(57)【要約】【課題】高温高強度や高剛性を有するのは勿論のこと、延性も向上したＴｉＡｌ合金製内燃機関部品、特にバルブまたはピストンピンを提供する。【解決手段】Ａｌを４０〜４２atom％、Ｃｒ：２．４〜２．６atom％含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物からなるＴｉＡｌ合金を、１１００〜１１５０℃で押出比１０以上に押し出して成形体を得る押出工程と、押出工程終了後または押出工程中に成形体を真空中で９５０〜１０５０℃で２〜５時間保持する焼鈍工程と、焼鈍工程が終了した成形体を不活性ガス中で４００℃まで１０〜６０℃／分の冷却速度で冷却する冷却工程とを経て製造された内燃機関部品である。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ａｌを４０〜４２atom％、Ｃｒ：２．４〜２．６atom％含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物からなるＴｉＡｌ合金を、１１００〜１１５０℃で押出比１０以上に押し出して成形体を得る押出工程と、前記押出工程終了後または押出工程中に前記成形体を真空中で９５０〜１０５０℃で２〜５時間保持する焼鈍工程と、前記焼鈍工程が終了した前記成形体を不活性ガス中で４００℃まで１０〜６０℃／分の冷却速度で冷却する冷却工程とを経て製造されたことを特徴とするＴｉＡｌ合金製内燃機関部品。
【請求項２】
前記ＴｉＡｌ合金は、Ｎｂ：１．３〜１．９atom％、Ｚｒ：０．１〜０．２atom％の少なくとも１種をさらに含有することを特徴とする請求項１に記載のＴｉＡｌ合金製内燃機関部品。
【請求項３】
前記冷却工程を経た前記成形体は、β−Ｔｉ相を２０〜３５体積％含有し、かつα２（Ｔｉ３Ａｌ）相を１０〜２０体積％含有することを特徴とする請求項１または２に記載のＴｉＡｌ合金製内燃機関部品。
【請求項４】
前記内燃機関部品が、バルブまたはピストンピンであることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載のＴｉＡｌ合金製内燃機関部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、本発明は高温高強度や高剛性を有するＴｉＡｌ合金製内燃機関部品に係り、特に、バルブやピストンピンの延性を向上させる技術に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
内燃機関用のバルブとしては、従来、高温での強度と剛性に優れたＴｉＡｌ合金製のものが知られている。たとえば、特許文献１には、ＴｉＡｌ合金素材を１０００〜１３５０℃に加熱してバルブ形状に押出し成形する技術が開示されている。この技術では、加熱時のＴｉＡｌ合金素材の酸化を防止するために、ＴｉＡｌ合金素材を金属製ケース内に密封し、押出し成形後にケースを機械加工によって除去している。また、特許文献２には、ＴｉＡｌ合金粉末を圧粉成形して焼結することにより、バルブ形状とする技術が開示されている。
また内燃機関用ピストンピンは、鉄鋼材料に浸炭や窒化処理を施したものが一般的に使用されている。一方で、慣性重量低減による燃費性能の向上を狙いとして、従来、低比重かつ剛性に優れるセラミックスや複合強化金属を用いた技術が開示されている（特許文献３、４）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特開２０００−２４７４８号公報
【特許文献２】特開２０００−３５５７０６号公報
【特許文献３】特開平１０−６１７６５号公報
【特許文献４】特許第１８０９２４０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
ところで、内燃機関用のバルブは、バルブシートと衝突を繰り返すため、高温での強度と剛性は勿論のこと、延性すなわち耐衝撃性も要求される。たとえば、ノッキング等によってバルブに大きな衝撃が作用したときに、破損しない耐衝撃性が求められる。しかしながら、ＴｉＡｌ合金は１％という乏しい延性にもかかわらず、延性を改良する試みは今までのところなされていないのが実情である。  また内燃機関用ピストンピンに関しても、セラミックスや複合強化金属には耐衝撃性や強度、あるいはコストの課題があり、鉄鋼製に代わる実用レベルには至っていないのが実情である。ＴｉＡｌ合金もその低比重かつ高剛性特性から有望な材料であるが、やはり内燃機関の爆発負荷に耐え得る耐衝撃性の観点で延性に乏しく、実用部品とするには本特性を改善する必要があった。
【０００５】
したがって、本発明は、上記事情に鑑みてなされたもので、高温高強度や高剛性を有するのは勿論のこと、延性も向上したＴｉＡｌ合金製内燃機関部品を提供することを目的としている。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明のＴｉＡｌ合金製内燃機関部品は、Ａｌを４０〜４２atom％、Ｃｒ：２．４〜２．６atom％含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物からなるＴｉＡｌ合金を、１１００〜１１５０℃で押出比１０以上に押し出して成形体を得る押出工程と、前記押出工程終了後または押出工程中に前記成形体を真空中で９５０〜１０５０℃で２〜５時間保持する焼鈍工程と、前記焼鈍工程が終了した前記成形体を不活性ガス中で４００℃まで１０〜６０℃／分の冷却速度で冷却する冷却工程とを経て製造されたことを特徴とする。
【０００７】
以下、本発明の数値限定の根拠について本発明の作用とともに説明する。
Ａｌの含有量：４０〜４２atom％
ＡｌはＴｉＡｌ合金の強度と延性を向上させる元素である。Ａｌの含有量が４０atom％未満では延性が低下し、４３atom％を超えると延性とともに強度が低下する。よって、Ａｌの含有量は４０〜４２atom％とした。
【０００８】
押出加工の温度範囲：１１００〜１１５０℃
β−Ｔｉ相は延性の高い組織であり、本発明は、後述するように結晶組織の粒界に微細なβ−Ｔｉ相を析出することで延性を向上させている。Ｔｉ−Ａｌ平衡状態図でＡｌが４０〜４２atom％では、１１５０℃以下でβ−Ｔｉ相を含む組織となる。したがって、１１５０℃以下でＴｉＡｌ合金を押し出すことにより、大きな伸びを得ることができる。また、１１５０℃以下で押し出すことにより組織が微細化し、高い強度を得ることができる。換言すると、１１５０℃を超えた温度範囲では、α−Ｔｉ相かこれにγ相を加えた組織となり、押し出し時に充分な伸びを得ることができず、また、組織を微細化して高強度を得ることができない。一方、１１００℃未満の温度範囲では、ＴｉＡｌ合金の変形抵抗が大きく、実用的な操業が困難となる。なお、押出加工はＴｉＡｌ合金素材をステンレス鋼製ケース内に密封して大気中で行い、押出加工後に機械加工によってケースを除去し、内燃機関部品とする。
【０００９】
押出加工の加工率：押出比１０以上
上述の温度範囲１１００〜１１５０℃で押出比１０以上の強加工を付与することにより、微細化が促進され、後述の焼鈍処理の効果を最大化し大きな伸びを得ることができる。押出比が１０を下回る加工率では微細化が不足し、十分な効果が得られない。なお、押出比とは、コンテナに充填した材料の直径と押出後の材料の直径との比であり、本発明では内燃機関部品として、バルブやピストンピンとなる部分の直径をいう。
【００１０】
焼鈍温度：９５０〜１０５０℃で
焼鈍により延性の高いβ−Ｔｉ相（体心立方晶）をＴｉＡｌ合金組織中に析出させる。また、焼鈍により、押し出し時の圧縮応力で形成された微小なクラックが拡散接合されるので、製品不良が回避されて歩留りが向上する。この場合、β−Ｔｉ相は、不純物が析出し易く延性が低い結晶粒界に析出するので、合金全体の延性向上に貢献する。焼鈍温度が１０５０℃を超えてもβ−Ｔｉ相のそれ以上の析出は望めないばかりでなく、結晶粒が粗大化して強度が低下する。一方、焼鈍温度が９５０℃未満では、β−Ｔｉ相の析出が不充分となる。よって、焼鈍時間は、９５０〜１０５０℃とする。なお、酸化防止および表面の微小クラックの拡散接合を促進させる観点から、焼鈍は大気雰囲気ではなく真空中で行う。
【００１１】
焼鈍時間：２〜５時間
焼鈍時間が２時間未満では、ＴｉＡｌ合金の温度が均一とならない。一方、焼鈍温度が５時間を超えると、結晶粒が粗大化して強度が低下するとともに操業時間が不要に長くなる。よって、焼鈍時間は、２〜５時間とする。
【００１２】
焼鈍後の冷却速度：４００℃まで１０〜６０℃／分
β−Ｔｉ相をα２（Ｔｉ３Ａｌ）相やγ相に変態させずに残留させるために、焼鈍後に強制的に冷却する。冷却時の雰囲気は例えばＡｒなどの不活性ガスで、冷却は空冷で行う。冷却速度が６０℃／分を超えると、ＴｉＡｌ合金に歪みが発生し、クラックの拡散接合部に応力集中してクラックが開くことがある。一方、冷却速度が１０℃／分未満では、β−Ｔｉ相がα２相やγ相に変態し易くなる。よって、焼鈍後の冷却速度は４００℃まで１０〜６０℃／分とする。
【００１３】
本発明は、ＴｉＡｌ合金組織にβ−Ｔｉ相を残留させることにより、高温高強度や高剛性を有するのは勿論のこと、延性も向上させることができ、常温域にて８００ＭＰａ以上の０．２％耐力と２％以上の伸びを得ることができる。本発明の効果を確実に得るために、β−Ｔｉ相を２０〜３５体積％含有すると共に強度を高めるが、靭性に乏しいα２相を１０〜２０体積％の範囲に制御することが望ましい。また、焼鈍により析出したβ−Ｔｉ相を安定して残留させるために、強度と延性への影響が少ないＮｂおよびＺｒの少なくとも１種を添加することが望ましい。この場合、Ｎｂは１．３〜１．９atom％、Ｚｒは０．１〜０．２atom％である。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、高温高強度や高剛性を有するのは勿論のこと、延性も向上させたＴｉＡｌ合金製内燃機関部品、特にバルブやピストンピンを提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】本発明の実施例におけるＡｌ含有量と機械的特性との関係を示すグラフである。
【図２】本発明の実施例におけるＣｒ含有量と機械的特性との関係を示すグラフである。
【図３】本発明の実施例におけるＮｂ含有量と機械的特性との関係を示すグラフである。
【図４】本発明の実施例におけるＺｒ含有量と機械的特性との関係を示すグラフである。
【図５】本発明の実施例における焼鈍温度と機械的特性との関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
１．第１実施例
種々の合金成分を含有するＴｉＡｌ合金を１１５０℃に加熱して最終直径が２２ｍｍの寸法を有する試料に押出比４１で押出成形した。この試料を真空中１０００℃で２．０時間焼鈍し、続いて、Ａｒ雰囲気中で４００℃まで６０℃／分の冷却速度で空冷した。この試料の引張強度、０．２％耐力、疲労強度、および伸びを調査した。その結果を図１〜図４に示す。
【００１７】
Ａｌ含有量の検証
図１は、Ａｌの含有量がＴｉＡｌ合金の機械的特性に及ぼす影響を示したものである。図１に示すように、Ａｌの含有量が増加するに従って０．２％耐力、引張強度および疲労強度は低下するが、Ａｌの含有量が４２atom％以下のときに０．２％耐力は８００ＭＰａ以上となり、引張強度は１０００ＭＰａ以上で疲労強度は７００ＭＰａ以上となる。また、Ａｌの含有量が４０atom％以上のときに伸びは２％以上となる。このように、Ａｌの含有量を４０〜４２atom％としたことの根拠が確認された。
【００１８】
Ｃｒ含有量の検証
図２は、Ｃｒの含有量がＴｉＡｌ合金の機械的特性に及ぼす影響を示したものである。図２に示すように、Ｃｒの含有量が２．４〜２．６atom％のときに０．２％耐力は概ね８００ＭＰａ以上となり、引張強度は１０００ＭＰａ以上で疲労強度は７００ＭＰａ以上となる。また、伸びは概ね２％以上となる。このように、Ｃｒ２．４〜２．６atom％含有しても機械的性質はあまり影響を受けないことが確認された。
【００１９】
Ｎｂ含有量の検証
図３は任意成分であるＮｂの含有量がＴｉＡｌ合金の機械的特性に及ぼす影響を示したものである。図３に示すように、Ｎｂの含有量が１．３〜１．９atom％のときに０．２％耐力は８００ＭＰａ以上となり、引張強度は９００ＭＰａ以上で疲労強度は６５０ＭＰａ以上となる。また、伸びは２％以上となる。このように、Ｎｂを１．３〜１．９atom％含有しても機械的性質はあまり影響を受けないことが確認された。
【００２０】
Ｚｒ含有量の検証
図４は任意成分であるＺｒの含有量がＴｉＡｌ合金の機械的特性に及ぼす影響を示したものである。図４に示すように、Ｚｒの含有量が０．１〜０．２atom％のときに０．２％耐力は８００ＭＰａ以上となり、引張強度は８００ＭＰａ以上で疲労強度は７００ＭＰａ以上となる。また、伸びは２％以上となる。このように、Ｚｒを０．１〜０．２atom％含有しても機械的性質はあまり影響を受けないことが確認された。
【００２１】
２．第２実施例
Ｔｉ−４２Ａｌ−２．５Ｃｒ（atom％）合金を種々の温度に加熱して最終直径が２２ｍｍの寸法を有する試料に種々の押出比で押出成形した。この試料を真空中種々の温度で２．０時間焼鈍し、続いて、Ａｒ雰囲気中で４００℃まで６０℃／分の冷却速度で空冷した。この試料の組織における各相の体積％をＸ線回折法による半定量同定（ピーク分離）で測定するとともに、引張強度、０．２％耐力、疲労強度、および伸びを調査した。その結果を図５に示す。なお、図５において「押出まま」とは、焼鈍しなかったことを意味する。
【００２２】
図５は、押出温度および押出比と焼鈍温度がＴｉＡｌ合金の組織と機械的特性に及ぼす影響を示したものである。なお、図５においてＮｏ．１〜Ｎｏ．６は比較例、Ｎｏ．７〜Ｎｏ．８は実施例である。図５に示すように、１１５０℃で押出比１０以上に押出を行い、１０００℃で焼鈍を行った試料Ｎｏ．７〜Ｎｏ．８では、β−Ｔｉ相の体積率は２６〜３５％に達し、α２（Ｔｉ３Ａｌ）相は１３〜１９体積％となった。その結果、伸びは３．５％に達した。また、０．２％耐力は８５０〜８６０ＭＰａとなり、引張強度は１０３０〜１０６０ＭＰａで疲労強度は８６０〜８７０ＭＰａとなった。
【００２３】
これに対して、焼鈍を行わず押出比がそれぞれ１１および６．４の試料Ｎｏ．１および試料Ｎｏ．２では、β−Ｔｉ相の割合が９〜１８体積％であるため、伸びが１．０前後となった。また、同じく焼鈍を行っていない押出比５の試料Ｎｏ．３では、β−Ｔｉ相の割合が２３体積％あるが、α２（Ｔｉ３Ａｌ）相が３５体積％存在するため、同じく１．０％前後の伸びに留まっている。一方、この試料Ｎｏ．３を各々９００℃、１０００℃、１１００℃で焼鈍した試料Ｎｏ．４〜６では、焼鈍温度の上昇に伴いβ−Ｔｉ相が２８体積％前後まで増加すると共に、α２（Ｔｉ３Ａｌ）相が１５体積％前後まで低減され、これにより伸びが１．５〜２．０％程度まで向上する。しかしながら試料Ｎｏ．６では焼鈍温度が１０５０℃を超えるため結晶粒が粗大化し、この結果０．２％耐力が８００ＭＰａを下回った。
【００２４】
以上のように、本発明では、０．２％耐力が８００ＭＰａ以上で伸びが２．０％以上を達成することが確認された。したがって、本発明のＴｉＡｌ合金製内燃機関部品、特にバルブやピストンピンは、ノッキングや燃焼圧等によって大きな衝撃が作用したときでも破損しない耐衝撃性を備えている。
【産業上の利用可能性】
【００２５】
本発明のＴｉＡｌ合金製内燃機関部品は、高い強度および剛性とともに高い延性を有しているので、内燃機関用のバルブおよびピストンピンに用いて極めて有望である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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