǎn)物的硫和釩的環(huán)境中取得良好的耐腐蝕性,已知可用含50%的Cr和50%的Ni這種合金或IN657這種合金,IN657含48~52%的Cr、1.4~1.7%的Nb、至多0.1%的C、至多0.16%的Ti、至多0.2%的C和N、至多0.5%的Si、至多1.0%的Fe、至多0.3%的Mg、余量為Ni。鑄造后,這種合金具有富鎳γ相和富鉻α相,根據(jù)合金的精確分析此兩相都可構(gòu)成初生樹枝狀(枝晶)結(jié)構(gòu)。已知這些合金在超過600℃的操作溫度下即時效硬化。這是由于合金在冷卻時并不在平衡的狀態(tài)下進行固化。在合金此后的工作溫度下由于超穩(wěn)相比例(over-representedphaseproportion)的轉(zhuǎn)變而產(chǎn)生亞穩(wěn)相比例(under-representedphaseproportion)的析出,這就造成了脆性,其特征是延性在室溫下低于4%?;谶@種相對較低的強度性能,這種合金只是用于低負荷的鑄件。由倫敦海洋工程師學(xué)會在1990年發(fā)布的技術(shù)論文“關(guān)于現(xiàn)用閥門材料使用經(jīng)驗的評述”綜述了柴油機排氣閥的可用鑲面合金,并詳細敘述了柴油機內(nèi)熱腐蝕的問題。該論文特別針對排氣閥軸座面所述條件作了論述。在閥軸的下表面和活塞的上表面上,耐熱腐蝕材料用以限制腐蝕的侵襲,使閥軸和(或)活塞有利地取得很長的使用壽命?;钊媳砻婧烷y盤下表面的面積很大,因而在改變發(fā)動機負荷時例如在起動或停止發(fā)動機時承受著很大的熱應(yīng)力。熱沖擊在這些表面的中部最為嚴重,這部分地是由于燃燒氣體在燃燒室的近中部分具有最高的溫度,部分地是由于活塞和閥軸在這些表面的近邊部分受到了冷卻。閥盤在上表面的座區(qū)附近也受到了冷卻,此表面在閥關(guān)閉時與水冷的固定閥座相接觸,對于活塞來說,熱量通過活塞環(huán)向水冷汽缸襯筒引去,此外,活塞的內(nèi)表面也受到油冷。較冷的周邊材料阻止較熱的中部材料的熱膨脹,這就造成很大的熱應(yīng)力。眾所周知,由所述熱效應(yīng)造成的變化很慢但作用很大的熱應(yīng)力會造成起自閥盤下表面中部的星裂。星裂會作很深的發(fā)展,以致穿透耐熱腐蝕材料而使下層材料受到腐蝕性侵襲并受到侵蝕,導(dǎo)致排氣閥的失效。本發(fā)明的目的在于提供一種排氣閥軸或活塞,使其就耐熱腐蝕材料而言具有相當(dāng)長的使用壽命。因此,本發(fā)明權(quán)利要求1前序部分所述壁構(gòu)件的特征是按照重量百分比,除通常的雜質(zhì)和不可避免的除氧成分殘余量外,該耐腐蝕材料含有38~75%的Cr和任選的0~0.15%的C、0~1.5%的Si、0~1.0%的Mn、0~0.2%的B、0~5.0%的Fe、0~1.0%的Mg、0~2.5%的Al、0~2.0%的Ti、0~8.0%的Co、0~3.0%的Nb、以及任選的Ta、Zr、Hf、W和Mo成分和余量的Ni、Al和Ti的總合含量至多4.0%、Fe和Co的總合含量至多8.0%、Ni和Co的總合含量至多25%;在將該耐腐蝕材料加熱到550~850℃溫度范圍內(nèi)保持400小時以上后在約20℃下測得該耐腐蝕材料具有低于310HV的硬度。令人非常驚異地證實了用熱等靜壓法所生產(chǎn)這種成分的材料在內(nèi)燃機可動壁構(gòu)件所處操作溫度下并不硬化,這樣就可使可動壁構(gòu)件面的燃燒室一側(cè)的耐熱腐蝕材料有利地保持其小于310HV20的低硬度和相應(yīng)的延性。低硬度減少或防止了材料的星裂,因而壁構(gòu)件的壽命不會由于材料的疲勞損傷而降低。本發(fā)明還可取得另一優(yōu)點即使在受到長時間的熱效應(yīng)之后仍保持很好的機械性能。因此,材料保持了與高延性相結(jié)合的高抗拉強度,這對一些高鉻含量的鎳合金來說是相當(dāng)罕見的。這些性能也使耐腐蝕材料至少可取代部分受通常承載的壁構(gòu)件材料,以制成比已知壁構(gòu)件更輕的壁構(gòu)件,也就是,在要求強度的材料外面將耐腐蝕材料用作覆面層。這樣的減重對內(nèi)燃機是很有利的,因為減重意味著較少用以傳動壁構(gòu)件的能量和較小作用在與壁構(gòu)件協(xié)同操作的發(fā)動機構(gòu)件上的負荷。此外,還產(chǎn)生了節(jié)省材料的效果。同時,該高鉻含量的材料具有很高的抗熱腐蝕性,與具有已知含鉻鎳材料面層的壁構(gòu)件相比,材料所受侵蝕分布均勻,其延續(xù)時間也會明顯地加長。為防止耐熱腐蝕材料在閥或軸的使用過程中過度硬化,重要的是使顆粒狀原始(起始)材料在制造壁構(gòu)件時既不熔化也不作過大的機械變形。熱等靜壓法使顆粒狀原始材料由于擴散所造成的顆粒間界的分解而結(jié)合成一體,并保持顆粒極密實的樹枝狀結(jié)構(gòu),其樹枝狀分枝彼此緊密相鄰。在已知的含鉻量在40~52%范圍內(nèi)的鎳基硬質(zhì)面層內(nèi),原始材料是通過鑄連或焊接得以熔化的,并通過此后超過550℃的加熱消除這些材料作高硬度時效硬化或彌散硬化的固有傾向。迄今為止,對在本發(fā)明壁構(gòu)件中用熱等靜壓法所制材料內(nèi)硬化機制受到抑制的原因還不能從冶金學(xué)上給出令人滿意的解答,但令人驚異的是實際證明確實如此。如果材料中鉻含量低于38%,就不能取得所需耐熱腐蝕性。在壁構(gòu)件表面上,鉻與氧反應(yīng)而形成Cr2O3表面層,此表面層保護下層使其不受腐蝕性殘剩燃燒產(chǎn)物的影響。高于44.5%的鉻含量是有利的。如果鉻含量超過75%,材料的鎳含量就過低了,此外,在熱等靜壓法所用高溫下就會產(chǎn)生不應(yīng)有的局部性純α相、也就是向無樹枝狀結(jié)構(gòu)的富鉻相的轉(zhuǎn)變。α相是脆性的,加大結(jié)構(gòu)中這一相的百分比對材料的延性產(chǎn)生不利的影響。最好使鉻含量高于49%,以便提高耐腐蝕性。該材料應(yīng)具有至少25%鈷和鎳的總合含量,以便取得所需抗裂延性。如果合金不含Co,鎳含量就至少應(yīng)為25%。除鉻含量的所述低限外,對鎳含量出于結(jié)構(gòu)上的原因并無上限。如果碳含量超過0.15%,就會在顆粒表面上析出不應(yīng)有的碳化物邊界層,也還會析出NbC、WC或TiC一類提高硬度的碳化物。C還會形成不應(yīng)有的碳化鉻,這取決于材料中其他成分的含量。為高度防止復(fù)合碳化物,碳含量最好低于0.02%,但由于C在很多金屬中是常見的雜質(zhì),出于經(jīng)濟上的原因,限制碳含量至多到0.08%比較合適。硅含量多至1.5%會有助于改善耐腐蝕性,Si在材料表面上可形成柴油機燃燒室環(huán)境內(nèi)很穩(wěn)定的氧化硅。如硅含量超過1.5%,就會析出過量提高硬度的硅化物。Si還會在材料基體結(jié)構(gòu)內(nèi)對富鎳γ相產(chǎn)生固溶硬化(強化)作用。為此,將材料中硅含量限制在至多0.95%會是可取的。與Si相似,鋁可通過在壁構(gòu)件表面上所形成的氧化鋁改善耐腐蝕性。此外,可在制造顆粒狀原始材料時添加Al、Si和/或Mn,這三種成分具有脫氧作用。由于Mn無助于取得壁構(gòu)件材料所需性能,其在材料內(nèi)的殘余量要求限制在至多1.0%。至多0.5%的Y和(或)至多4.0%的Ta有助于穩(wěn)定材料表面上氧化物的形成,這與加入Al和Si的情況相同。較大量的釔和鉭并不能進一步改善耐腐蝕性。Al可與鎳形成提高硬度的金屬間化合物(γ’),因此,材料可含有至多2.5%的Al。如果合金還含有至多2.0%較大量的Ti,材料中Al和Ti的總合含量就不可超過4.0%,因為Ti還會形成部分不應(yīng)有的γ’析出物。為得益于鋁的防腐蝕作用,同時取得防止γ’析出的適當(dāng)安全程度,材料最好含有少于1.0%的Al,同時Al和Ti的總合含量至多2.0%。如果這種合金含鈦量接近其上限,鋁含量可有利地限制在至多0.15%。為進一步抑制γ’的形成,鋁含量最好少于0.4%。Ti是含鉻鎳合金中經(jīng)常出現(xiàn)的成分,因此,很難在材料中完全避免某些鈦含量。鈦含量最好低于0.6%,以減少提高硬度的碳化鈦和硼化鈦的析出。由于Al和Ti之間的相互作用,寧愿限制鈦含量,使其低于0.09%而增加鋁含量,以改善材料的耐熱腐蝕性。材料的鐵含量希望限制在至多5%,較高的鐵含量會降低耐腐蝕性。還可使用含鈷的原始材料,鈷本身對耐腐蝕性并無不良影響。鈷在材料中出于經(jīng)濟上的原因必要時可部分地替代鎳。多至8.0%的鈷含量對γ相并無明顯的固溶硬化作用。在不需要鎳的替代物時,可添加多至8.0%的鈷,因為鈷可在有利于材料延性的方向上改變α相和γ相的相對含量,這是由于鈷促使γ相的形成。這會是很有必要的,特別是在材料含有很多鉻,例如大于60%鉻的情況下。硼可有助于使混合相α+γ的顆粒狀原始材料具有很密的樹枝狀結(jié)構(gòu)而使其樹枝分支間的間距很小。如硼含量超過0.2%,含硼共晶體和硼化物的析出量會在一定程度上產(chǎn)生不應(yīng)有的提高硬度的作用。多至0.15%的鋯(Zr)量可對樹枝狀結(jié)構(gòu)具有與硼相同的有利作用,因而可用作硼的替代物或增補物。硼含量最好低于0.09%,以限制會提高硬度的析出量。顆粒狀原始材料會含有殘余量的鎂(Mg),但這一成分在現(xiàn)在這種使用中似乎并無有利可言,因此希望將鎂含量限制在至多1.0%。在一個優(yōu)選實施例中,將材料中不可避免的雜質(zhì)氮和氧限制在至多0.04%的N和(或)至多0.01%的氧。氧含量在原始材料中會在顆粒上造成顆粒的氧化面層而在熱等靜壓過程后這種面層就會在材料中成為雜質(zhì)(夾雜物),降低其強度。氮量可限制在所述0.04%,以減少會提高硬度的氮化物或碳氮化物的形成。鈮(Nb)可添加在用以制造顆粒狀原始材料的合金中。出于經(jīng)濟上的原因,鈮含量最好限制在至多0.95%,但如果合金含有較多量的氮和碳而接近上限0.15%,就最好加入多至2.0%的鈮以抵消氮和碳在顆粒表面上形成不應(yīng)有的碳化物和氮化物邊界層的傾向。在耐腐蝕材料中多至3.0%的鈮含量已經(jīng)意外地證實對在壁構(gòu)件作相應(yīng)溫度范圍內(nèi)的長期操作下所產(chǎn)生結(jié)構(gòu)上的轉(zhuǎn)變具有有利的影響。這樣,高于0.1%、最好為0.9-1.95%的鈮含量有助于材料在長期操作后保持高延性。鎢(W)和鉬(Mo)在材料中是不希望有的成分,如果出現(xiàn),材料最好含有少于1.4%的鎢和少于0.9%的鉬,鎢和鉬的總合含量則低于2%。這是由于鎢和鉬對在材料中會提高硬度的α+γ相基體結(jié)構(gòu)具有固溶硬化的作用。為避免析出基于鎢和鉬的金屬間化合物,鎢和鉬的總合含量最好低于1.0%。鉿(Hf)在含量為0.1~1.5%時具有改變晶粒間界的作用,這對材料在其550~850℃操作溫度范圍內(nèi)的延性具有有利的影響。眾所周知,構(gòu)件表面上的純鉻面層具有極好的耐腐蝕性,但這種面層很脆而無明顯的延性。在本發(fā)明中,可以將高于75重量百分比的鉻含量顆粒如純鉻顆粒摻入面向燃燒室的表面所用原始材料中。這樣,壁構(gòu)件會具有耐腐蝕性得到進一步改進的表面層。表面層為此降低的延性會導(dǎo)致其產(chǎn)生裂紋。裂紋會使下層材料外露,下層材料如上所述具有很高的延性,這可防止裂紋作更深的發(fā)展,下層材料具有耐熱腐蝕性,這可限制腐蝕性侵蝕。這樣,添加高鉻含量的顆粒就會使壁構(gòu)件具有最佳綜合的耐腐蝕性和延性。在壁構(gòu)件的使用過程中,在靠近表面的晶粒中鉻含量會隨著壁構(gòu)件表面氧化鉻的燒損而降低。添加高鉻含量的顆粒會抵消這種傾向,因為表面的高溫程度使鉻從高鉻含量顆粒擴散到具有權(quán)利要求1所述成分的鄰近晶粒中。如果在材料內(nèi)部還含有高鉻含量的顆粒,這些顆粒就不會導(dǎo)致任何明顯的材料延性的降低。這是由于在材料更深的內(nèi)部溫度水平是較低的,這會限制使鉻擴散到鄰近晶粒的傾向。這樣,顆粒狀原始材料會具有變化著的成分,其高鉻含量顆粒的含量隨著與壁構(gòu)件表面距離的加大而降低。為取得高延性,最好使耐腐蝕性材料在將其加熱到權(quán)利要求1所述溫度并保持所述時間后具有在約20℃下所測低于300Hv的硬度,使其硬度低于285HV更為有利。在一個實施例中,可使耐腐蝕材料在垂直于壁構(gòu)件表面的方向上具有大于8mm的厚度。這會加大相對較貴原始材料的消耗,但與此同時壁構(gòu)件的壽命卻與材料的厚度大體上成正比,因為材料無開裂的傾向,此外,侵蝕也相對較均勻。如果耐熱腐蝕材料的厚度進一步增大到例如15mm以上,這可取得更進一步的效果,但此材料實際上就成為壁構(gòu)件的結(jié)構(gòu)部分而不僅僅是腐蝕保護面層了?,F(xiàn)參照簡圖對本發(fā)明的例子作進一步的具體說明如下。圖1為閥盤的中央縱剖面圖,閥盤具有按本發(fā)明制得的閥軸底部,圖2為按本發(fā)明所制活塞的中央縱剖面圖。圖1示出閥軸形壁構(gòu)件1,用作二沖程十字頭型發(fā)動機內(nèi)的排氣閥。閥軸具有閥盤2和僅示出其下部的閥桿3。位于閥盤上表面的閥座4是用高硬度耐熱腐蝕合金制成的,以便減少在座體密封面上形成的壓痕,閥盤下表面具有一層耐熱腐蝕材料5,用以減少從閥盤下表面6上材料的燒損。如上所述,材料5是按本發(fā)明制成而具有高延性和高耐熱腐蝕性的綜合效果。圖2示出活塞形壁構(gòu)件7,活塞裝在活塞桿8的頂部,對活塞桿僅示出其上部。活塞具有中央空腔9和很多豎孔10,這些孔在空腔9周圍的活塞側(cè)緣11內(nèi)沿活塞周邊作均勻分布。通過小孔12,空腔9與垂直孔10連通以便冷卻油可從活塞桿內(nèi)中心管13流進空腔并進一步通過孔12進入豎孔10,再從豎孔通過活塞桿流回去。冷卻油的流動通路用箭頭示出。油冷卻活塞頂部16的下表面,但盡管如此,在活塞頂部的上表面仍有溫差,致使在其材料內(nèi)會產(chǎn)生熱應(yīng)力。當(dāng)然,活塞也可具有其他的結(jié)構(gòu),例如可在活塞底部插入很多噴管,以便將冷卻油噴向活塞頂部下表面,也可使中央空腔具有較大直徑而使活塞頂部主要通過濺噴來冷卻?;钊敳吭谄渖媳砻婢哂幸粚幽蜔岣g材料14,用以減少從活塞上表面15燒損的材料,如上所述,材料14按照本發(fā)明制取并具有有利的綜合的高延性和高耐熱腐蝕性。在發(fā)動機運行時,活塞在汽缸襯筒內(nèi)作往復(fù)動運(未示出),而在適當(dāng)次數(shù)的發(fā)動機循環(huán)下排氣閥通過閥軸開閉,閥軸向著固定閥座部分來回移動(未示出),其閥座的環(huán)形下密封面在閥關(guān)閉狀態(tài)下與閥軸的上閥座4接觸??蓜颖跇?gòu)件1、7連同汽缸襯筒和氣缸蓋(未示出)構(gòu)成發(fā)動機的燃燒室而呈現(xiàn)在燃燒過程中產(chǎn)生的熱腐蝕性環(huán)境中。如果發(fā)動機為二沖程十字頭型發(fā)動機,活塞直徑舉例來說會在250-1000mm范圍內(nèi),閥軸盤體直徑舉例來說會在100-600mm范圍內(nèi)??梢?,面向燃燒室的可動壁構(gòu)件的表面具有較大的面積,這就在材料5、14內(nèi)造成很大的熱應(yīng)力??蓜颖跇?gòu)件1、7的有利性能也可在較小的發(fā)動機例如中、高速四沖程發(fā)動機中加以利用,但特別適用于重負荷的大發(fā)動機?,F(xiàn)對在可動壁構(gòu)件1、7上加工出材料5、14的情況說明如下。將由合適材料,如鋼、奧氏體鋼或如以上英國論文所述的鎳鉻鈦合金構(gòu)成的基體用一般的方法加工成所需形狀而不帶耐熱腐蝕材料5、14。然后通過已知的熱等靜壓法(HIP法)在基體上加上材料5、14。這種方法采用顆粒狀原始材料,例如可使熔化的含鎳鉻合金的液流射入惰性氣體室并霧化,從而使滴狀材料激冷并固化而制成具有致密樹枝狀(枝晶)結(jié)構(gòu)α+γ的顆粒。這種顆粒狀材料也可稱作粉料。將顆粒狀原始材料裝在模型內(nèi),將裝料量調(diào)到與所需材料5、14的厚度相當(dāng)。同時如上所述在靠近模型底部的區(qū)域內(nèi)摻入高鉻含量的顆粒。然后將基體放在顆粒材料的上面,合上模型,接上真空以抽去不必要的氣體。然后開始熱等靜壓過程,這時,將顆粒狀材料加熱到950-1200℃范圍內(nèi)并加上例如900-1200bar的高壓。在此條件下,原始粉料變成塑性的并基本上不經(jīng)過熔化就結(jié)合成凝聚性、致密性的材料。然后取出壁構(gòu)件,必要時將其加工到所需尺寸。對于閥軸1來說,可以采用不帶閥桿3的閥盤2作為基體,然后在熱等靜壓過程完成后再將閥桿裝到閥盤上。這種安裝例如可通過摩擦焊接來進行。其優(yōu)點是采用事后裝上閥桿時在熱等靜壓過程中對基體就比較容易操作。此外,可以通過熱等靜壓過程用顆粒狀材料制造整個閥盤或必要時制造整個閥軸,這時對整體的不同區(qū)域采用不同的顆粒成分,不同的顆粒成分適用于各區(qū)域所需的材料性能并基于經(jīng)濟上的一些考慮?,F(xiàn)作出一些例子以便說明耐熱腐蝕材料的機械性能如下。例1基于分析成分為46%的Cr、0.4%的Ti、0.05%的C和余量的Ni的顆粒原始材料,通過熱等靜壓工藝制得了直徑為30mm、長為1000mm左右的桿體。在將原始材料放入模型后加溫到1150℃,加壓到約1000bar、保持約2.5小時,再將桿體返回到室溫和常壓。從桿體切出厚約8mm的盤形試樣。盤體的平均硬度在室溫下測定為269HV20。然后對盤體進行溫度為700℃、時間為672小時的熱處理。熱處理后在室溫下測得盤體平均硬度為285HV20。這就可以肯定熱處理僅使硬度作很有限的提高。例2基于分析成分為49.14%的Cr、1.25%的Nb、0.005%的C和余量的Ni的顆粒狀原始材料以與例1相同的方法制得了桿體,切成盤形試樣的平均硬度測定為292HV20。在對盤體進行溫度為700℃時間為672小時的熱處理后測得其平均硬度為260HV20。這就可以肯定熱處理使硬度降低。例3用與例1相同的方法制得了三個桿體,第一桿體的分析成分為46%的Cr、0.4%的Ti、0.05%的C和余量的Ni,第二桿體的分析成分由49.14%的Cr、1.25%的Nb、0.005%的C和余量的Ni,第三桿體的分析成分為54.78%的Cr、1.26%的Nb、0.005%的C、0.1%的Fe和余量的Ni。從三個桿體上各切取長120mm的桿件,用一般的方法加工成抗拉試件。具有46%的Cr的試件具有直徑3mm,其他兩種合金試件的試驗直徑為5mm。對試件的平均硬度進行了測定,對第一批試件進行了700℃下48小時的熱處理,對第二批試件進行了700℃下336小時的熱處理,對第三批試件進行了700℃下672小時的熱處理。用最后提及的兩種合金制成的第四批試件被加工成試驗直徑為6mm的試件。對第四批試件進行了700℃下4392小時的熱處理。在熱處理后測定了試件的室溫平均硬度,并進行了室溫抗拉試驗和沖擊試驗以測定材料的機械性能。按維氏法(HV20)進行了硬度測試,按擺錘式U形缺口沖擊試驗法測定了沖擊強度,其中試件的最小承載面積定為0.5cm2。試驗結(jié)果在以下表1、2中予以列出。應(yīng)該注意到,用星號標示的測試結(jié)果表示試件由于加工誤差過早地破裂了。試驗結(jié)果表明,用熱等靜壓法制得的耐熱腐蝕材料并不因其在大型二沖程發(fā)動機燃燒室內(nèi)在可動壁構(gòu)件的代表性操作溫度下受到長期熱負荷而降低其延性。還可看出,材料的其他機械性能良好。在熱處理前的抗拉強度實際上大于高鉻含量鎳合金的一般值??梢钥闯觯瑹崽幚硎箍估瓘姸扔邢薜亟档偷饺院芸扇〉母邚姸?。經(jīng)熱處理的試件一般呈現(xiàn)出高于20%的斷裂伸度。在熱處理下還可看出斷裂伸度和斷面收縮率提高了,這表明材料取得更高的延性。還可看出,含鈮材料只要經(jīng)過低于4400小時的熱處理就可取得約30%的斷裂伸度,在受長期加熱影響后斷面收縮率約為50%。在672-4392小時的熱處理下可以看出斷裂伸度提高直至50%。這些結(jié)果表明本發(fā)明耐熱腐蝕材料即使在受長期加熱的影響下仍是具有極佳強度性能的有效結(jié)構(gòu)材料。材料看來還具有極高的沖擊強度。與熱等靜壓法所制材料的沖擊強度相比,通過模擬著材料的操作條件所作熱處理可明顯地提高沖擊強度。這樣,除了屈服應(yīng)力和抗拉應(yīng)力有非實質(zhì)性的降低外,耐熱腐蝕材料在550~850℃范圍內(nèi)的操作溫度下可取得較好的強度性能。材料極好的機械性能使其成為很合適的結(jié)構(gòu)材料,而且與此同時還具有出色的耐熱腐蝕性。作為本發(fā)明耐熱腐蝕材料的另外的例子可列出以下成分的材料60%的Cr、至多0.02%的C、至多0.2%的Si、至多0.5%的Mn、至多0.5%的Mo、至多0.2%的Cu、至多0.005%的B、至多0.002%的Al、至多0.02%的Ti、至多0.02%的Zr、1.25%的Nb、至多0.5%的Co、至多0.5%的Fe、至多0.05%的N、至多0.02%的O和余量的Ni;還可列出以下成分的材料;45%的Cr、至多0.02%的C、1.5%的Si、至多0.5%的Mn、至多0.5%的Mo、至多0.2%的Cu、至多0.005%的B、至多0.002%的Al、至多0.02%的Ti、至多0.02%的Zr、1.25%的Nb、至多0.5%的Co、至多0.5%的Fe、至多0.05%的N、至多0.02%的O和余量的Ni。在以上說明中,所有合金成分的百分比都表示為重量百分比。表1</tables>表權(quán)利要求1.一種可動壁構(gòu)件,具有內(nèi)燃機內(nèi)、特別是二沖程十字頭型發(fā)動機內(nèi)排氣閥軸(1)或活塞(7)的形式,對朝向燃燒室的壁構(gòu)件一側(cè)來用耐熱腐蝕材料(5、14),這種材料是用含鎳鉻合金顆粒狀原始材料制成的,這種顆粒狀材料是通過熱等靜壓工藝、基本上不經(jīng)過熔化原始材料就結(jié)合成凝聚性材料的,其特征是按照重量百分比,除通常的雜質(zhì)和不可避免的除氧成分的殘余量外,該腐蝕材料(5、14)包含38~75%的Cr和任選的0~0.15%的C、0~1.5%的Si、0~1.0%的Mn、0~0.2%的B、0~5.0%的Fe、0~1.0%的Mg、0~2.5%的Al、0~2.0%的Ti、0~8.0%的Co、0~3.0%的Nb以及任選的Ta、Zr、Hf、W和Mo成分、和余量的Ni,Al和Ti的總合含量至多4.0%,Fe和Co的總合含量至多8.0%,Ni和Co的總合含量至多25%;在將材料加熱到550~850℃溫度范圍內(nèi)保持400小時以上后在約20℃下測得該耐腐蝕材料具有低于310HV的硬度。2.按權(quán)利要求1所述的可動壁構(gòu)件,其特征是所述材料(5、14)的C含量低于0.08%,最好低于0.02%。3.按權(quán)利要求1或2所述的可動壁構(gòu)件,其特征是所述材料(5、14)的Al含量低于1.0%,與此同時Al和Ti的總合含量至多2.0%,Al含量以低于0.4%為宜,最好低于0.15%,與此同時Ti含量低于0.6%,最好低于0.09%。4.按權(quán)利要求1-3中任一項所述的可動壁構(gòu)件,其特征是所述材料(5、14)的Cr含量高于44.5%,最好高于49%。5.按權(quán)利要求1-4中任一項所述的可動壁構(gòu)件,其特征是所述材料(5、14)的N含量至多0.04%,O含量以至多0.01%為宜。6.按權(quán)利要求1-5中任一項所述的可動壁構(gòu)件,其特征是所述材料還含有直至0.5%的Y和/或直至4.0%的Ta。7.按權(quán)利要求1-6中任一項所述的可動壁構(gòu)件,其特征是所述材料(5、14)的Nb含量至多2%,優(yōu)選在0.1%到1.95%以內(nèi),以至多0.9%為宜。8.按權(quán)利要求1-7中任一項所述的可動壁構(gòu)件,其特征是所述材料(5、14)還含有直至0.15%的Zr;所述材料的B含量以低于0.09%為宜。9.按權(quán)利要求1-8中任一項所述的可動壁構(gòu)件,其特征是所述材料(5、14)還含有0.1~1.5%的Hf。10.按權(quán)利要求1-9中任一項所述的可動壁構(gòu)件,其特征是所述材料(5、14)還含有少于1.4%的W和少于0.9%的Mo;W和Mo的總合含量低于2%,最好低于1.0%。11.按權(quán)利要求1-10中任一項所述的可動壁構(gòu)件,其特征是至少在面向燃燒室的表面(6、15)上的所述原始材料內(nèi)摻入鉻含量高于75重量百分比的顆粒。12.按權(quán)利要求1-11中任一項所述的可動壁構(gòu)件,其特征是所述耐腐蝕材料(5、14)在將其加熱到所述溫度保持所述時間后在約20℃下具有低于300HV、最好低于285HV的硬度。13.按權(quán)利要求1-12中任一項所述的可動壁構(gòu)件,其特征是所述耐腐蝕材料(5、14)在垂直于壁構(gòu)件表面(6、15)方向上的厚度大于8mm,以大于15mm為宜。全文摘要一種可動壁構(gòu)件,具有內(nèi)燃機內(nèi)排氣閥軸(1)或活塞(7)的形式,對朝向燃燒室的壁構(gòu)件一側(cè)采用耐熱腐蝕材料(5、14),這種材料是用含鎳鉻合金顆粒狀原始材料制成的,這種顆粒狀材料是通過熱等靜壓法、基本上不經(jīng)過熔化原始材料就結(jié)合成凝聚性材料的。在將耐腐蝕材料加熱到550-850℃溫度范圍內(nèi)保持400小時以上后,在約20℃下測得耐腐蝕材料具有低于310HV的硬度。文檔編號B22F3/14GK1218538SQ97194647公開日1999年6月2日申請日期1997年5月13日優(yōu)先權(quán)日1996年5月15日發(fā)明者哈羅·安德列亞斯·赫格申請人:曼B與W狄塞爾公司