(57)【要約】【課題】  高温燃焼型エンジンに使用され得て、Ｎｉ基時効析出合金を用いて軸部及び傘部を一体形成したディーゼルエンジン排気バルブの製造方法の提供。【解決手段】  ディーゼルエンジン排気バルブの製造方法である。Ｎｉ基時効析出合金からなる丸棒材を用意し軸部の先端に傘部を与えた所定のバルブ形状のプリフォームに加工するステップ（Ｓ１、Ｓ２）と、時効硬さピークを過ぎて軟化するまで加熱処理する第１熱処理ステップ（Ｓ３）と、少なくとも傘部の表面を機械加工する機械加工ステップ（Ｓ４）と、Ｎｉ基時効析出合金からなる溶接材で傘部の上に肉盛層を多層に与える溶接ステップ（Ｓ５）と加熱処理して肉盛層の硬さを調整する第２熱処理ステップ（Ｓ６）とを含むことを特徴とする。【選択図】  図２
2014169631.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
ディーゼルエンジン排気バルブの製造方法であって、
Ｎｉ基時効析出合金からなる丸棒材を用意し軸部の先端に傘部を与えた所定のバルブ形状のプリフォームに加工するステップと、
時効硬さピークを過ぎて軟化するまで加熱処理する第１熱処理ステップと、
少なくとも前記傘部の表面を機械加工する機械加工ステップと、
Ｎｉ基時効析出合金からなる溶接材で前記傘部の上に肉盛層を多層に与える溶接ステップと、
加熱処理して前記肉盛層の硬さを調整する第２熱処理ステップと、を含むことを特徴とするディーゼルエンジン排気バルブの製造方法。
【請求項２】
前記Ｎｉ基時効析出合金は、Ｎｉ中に不可避的不純物とともに、質量％で、
Ｃｒ:３２〜５０％、
Ａl:０．５〜１０．０％、
Ｆｅ：０．１〜２０．０％、
を含む合金組成を有することを特徴とする請求項１記載のディーゼルエンジン排気バルブの製造方法。
【請求項３】
前記Ｎｉ基時効析出合金は、さらに任意添加元素として、
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、
Ｖ  ：０．１％以下、
但し、Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｔａ＋Ｖ：０．１％以下、
を含む合金組成を有することを特徴とする請求項２記載のディーゼルエンジン排気バルブの製造方法。
【請求項４】
前記第２熱処理ステップにおいて、前記軸部及び前記肉盛層はＮｉ系金属間化合物相及びα−Ｃｒ相の複合析出組織を与えられることを特徴とする請求項２又は３記載のディーゼルエンジン排気バルブの製造方法。
【請求項５】
前記傘部の中心部及び前記肉盛層における硬さの差がＨＶ１００以上であることを特徴とする請求項４記載のディーゼルエンジン排気バルブの製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ディーゼルエンジンの排気バルブの製造方法に関し、特に、Ｎｉ基時効析出合金を用いて軸部及び傘部を一体形成したディーゼルエンジン排気バルブに関する。
【背景技術】
【０００２】
ディーゼルエンジンでは、主として重油が燃料に用いられ、燃焼ガス中の硫化物によるＳアタックやバナジウム酸化物によるＶアタックと称される高温腐食が燃焼・排気系部材、特に、排気バルブにおいて問題となっている。このような部材には、一般的に高温における耐腐食性に優れるＮｉ基系耐熱合金が広く使用されている。更に、近年、燃費向上を目指した出力の高効率化に伴って、エンジンの燃焼室内の温度が高くなり、燃焼・排気系部材の高温における耐腐食性に対する要求がより厳しくなっている。特に、小型船舶や発電機に用いられる中高速型ディーゼルエンジンでは、高温における耐腐食性を向上させた長寿命化も望まれている。
【０００３】
例えば、特許文献１では、ディーゼルエンジンの部材用の高温における耐腐食性に優れるＮｉ基時効析出合金が開示されている。かかる合金は、重量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：３５〜４０％、Ａｌ：３．０〜４．５％をＮｉ中に含む合金組成を有し、Ｎｉ３Ａｌの如きＮｉ系金属間化合物相であるγ’相及びＣｒを主とするα相を複合析出させ、耐腐食性とともに高い高温強度を得ている。
【０００４】
また、特許文献２では、特定の用途には限定されないが、高強度及び非磁性が要求される各種用途に適用し得て、特許文献１に開示の合金と同様に、γ’相及びα相を複合析出させ得るＮｉ基時効析出合金が開示されている。かかる合金は、重量％で、Ｃｒ：３０〜４５％、Ａｌ：１．５〜５．０％をＮｉ中に含む合金組成を基本組成として有し、６５０℃以上の温度で熱間加工した後、処理温度Ｔ（℃）と保持時間ｔ（ｈ）との関係が（Ｔ＋２７３）×（２０＋ｌｏｇｔ）／１０００＝２０．５〜２６．５、但し、６５０℃≦Ｔ≦α相（α−Ｃｒ相）の固溶化温度（℃）、を満たすように熱処理を施して用いるとしている。熱間加工後の熱処理を過時効温度域とα相の固溶温度域との間で施し、α相を球状化し、γ’相を粗大化させることで硬さを低下させ得る。これにより、硬さを６００ＨＶ未満として適度な機械加工性を与え、高温での高い強度と靱性とを与え得るとしている。
【０００５】
ところで、軸部及び傘部を一体形成する一体型排気バルブはこれらを接続して形成する排気バルブよりも製造性に優れる。ディーゼルエンジンの排気バルブにおいて、触火面及びシート面を含む傘部では高温における耐腐食性や耐摩耗性といった強靱性を要求される一方、軸部ではエンジンへの組み込みのための一定の機械加工性を必要とされる。つまり、上記した高温燃焼型エンジンのための一体型排気バルブでは、より強靱なＮｉ基時効析出合金、特に、特許文献１又は２に開示のγ’相及びα相を複合析出させ得るＮｉ基時効析出合金を用いると、軸部における機械加工が困難になってしまう。
【０００６】
そこで、特許文献３では、特許文献１及び２に開示の合金と同様に、γ’相及びα相を複合析出させ得るＮｉ系溶射用粉末合金を用いて、排気ガスに曝され、顕著にＳアタックやＶアタックのような高温腐食が問題となる排気バルブの触火面を含む傘部を覆うように肉盛溶接を与える一体型排気バルブの製造方法を開示している。軸部には同合金を用いていないので、機械加工性を低下させることがない。かかる合金粉末は、重量％で、Ｃｒ：３２％〜５０％、Ａｌ：０．５％〜１０％、Ｆｅ：０．１％〜２０％をＮｉ中に含む合金組成を基本組成を有している。ここで、Ｆｅの添加により、Ｃｒの固溶相であるα−Ｃｒ相とともに、γ相内部にγ’相が微細に析出したγ／γ’相ラメラ組織のセル状析出を促進させ、溶接後の肉盛層の時効処理時間を短縮できると述べている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２００５−０８２８８５号公報
【特許文献２】特開２００８−１７９８６４号公報
【特許文献３】特開２０１１−１６２８０３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
製造性に優れる一体型排気バルブにおいて、Ｎｉ基時効析出合金、特に、特許文献１乃至３に開示のγ’相及びα相を複合析出させ得るＮｉ基時効析出合金の如きを用いた新たな高温燃焼型エンジンに使用され得る排気バルブが求められている。
【０００９】
本発明はかかる状況に鑑みてなされたものであって、その目的とするところは、高温燃焼型エンジンに使用され得て、Ｎｉ基時効析出合金を用いて軸部及び傘部を一体形成したディーゼルエンジン排気バルブの製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明によるエンジン排気バルブの製造方法は、ディーゼルエンジン排気バルブの製造方法であって、Ｎｉ基時効析出合金からなる丸棒材を用意し軸部の先端に傘部を与えた所定のバルブ形状のプリフォームに加工するステップと、時効硬さピークを過ぎて軟化するまで加熱処理する第１熱処理ステップと、少なくとも前記傘部の表面を機械加工する機械加工ステップと、Ｎｉ基時効析出合金からなる溶接材で前記傘部の上に肉盛層を多層に与える溶接ステップと、加熱処理して前記肉盛層の硬さを調整する第２熱処理ステップとを含むことを特徴とする。
【００１１】
かかる発明によれば、Ｎｉ基時効析出合金からなる一体型排気バルブの製造方法において、傘部の表面の肉盛層には高温における耐摩耗性を第２熱処理で付与するが、このとき軸部は第１熱処理及び第２熱処理を施されて過時効となって硬さを低下させる一方で、機械加工性が向上する。すなわち、軸部の機械加工性に優れた高温燃焼型のディーゼルエンジンに適した一体型排気バルブを製造できるのである。
【００１２】
上記した発明において、前記Ｎｉ基時効析出合金は、Ｎｉ中に不可避的不純物とともに、質量％で、Ｃｒ:３２〜５０％、Ａl:０．５〜１０．０％、Ｆｅ：０．１〜２０．０％、を含む合金組成を有することを特徴としてもよい。また、上記した発明において、前記Ｎｉ基時効析出合金は、さらに任意添加元素として、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、Ｖ：０．１％以下、但し、Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｔａ＋Ｖ：０．１％以下、を含む合金組成を有することを特徴としてもよい。かかる発明によれば、傘部の触火面における耐腐食性を高め得るとともに、肉盛層においては特に高温における耐摩耗性を付与できる。一方、軸部では過時効となっても適度な硬さと靱性とを具備しつつより優れた機械加工性が付与される。すなわち、軸部の機械加工性に優れた高温燃焼型のディーゼルエンジンにより適した一体型排気バルブを製造できるのである。
【００１３】
上記した発明において、前記第２熱処理ステップにおいて、前記軸部及び前記肉盛層はＮｉ系金属間化合物相及びα−Ｃｒ相の複合析出組織を与えられることを特徴としてもよい。かかる発明によれば、Ｎｉ３Ａｌの如きＮｉ系金属間化合物であるγ’相及びＣｒを主とするα相を複合析出させることで、傘部の表面の肉盛層の高温における耐摩耗性をより向上させ得る一方、軸部にあっても適度な硬さと靱性とを具備しつつより優れた機械加工性を付与できるのである。すなわち、軸部の機械加工性に優れた高温燃焼型のディーゼルエンジンにより適した排気バルブを製造できるのである。
【００１４】
上記した発明において、前記傘部の中心部及び前記肉盛層における硬さの差がＨＶ１００以上であることを特徴としてもよい。かかる発明によれば、傘部の表面の肉盛層における耐摩耗性と軸部における機械加工性とをバランス良く付与できるのである。すなわち、高温燃焼型のディーゼルエンジンにより適した排気バルブを製造できるのである。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】本発明による製造方法で得られる排気バルブの斜視図である。
【図２】本発明による製造方法を示す工程図である。
【図３】本発明による製造方法の一工程における鍛造材の側面図である。
【図４】本発明による製造方法の一工程を示す断面図である。
【図５】本発明による製造方法の一工程における鍛造材の断面図である。
【図６】成分組成及び各試験片の試験結果を示す図である。
【図７】耐Ｓアタック性試験及び耐Ｖアタック性試験の結果を示す図である。
【図８】断面組織を示すＳＥＭ写真である。
【図９】時効熱処理温度に対する硬さを示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
本発明の１つの実施例としてのディーゼルエンジン排気バルブの製造方法について、図１乃至図５を用いて説明する。
【００１７】
図１に示すように、排気バルブ１は、一般的に耐腐食性に優れるとされるＮｉ基時効析出合金からなる棒状の軸部２の先端に傘部３を鍛造などで加工して一体形成した船舶用ディーゼルエンジン排気バルブである。特に、高温燃焼型のディーゼルエンジンに適するよう、傘部３のフェイス面には、やはりＮｉ基時効析出合金からなる肉盛層４を与えて、高温における耐摩耗性を高めている。一方、軸部２についてはエンジンへの組み込みのために必要とされる一定の機械加工性を保持している。
【００１８】
図２に沿って排気バルブ１の製造方法を説明すると、まず、所定の成分組成を有するＮｉ基時効析出合金からなる鋼塊を熱間鍛造及び機械加工して、図３に示すような段付き丸棒を得る（丸棒作製ステップＳ１）。段付き丸棒１’は、丸棒状の軸部２から連続的に径を増加させた接続部２ａを経て、その先端に軸部２よりも大きい径を有する加工部３’が与えられた棒状体である。
【００１９】
次に、段付き丸棒１’を型入れ鍛造加工し、加工部３’を変形させて傘部３を与え、略バルブ形状に加工する（鍛造加工ステップＳ２）。
【００２０】
詳細には、図４（ａ）に示すように、得ようとする排気バルブ１の傘部３のフェイス面側の曲面に対応させた加工面９ａを有する鍛造金型９を用意する。鍛造金型９の中心貫通孔９ｂに加工面９ａ側から段付き丸棒１’の軸部２を挿入し、接続部２ａの少なくとも一部が鍛造金型９の加工面９ａに当接するまでこれを押し込む。段付き丸棒１’の軸線に沿って離間した２ヶ所で軸部２を保持具１２により保持する。図４（ｂ）に示すように、加工部３’の端部を金敷１０に当接させ、更に、金敷１０を段付き丸棒１’の軸線に沿って鍛造金型９に接近させて型入れ鍛造加工を行い、傘部３を有するバルブ形状のプリフォーム材を得る。
【００２１】
次に、外部加熱炉にバルブ形状のプリフォーム材を入れ、所定の温度で所定時間だけ熱処理を施す。かかる熱処理では、Ｎｉ基時効析出合金の強化機構としての時効硬化における硬さピークを過ぎ軟化を開始するまで、すなわち、過時効となるまで熱処理（時効熱処理）を施す（第１熱処理ステップＳ３）。
【００２２】
なお、前記した時効熱処理ステップの前に、炭化物や金属間化合物などの析出物を固溶させるよう熱処理（固溶化熱処理）を追加してもよい。ここで、鍛造時の加工歪みによって後述する微細なγ’相の析出が促進され、時効硬化が速やかに進む一方、炭化物や金属間化合物などの析出物が残存してしまう。固溶化熱処理を追加することで、時効熱処理における前記したような加工歪みは開放されてしまうが、必要に応じて、析出物を固溶させ得るのである。
【００２３】
次に、図５に示すように、傘部３の表面において、フェイス面側の外周近傍のシリンダーと当接する位置に、肉盛層４を形成するための溝３１を機械加工により形成する（機械加工ステップＳ４）。かかる機械加工により、後述する溶接ステップＳ５において与えられる肉盛層４の位置を定め、肉盛層４と傘部３の溶接面での密着性を高め得る。
【００２４】
次に、上記した鋼塊と同じ成分組成、又は、所定の成分組成を有するＮｉ基時効析出合金からなる溶接材を用いて、フェイス面側の溝３１に肉盛溶接を施す（溶接ステップＳ５）。ここで、肉盛層４は溝３１を埋めるように複数回、所定の厚さとなるまで多層肉盛溶接させて得られる。なお、肉盛層４は、例えば触火面側にも付与するなど、耐摩耗性を必要とする傘部３の表面のより広い部分に付与してもよい。また、肉盛溶接用の溶接材としては、合金粉末、合金ワイヤ、合金棒、又は、合金帯等、各種形状の溶接材を使用し得る。この後、肉盛層４の表面には、必要に応じて機械加工が施される。
【００２５】
次に、外部加熱炉内で、Ｎｉ基時効析出合金の強化機構としての時効硬化により、肉盛層４の硬さを調整するように時効熱処理を施す（第２熱処理ステップＳ６）。最後に、研磨などの仕上機械加工を施されて排気バルブ１が得られる。
【００２６】
以上のステップを経て得られた排気バルブ１において、傘部３の表面の肉盛層４には、第２熱処理ステップＳ６によってディーゼルエンジン排気バルブのフェイス面として必要な硬さが付与される。つまり、フェイス面に必要な高温での耐摩耗性が付与される。一方で、軸部２には第１熱処理ステップＳ３及び第２熱処理ステップＳ６によって、ピーク硬さを過ぎて時効され、すなわち過時効状態になされ、ディーゼルエンジン排気バルブの軸部として必要な機械加工性を付与される。ここで、所定のＮｉ基時効析出合金を用いれば、傘部３の触火面及びフェイス面の耐腐食性を高め得るとともに、第２熱処理ステップＳ６における更なる硬さの大幅な低下と靱性の低下を避け得る。つまり、軸部２にはディーゼルエンジン排気バルブの軸部として必要な機械加工性とともに、靭性と機械強度とを確保できる。すなわち、上記した製造方法によれば、軸部２の加工性に優れ、高温燃焼型のディーゼルエンジンに適した一体型排気バルブを製造できる。
【００２７】
［評価試験］
次に、上記した製造方法によって得られる排気バルブ１について、模擬試験片で行った評価試験について説明する。
【００２８】
図６（ａ）に示す各成分組成の鍛造材を切断加工して、上記したバルブ形状のプリフォーム材を模した熱処理前試験片を複数得た。これを図６（ｂ）にそれぞれ示す所定温度に加熱して１６時間保持後、空冷した。この熱処理後の試験片１乃至１１からは、ビッカース硬さ試験用試験片、絞り測定用の引張試験片及び耐Ｓアタック性試験用試験片をそれぞれ切り出した。また、熱処理前試験片に対して同じ成分組成の合金による肉盛り溶接を行った溶接材を得て、図６（ｃ）にそれぞれ示す所定温度に加熱して１６時間保持後、空冷した。この熱処理後の試験片１２乃至２２からは、ビッカース硬さ試験用試験片及び耐Ｖアタック性試験用試験片をそれぞれ切り出した。
【００２９】
ビッカース硬さ試験は、鏡面研磨した試験片の研磨面において、常温で５点を計測し、その平均値を計測値とした。絞りは、ＡＳＴＭ  Ｅ８Ｍに準じた引張試験を３回行って、破断後の引張試験片のそれぞれで計測をし、その平均値を計測値とした。耐Ｓアタック性試験及び耐Ｖアタック性試験は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２９２に準拠して行った。詳細には、耐Ｓアタック性試験は、あらかじめ秤量しておいた耐食性試験片に９０％Ｎａ２ＳＯ４＋１０％ＮａＣｌを塗布量２０ｍｇ／ｃｍ２で塗布し、８００℃で２０時間保持し、スケールを除去後、重量を測定した。この試験前後の腐食減量で耐Ｓアタック性の評価を行った。また、耐Ｖアタック性試験は、塗布する液剤を８５％Ｖ２Ｏ５＋１５％Ｎａ２Ｏ４に変えて、耐Ｓアタック性試験と同様の方法で行った。
【００３０】
図６（ｂ）には、試験片１乃至１１の硬さ、絞り、耐Ｓアタック腐食減量の各結果を示した。硬さにおいては、試験片１では４７６ＨＶ、試験片２では４３１ＨＶ、試験片３では３８７ＨＶとなり、その他、３７８〜３９２ＨＶの範囲であった。絞りにおいては、試験片１では１５％、試験片２では２０％、その他、２２〜２６％の範囲であった。また、耐Ｓアタック腐食減量においては、２．７〜４．５ｍｇ／ｃｍ２の範囲であった。すなわち、試験片１乃至３から、熱処理温度が高温になるほど靭性が上がるが、腐食減量は維持されることが判る。
【００３１】
図６（ｃ）には、試験片１２乃至２２の硬さ、耐Ｖアタック腐食減量の各結果を示した。硬さにおいては、試験片１２では６１０ＨＶ、試験片１３では５６０ＨＶ、その他、４９０〜５２０ＨＶの範囲となった。また、耐Ｖアタック腐食減量においては、１２．７〜１５．５ｍｇ／ｃｍ２の範囲であり、試験片１２乃至２２のいずれも同等であった。すなわち、試験片１２乃至１４から、熱処理温度が高くなるほど硬さが低下するが、腐食減量は維持されることが判る。また、試験片１４乃至２２から、図６（ａ）に示す成分Ｎｏ．１乃至９のいずれの合金であっても、同等の硬さ及び腐食減量であることが判る。さらに、肉盛り部においては、熱処理温度を８００℃まで高温にしても、４９０ＨＶ以上の硬さを維持することも判る。
【００３２】
ここで、７００℃、７５０℃、８００℃の各温度で１６時間の時効熱処理をした後の硬さについて、鍛造材（図６（ｂ）、試験片１乃至３）と溶接材（図６（ｃ）、試験片１２乃至１４）とを比較すると、いずれの温度においても溶接材の方が高い傾向にある。かかる硬さの差は、鍛造材及び溶接材の組織状態の差が与えたものと考えられる。
【００３３】
図７には、試験片１乃至３の耐Ｓアタック性試験及び試験片１２乃至１４の耐Ｖアタック性試験の結果（図６（ｂ）及び（ｃ）参照）を示した。また、比較例として、Ｉｎｃｏｎｅｌ７１８溶体化まま材（「Ｉｎｃｏｎｅｌ」は登録商標）を用いて、同様の試験を行った結果を示した。耐Ｓアタック性試験では、試験片１乃至３のいずれにおいても、比較例よりも低い腐食減量であった。また、試験片１乃至１１の中で最も腐食減量の高かった試験片１１においても、腐食減量は４．５ｍｇ／ｃｍ２であり、比較例よりも十分に低い。さらに、耐Ｖアタック性試験では、試験片１２乃至１４のいずれにおいても、やはり比較例の試験片と比較して大幅に低い腐食減量であった。つまり、本合金によれば、広い温度範囲で触火面及びフェイス面における高い耐腐食性を得られるのである。
【００３４】
さらに、図８（ａ）及び（ｂ）には、試験片１２の熱処理前の断面組織写真、及び、試験片１の断面組織写真をそれぞれ示した。なお、組織写真は断面を鏡面研磨後、１０％シュウ酸溶液でエッチングしてＳＥＭ観察したものである。（ａ）では、微細なγ’相と板状のα‐Ｃｒ相とのラメラ組織が観察される。また、（ｂ）では、部分的に粗大化したα‐Ｃｒ相が観察されるが、加熱時効により過時効となった状態においても、α−Ｃｒ相の粗大化が抑制されていることがわかる。
【００３５】
ところで、図９には、図６（ａ）に示す成分Ｎｏ．１の成分組成の合金における時効熱処理温度と硬さの関係を示した。なお、鍛造材は、１１００℃で１時間の熱処理を与えた後に小割りし、５５０〜９００℃の間の各温度において１６時間保持後、室温まで空冷し、上記同様に硬さを測定している。これによれば、硬さは６００℃でピークに達し７００ＨＶ程度であって、時効熱処理温度の上昇とともに低下する。また、８５０℃程度以上ではほぼ一定の硬さ３５０〜４００ＨＶ程度となる。つまり、時効熱処理により、硬さがピークに達した後、過時効が進むにつれて硬さを低下させ、その後、３５０〜４００ＨＶ程度で硬さは一定となるのである。
【００３６】
以上のことから、図６（ａ）に示した成分組成の合金によるバルブ形状のプリフォーム材を第１熱処理ステップＳ３において時効熱処理し、第２熱処理ステップＳ６において更に時効熱処理し、過時効になったとしても、ディーゼルエンジン排気バルブの軸部としての機械加工性を確保出来るとともに、３５０〜４００ＨＶ程度の一定の硬さを保持し、高い靱性を有する。一方、本合金による肉盛層４を第２熱処理ステップＳ６で時効熱処理することで高い硬さを与え、バルブ１の傘部３のフェイス面に高い耐摩耗性を付与出来るのである。また、肉盛層４は、ピーク硬さで７００ＨＶ程度であるから、傘部３の中心部と肉盛層４における硬さの差がＨＶ１００以上となり、傘部３の表面の肉盛層４における耐摩耗性と軸部における機械加工性とをバランス良く付与できる。
【００３７】
ところで、上記した評価試験に用いた合金とほぼ同等の高温における耐腐食性、過時効状態における一定の硬さ及び靱性の保持を達成し得る合金の組成範囲は以下のように定められる。まず、必須添加元素であるＣｒ、Ａl、Ｆｅについて説明する。
【００３８】
Ｃｒは、上記したようにα−Ｃｒ相を形成し硬さを高めるとともに上記したように結晶粒の粗大化を抑制すると考えられる。また、一定の添加範囲内では、耐Ｖアタック性及び耐Ｓアタック性などの高温における耐腐食性を高め得る。一方、Ｃｒは過剰に添加すると、鍛造抵抗を高めて鍛造加工が困難となる。これらを考慮して、Ｃｒは、質量％で、３２〜５０％の範囲内、好ましくは３５〜４５％の範囲内である。
【００３９】
Ａｌは、Ｎｉ系金属間化合物でありＮｉ基時効硬化合金における強化機構に寄与する時効硬化相であるγ’相を形成し、高温における機械強度を高め得る。また、一定の範囲内では、高温における耐腐食性を高め得る。一方、γ’相の過剰な析出は脆化を促進させる。これらを考慮して、Ａｌは、質量％で、０．５〜１０．０％の範囲内、好ましくは３．４〜５．０％の範囲内である。
【００４０】
Ｆｅは、Ｎｉの代替で添加されるが、α−Ｃｒ相とともに、γ相内部にγ’相が微細に析出したγ／γ’相ラメラ組織のセル状析出を促進させ、時効熱処理の時間を短縮させる。一方、Ｆｅの添加量が多すぎると、高温における耐腐食性が低下する。そこで、質量％で、Ｆｅは０．１〜２０．０％の範囲内、好ましくは０．５〜５％の範囲内である。
【００４１】
さらに、任意添加元素であるＳｉ、Ｂ、Ｃ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｖについて説明する。
【００４２】
Ｓｉは、Ａｌと同様に、高温における機械強度に影響を与える粒子状の金属間化合物を形成し、また、高温における耐腐食性を向上させる。一方、金属間化合物相の過剰な析出は脆化を引き起こす。そこで、Ｓｉは、質量％で、５％以下、好ましくは３．５％以下である。
【００４３】
Ｂは、結晶粒界の機械強度に影響を与える。ここでは、Ｂは、質量％で、０．０１％以下、好ましくは０．００５％以下である。
【００４４】
Ｃは、高温における耐腐食性に影響を与えるとともに、後述する所定の元素との間で炭化物を析出させ機械強度に影響を与え得る。ここでは、Ｃは、質量％で、０．１％以下である。
【００４５】
Ｃｕは、γ相に固溶して機械強度に影響を与える。ここでは、Ｃｕは、質量％で、５％以下、好ましくは１％以下である。
【００４６】
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｖは、Ｃと結合して炭化物を形成し機械強度に影響を与えるとともに、高温における耐腐食性にも影響を与える。ここでは、質量％で、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｔａ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下で、且つ、Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｔａ＋Ｖ：０．１％以下とすることが好ましい。
【００４７】
なお、上記した成分組成の合金では、典型的には、第１熱処理ステップＳ３において８３０〜８７０℃の温度で１６時間だけ保持し、第２熱処理ステップＳ６において７３０〜７６０℃の温度で１６時間だけ保持することが好ましい。
【００４８】
ここまで本発明による代表的実施例について説明したが、本発明は必ずしもこれらに限定されるものではない。当業者であれば、添付した特許請求の範囲を逸脱することなく、種々の代替実施例及び改変例を見出すことができるだろう。
【符号の説明】
【００４９】
１      排気バルブ
２      軸部
３      傘部
４      肉盛層
【図１】
2014169631.tif 000003
【図２】
2014169631.tif 000004
【図３】
2014169631.tif 000005
【図４】
2014169631.tif 000006
【図５】
2014169631.tif 000007
【図６】
2014169631.tif 000008
【図７】
2014169631.tif 000009
【図８】
2014169631.tif 000010
【図９】
2014169631.tif 000011