(57)【要約】【課題】耐食性や耐久性を有し、溶接施工性がよく、単一の成分で多層盛りが可能な溶接材料を提供し、前記溶接材料を弁棒等に肉盛溶接された内燃機関燃焼室構成部品を提供し、前記燃焼室構成部品の製造方法を提供することである。【解決手段】弁棒やシリンダーカバー等の内燃機関構成部品の燃焼室側面に、Ｃ：０．００１〜０．０５０質量％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０質量％、Ｍｎ：０．０１〜０．５０質量％、Ｃｒ：２０．０〜３０．０質量％、Ｍｏ：４．０〜１２．０質量％、Ｎｂ：０．５〜４．０質量％、Ｆｅ：０．１〜６．０質量％を含有し、かつ、Ａｌ及びＴｉのうちの１種又は２種で合計０．８質量％超〜２．０質量％を含有し、残部がＮｉ及び不可避不純物からなるＮｉ基肉盛用粉末合金が肉盛された内燃機関燃焼室構成部品とすることによって課題を実現できた。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
内燃機関の燃焼室を構成する構成部品である、弁棒、シリンダーカバー及びピストンヘッドのうちの少なくとも１種以上の構成部品の燃焼室側面に、Ｃ：０．００１〜０．０５０質量％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０質量％、Ｍｎ：０．０１〜０．５０質量％、Ｃｒ：２０．０〜３０．０質量％、Ｍｏ：４．０〜１２．０質量％、Ｎｂ：０．５〜４．０質量％、Ｆｅ：０．１〜６．０質量％を含有し、かつ、Ａｌ及びＴｉのうちの１種又は２種で合計０．８質量％超〜２．０質量％を含有し、残部がＮｉ及び不可避不純物からなるＮｉ基肉盛用粉末合金が肉盛されたことを特徴とする内燃機関燃焼室構成部品。
【請求項２】
前記Ｎｉ基肉盛用粉末合金が肉盛された後に、６００〜９００℃で１０〜２０Ｈの時効処理を行い、その後の硬さがＨＶ１０＝２８０以上であることを特徴とする請求項１に記載の内燃機関燃焼室構成部品。
【請求項３】
内燃機関の燃焼室に面する構成部品である、弁棒、シリンダーカバー及びピストンヘッドのうちの少なくとも１種以上の構成部品の燃焼室側の面に、肉盛溶接材料として、Ｃ：０．００１〜０．０５０質量％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０質量％、Ｍｎ：０．０１〜０．５０質量％、Ｃｒ：２０．０〜３０．０質量％、Ｍｏ：４．０〜１２．０質量％、Ｎｂ：０．５〜４．０質量％、Ｆｅ：０．１〜６．０質量％を含有し、かつ、Ａｌ及びＴｉのうちの１種又は２種で合計０．８質量％を超〜２．０質量を含有し、残部がＮｉ及び不可避不純物からなるＮｉ基肉盛用粉末合金を使用して粉体プラズマ溶接をし、前記粉体プラズマ溶接時に、予熱をすることなく前記溶接を開始し、同一の肉盛溶接材料で多層肉盛を実施し、前記粉体プラズマ溶接後に６００〜９００℃で１０〜２０Ｈの時効処理を行うことを特徴とする内燃機関燃焼室構成部品の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、内燃機関の燃焼室に面する弁棒、シリンダーカバー及びピストンの構成部品に関し、前記燃焼室構成部品の製造方法に関する。さらに詳しくは、内燃機関の燃焼室側に面する弁棒、シリンダーカバー及びピストン等の、内燃機関の燃焼室に面する構成部品に関し、燃焼室に面する前記燃焼室構成部品の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
内燃機関の燃焼室に面する各構成部品に関しては、例えば、舶用内燃機関の構成要素の一つである排気弁棒については、従来から使用されているものとして、ＳＵＨ３１などのオーステナイト系耐熱鋼の触火面に、インコネル６２５（登録商標、Ｃｒ：２０〜２３％、Ｆｅ：５％以下、Ｍｏ：８〜１０％、Ｎｂ＋Ｔａ：３．１５〜４．１５％、Ｃ：０．１％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．０４％以下、Ｔｉ：０．４％以下、Ｃｏ：１％以下、Ｎｉ：５８％以上）を肉盛溶接する方法が知られている。
【０００３】
また、舶用内燃機関の構成要素の一つである排気弁棒を、ナイモニック８０Ａ（Ｃ：０．１％、Ｃｒ：１８〜２１％、Ｓｉ：１．０％、Ｃｕ：０．２％、Ｆｅ：３．０％、Ｍｎ：１．０％、Ｔｉ：１．８〜２．７％、Ａｌ：１．０〜１４．８％、Ｃｏ：２．０％、Ｂ：０．００８％、Ｚｒ：０．１５％、Ｌ：０．００３％、Ｓ：０．０１５％、Ｎｉ：残り）なる材質のみで鍛造により製造することが行われている。
【０００４】
他には、内燃機関の燃焼室に面して触火面を有する排気弁棒については、耐熱鋼よりなる舶用又は発電用ディーゼル機関用弁棒であって、その触火面に肉盛金属を有し、該肉盛金属の組成が、Ｃ：０．０１〜０．５０％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：３５〜５５％、Ａｌ＋Ｔｉ：０．５〜２．５％、Ｎ：０．０１〜０．６％を含有し、更にＭｎ：２％以下、Ｖ：３％以下、Ｎｂ：０．２〜０．８％。Ｍｏ：５％以下、Ｗ：５％以下、Ｆｅ：５％以下の１種又は２種以上を含有し、残部が実質的にＮｉ＋Ｃｏと不可避的不純物からなる組織を有するディーゼル機関用弁棒の技術が開示されている（特許文献１参照）。
【０００５】
また、オーステナイト系耐熱鋼の鍛造材から成る弁棒の触火面に、Ｃｒ：２０重量％、Ｍｏ：１０重量％、Ａｌ＋Ｔｉ：０．５重量％以下を含むＮｉ基合金からなり、かつ硬さがＨＲＣで２５以下である下盛り層が盛金され、さらに前記下盛り層の上に、Ｃｒ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｉを必須成分とし、Ｃｒ：１０〜３０重量％、ＡｌとＴｉ：合量で２．６〜４．６重量％、Ｃｏ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ及びＦｅの群から選ばれる少なくとも２種：合量で０．２〜１９重量％、及びＮｉをバランス成分とする時効硬化型のＮｉ基合金が盛金され、その盛金層の硬さはＨＲＣで３０〜４８である弁棒の技術が開示されている（特許文献２参照）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開平６―２７７８７６号公報
【特許文献２】特開平１１―５０８２１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
内燃機関の燃焼室に面する部位には、弁棒の触火面、シリンダーカバーの燃焼室側面及びピストンヘッド等がある。例えば、舶用内燃機関の場合、シリンダーカバーに斜設された燃料噴射弁から燃料が噴射され燃焼室内で爆発が起こり燃焼室内の温度は、排気弁棒の触火面やシリンダーカバー燃焼室側面の燃料噴射弁周辺において最高温度で約７００℃までになり、噴射される燃料の重油にはＶ（バナジウム）やＳ（サルファ）が多く含有されていることから、燃焼室側の面にはＶやＳによる高温環境下での腐食が進行する。
【０００８】
そこで、高温腐食に耐えるようにするために、一般的には、ＳＵＨ３１などのオーステナイト系耐熱鋼からなる排気弁棒の触火面にインコネル６２５（登録商標）を肉盛溶接する方法と、排気弁棒全体をナイモニック８０Ａで鍛造加工によって製造する方法が用いられてきた。
【０００９】
ＳＵＨ３１などのオーステナイト系耐熱鋼からなる排気弁棒の触火面にインコネル６２５（登録商標）を肉盛溶接した場合には、溶接施工性がよく、かつ耐Ｖアタック性や耐Ｓアタック性という耐食性を有するが、長期間使用する過程で触火面に摩耗が進行しやすいという問題があった。これは、燃焼室内で重油が燃焼して爆発が発生すると、硬質の粉塵が発生して勢いよく飛散するために、燃焼室に面する面に粉塵が衝突して摩耗が進行したためと考えられる。
【００１０】
また、排気弁棒全体をナイモニック８０Ａで鍛造加工によって製造した場合は、耐Ｓアタック性や耐Ｖアタック性という耐食性を有し摩耗も進行しにくいが、ナイモニック８０Ａという材料が高価格であり、かつ溶接施工性に難点があることから肉盛溶接することが困難である。よって、排気弁棒をすべてナイモニック８０Ａで造らざるを得ないことから大幅にコストアップになるという問題があった。
【００１１】
また、特許文献１に記載の発明は、特に舶用ディーゼル機関に使用される重油にはＳやＶが含有されているので、それらの化学成分による高温での腐食が進行しやすいことから、耐Ｖアタック性や耐Ｓアタック性が求められるが、特許文献１の表１に記載された「耐食性」は、耐Ｖアタック性を評価したものと推定されるが、段落［００４１］の記載から、一般的に供される８５％Ｖ２Ｏ５＋１５％Ｎａ２ＳＯ４の合成灰を使用せず、腐食力が劣る２０％Ｖ２Ｏ５＋８０％Ｎａ２ＳＯ４の合成灰を使用して評価しているため、果たして耐食性を有するのかが懸念されるという問題があった。
【００１２】
また、特許文献１の発明は、段落［００３７］に、１層目の硬さが高くなって２層溶接時に割れが発生しやすくなることを発生させないために、１層目の肉盛材料と２層目の肉盛材料とは変えなければならないという記載があることから、作業者が肉盛溶接時に２つの肉盛材料の選択を誤る懸念があり、これによって溶接割れが生じやすいという問題があった。
【００１３】
次に、特許文献２の発明は、段落［００２９］に「オーステナイト系耐熱鋼とは互いの組成が大幅に相違しているので、盛金時に当該盛金層に割れなどの組織欠陥が発生しやすい。このような問題が発生することを防止するためには、オーステナイト系耐熱鋼弁棒の触火面に一旦下盛り層を形成した後、その上に前記した盛金層を形成することが好ましい。」と記載され、段落［００３０］に「この下盛り層の形成に用いる材料としては、・・・、インコネル６２５からなり、肉盛り後の硬さがＨＲＣで２５以下になるＮｉ基合金が好適である。」との記載がある。そして、段落［００２３］に、下盛り層の上の層としてはナイモニック８０Ａ又はＵ５２０（特許文献２特有の表現）と受け取られる記載がある。「このことは、下盛り層である１層目の肉盛材料と２層目の肉盛材料とは変えなければならないということを意味し、このことは、作業者が肉盛溶接時に２つの肉盛材料の選択を誤る懸念があり、これによって溶接割れが生じやすいという問題があった。
【００１４】
したがって、本発明の目的は、耐食性を有するナイモニック８０Ａやインコネル６２５（登録商標）とほぼ同等の耐Ｓアタック性及び耐Ｖアタック性を有し、使用による摩耗等の耐久性に課題を残すインコネル６２５（登録商標）の硬度を超える硬度を有し、ナイモニック８０Ａが有する溶接施工性の難点を克服してインコネル６２５（登録商標）のように溶接施工性がよく、多層盛りの肉盛溶接が単一の成分からなる溶接材料を提供し、弁棒、シリンダーカバー及びピストンヘッドのうち１つ以上の構成部品の燃焼室側の面に対して前記溶接材料を肉盛溶接された内燃機関燃焼室構成部品を提供し、前記燃焼室構成部品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】
【００１５】
「発明が解決しようとする課題」に記載した課題を解決するために、請求項１に記載の内燃機関燃焼室構成部品１は、内燃機関の燃焼室７を構成する構成部品である、弁棒２、シリンダーカバー４及びピストンヘッド６のうちの少なくとも１種以上の構成部品の燃焼室７側面に、Ｃ：０．００１〜０．０５０質量％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０質量％、Ｍｎ：０．０１〜０．５０質量％、Ｃｒ：２０．０〜３０．０質量％、Ｍｏ：４．０〜１２．０質量％、Ｎｂ：０．５〜４．０質量％、Ｆｅ：０．１〜６．０質量％を含有し、かつ、Ａｌ及びＴｉのうちの１種又は２種で合計０．８質量％超〜２．０質量％を含有し、残部がＮｉ及び不可避不純物からなるＮｉ基肉盛用粉末合金が肉盛されたことを特徴とする。
【００１６】
請求項２に記載の発明である内燃機関燃焼室構成部品１は、請求項１において、前記Ｎｉ基肉盛用粉末合金が肉盛された後に、６００〜９００℃で１０〜２０Ｈの時効処理を行い、その後の硬さがＨＶ１０＝２８０以上であることを特徴とする。
【００１７】
請求項３に記載の発明である内燃機関燃焼室構成部品１の製造方法は、内燃機関の燃焼室７に面する構成部品である、弁棒２、シリンダーカバー４及びピストンヘッド６のうちの少なくとも１種以上の構成部品の燃焼室７側の面に、肉盛溶接材料として、Ｃ：０．００１〜０．０５０質量％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０質量％、Ｍｎ：０．０１〜０．５０質量％、Ｃｒ：２０．０〜３０．０質量％、Ｍｏ：４．０〜１２．０質量％、Ｎｂ：０．５〜４．０質量％、Ｆｅ：０．１〜６．０質量％を含有し、かつ、Ａｌ及びＴｉのうちの１種又は２種で合計０．８質量％を超〜２．０質量を含有し、残部がＮｉ及び不可避不純物からなるＮｉ基肉盛用粉末合金を使用して粉体プラズマ溶接をし、前記粉体プラズマ溶接時に、予熱をすることなく前記溶接を開始し、同一の肉盛溶接材料で多層肉盛を実施し、前記粉体プラズマ溶接後に６００〜９００℃で１０〜２０Ｈの時効処理を行うことを特徴とする。
【発明の効果】
【００１８】
請求項１に記載の内燃機関燃焼室構成部品１は、請求項１に記載したＮｉ基肉盛用粉末合金の溶接施工性が優れているため、例えば舶用内燃機関の排気弁棒２については、ナイモニック８０Ａのように排気弁棒２自体を一体的に鍛造成形加工しなくてもよく、ＳＵＨ３１等の耐熱鋼からなる排気弁棒２の触火面３に肉盛溶接ができるので、ナイモニック８０Ａによる排気弁棒２に比較して大幅にコストダウンできるという効果を奏する。
【００１９】
また、特許文献２の段落［００２５］に記載されたＳアタック値４．１ｍｇ／ｃｍ２（４１ｇ／ｍ２）より約１００倍の耐Ｓアタック性を有し、Ｖアタック値３５．１ｍｇ／ｃｍ２（３５１ｇ／ｍ２）より約１０倍の耐Ｖアタック性を有して、ナイモニック８０Ａの有するＳアタック値やＶアタック値とほぼ同等の耐食性を有するという効果を奏する。
【００２０】
請求項２に記載の内燃機関燃焼室構成部品１は、請求項１に記載の発明と同じ効果を奏する。そして、本願発明の硬度を、インコネル６２５（登録商標）の硬度ＨＶ１０＝２２４レベルよりは少なくともビッカース硬度で５０超の高い硬度を有することができ、使用による摩耗を大幅に抑えることができるという効果を奏する。
【００２１】
請求項３に記載の内燃機関燃焼室構成部品１の製造方法は、単一の肉盛溶接材料で肉盛溶接できるので、作業者が誤って肉盛溶接材料を使用する懸念がなく、溶接割れが生じる懸念が生じないという効果を奏する。また、予熱をしないので、施工時間短縮や省エネができるという効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【００２２】
【図１】本発明の内燃機関の燃焼室を構成する構成部品の概要図である。
【図２】（ａ）は本発明合金Ａのミクロ組織を示す顕微鏡写真で、（ｂ）は比較合金２のミクロ組織を示す顕微鏡写真である。
【図３】肉盛溶接した合金マトリックス中のＡｌとＮｂと硬さとの関係を示す説明図である。
【図４】肉盛溶接した合金マトリックス中のＴｉとＮｂと硬さとの関係を示す説明図である。
【図５】時効処理前及び後における肉盛厚さとビッカース硬度を示す説明図である。
【発明を実施するための形態】
【００２３】
本発明である内燃機関の燃焼室７を構成する構成部品は、図１に示すように、内燃機関の燃焼室７を構成する構成部品である、弁棒２、シリンダーカバー４及びピストンヘッド６のうちの少なくとも１種以上の構成部品の燃焼室７側面に、Ｃ：０．００１〜０．０５０質量％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０質量％、Ｍｎ：０．０１〜０．５０質量％、Ｃｒ：２０．０〜３０．０質量％、Ｍｏ：４．０〜１２．０質量％、Ｎｂ：０．５〜４．０質量％、Ｆｅ：０．１〜６．０質量％を含有し、かつ、Ａｌ及びＴｉのうちの１種又は２種で合計０．８質量％を超〜２．０質量％を含有し、残部がＮｉ及び不可避不純物からなるＮｉ基肉盛用粉末合金（以下、本発明合金と記載することがある。）が肉盛されている。
【００２４】
本発明は、内燃機関を構成する弁棒２、シリンダーカバー４及びピストンヘッド６のうちの少なくとも１種以上の燃焼室７側の面に、本発明合金を肉盛溶接した内燃機関燃焼室構成部品１である。
【００２５】
また、本発明である内燃機関の燃焼室７の構成部品は、前記Ｎｉ基肉盛用粉末合金が肉盛された後に、６００〜９００℃で１０〜２０Ｈの時効処理を行い、その後の硬さをＨＶ１０＝２８０以上有する。
【００２６】
本発明である内燃機関の燃焼室７の構成部品は、舶用や自動車用などの内燃機関の燃焼室７に面する、触火面３を有する弁棒２、燃料噴射弁５周辺域を含む燃焼室７側面を有するシリンダーカバー４、及びピストンヘッド６とからなる。
【００２７】
そして、前記各構成部品の少なくとも１種以上の構成部品の燃焼室７側面には、重油等の石油から得られる燃料油の燃焼や爆発によって発生するＶやＳによる高温環境下での耐食性を有し、重油等の石油から得られる燃料油の燃焼や爆発によって発生する硬質の粉塵衝突による摩耗を生じにくくする硬度を有するＮｉ基肉盛用粉末合金（本発明合金）を肉盛溶接する。
【００２８】
前記Ｎｉ基肉盛用粉末合金（本発明合金）の各化学成分の含有量の範囲を限定した理由をそれぞれ以下に記載する。
【００２９】
Ｃ：０．００１〜０．５０質量％。ＣはＣｒ、Ｔｉ、Ｎｂと結合して炭化物を形成し、高温強度を高めるとともに耐摩耗性をもたらす効果を有する。合金中に０．００１質量％未満では前記効果が得られなく、０．５０質量％超では耐食性や耐熱性を劣化させるために、Ｃの含有量を０．００１〜０．５０質量％とする。
【００３０】
Ｓｉ：０．０１〜０．５０質量％。Ｓｉは脱酸材として添加するが、溶接性を劣化させるため上限を０．５０質量％とし、Ｓｉの含有量を０．０１〜０．５０質量％とする。
【００３１】
Ｍｎ：０．０１〜０．５０質量％。Ｍｎは脱酸材として添加するが、増量添加してもその効果は飽和し、逆に材料内に介在物として酸化物を形成する傾向があるため、上限を０．５０質量％とし、Ｓｉの含有量を０．０１〜０．５０質量％とする。
【００３２】
Ｃｒ：２０．０〜３０．０質量％。Ｃｒについては、緻密なＣｒの酸化膜を形成し、耐酸化性を向上させる元素であるため添加する。２０．０質量％未満ではその効果は十分でないため下限を２０．０質量％とし、３０．０質量％超添加すると有害な金属間化合物を生成するため上限を３０．０質量％とする。
【００３３】
Ｍｏ：４．０〜１２．０質量％。Ｍｏは耐食性向上元素及び固溶強化元素として添加する。４．０質量％未満では効果が十分でないため下限を４．０質量％とし、１２．０質量％超添加すると溶接性を劣化させ固溶量が飽和し、マトリックス中にネット状の金属間化合物を形成して耐食性を劣化させるため上限を１２．０質量％とする。
【００３４】
Ｎｂ：０．５〜４．０質量％。Ｎｂは固溶強化、析出強化及びＣ元素を固定するための元素として添加する。０．５質量％未満では効果が十分でないので下限を０．５質量％とし、増量すると固溶量が飽和し、マトリックス中にネット状の金属間化合物を形成して耐食性を劣化させるため上限を４．０質量％とする。
【００３５】
Ｆｅ：０．１〜６．０質量％。Ｆｅは時効析出を促進し、Ｎｉの代替としてコストダウンに寄与する元素である。０．１質量％未満では効果が十分でないので下限を０．１質量％とし、増量添加すると耐食性や耐酸化性を劣化させるため上限を６．０質量％とする。
【００３６】
Ａｌ＋Ｔｉ：０．８質量％超〜２．０質量％。Ａｌ又はＴｉはともに時効処理によりγ’相すなわちＮｉ＋ＡｌやＮｉ＋Ｔｉを析出させ、材料に硬化をもたらす。添加量がわずかではγ’相の析出が少なく、期待する効果が得られないので、下限をＡｌ及び／又はＴｉの合計で０．５質量％とする。一方、ＡｌやＴｉの過大な添加はマトリックス中のＮｂの固溶量を減少させて硬さと耐食性の低下を招くとともに、γ’相とマトリックスとの整合性を高め、整合歪が減少し、整合歪に起因する硬化が不十分になるため、上限をＡｌ及び／又はＴｉの合計で２．０質量％とする。
【００３７】
次に、内燃機関の燃焼室７を構成する構成部品である、弁棒２、シリンダーカバー４及びピストンヘッド６うちの少なくとも１種以上の構成部品の燃焼室７側面に、前記Ｎｉ基肉盛用粉末合金を肉盛溶接する方法を、舶用内燃機関燃焼室構成部品１である排気弁棒２を対象として説明する。
【００３８】
舶用内燃機関燃焼室構成部品１である排気弁棒２はＳＵＨ３１等の耐熱鋼からなり、前記排気弁棒２の触火面３に対して、前記Ｎｉ基肉盛用粉末合金を使用して粉体プラズマ溶接を、前記触火面３を予熱せずに行う。そのときの粉体プラズマ溶接のビードの形成方法は、３層盛を施工する場合には、触火面３の中心部から外側方向に向かってビードを渦巻き状に施工し、１層目が完了したら、その上に２層目を、前記Ｎｉ基肉盛用粉末合金を使用して触火面３の中心部から外側方向に向かってビードを渦巻き状に施工し、さらに２層目が完了したら、その上に３層目を、前記Ｎｉ基肉盛用粉末合金を使用して触火面３の中心部から外側方向に向かってビードを渦巻き状に施工する。４層目、５層目そして６層目の肉盛溶接する場合においても前記Ｎｉ基肉盛用粉末合金を使用して同じようにビードを渦巻き状にする施工を繰り返す。
【００３９】
また、他の構成部品であるピストンヘッド６に対しては燃焼室７側の面の中心を軸に外側方向に向かってビードを渦巻き状に多層盛の施工を行い、シリンダーカバー４に対しては燃料噴射弁５周囲に直線状のビードを横方向に並列にかつ多層盛に形成したり、シリンダーカバー４の燃焼室７側の内壁面に下部から上方に向けて内周壁面に沿って螺旋状に積層していき１層目が完了したら、２層目を下部から上方に向けて螺旋状に積層していき、これをくり返しながら多層盛に施工する。
【００４０】
前記Ｎｉ基肉盛用粉末合金を、舶用や自動車用等の内燃機関の燃焼室７の構成部品の燃焼室７側の面に前記溶接施工方法に従って肉盛溶接することによって、前記各構成部品の耐食性をナイモニック８０Ａやインコネル６２５（登録商標）とほぼ同等のＳアタック値及びＶアタック値を有することができた。
【００４１】
さらに、前記Ｎｉ基肉盛用粉末合金が肉盛された後に、６００〜９００℃の条件下で時効処理を行うことから、その後の硬さをＨＶ１０＝２８０以上有すること可能となり、インコネル６２５（登録商標）の硬度を超え、硬質の粉塵の衝突に対する摩耗を進行しにくくすることができた。
【００４２】
次に、実施例及び比較例をあげて本発明を説明する。
【００４３】
実施例又は比較例に供した試験片の成分を表１に示す。表１において、実施例としての試験片を本発明合金Ａ〜Ｆとして示し、比較例としての試験片を比較合金１〜８として示している。
【００４４】
比較合金４はインコネル６２５（登録商標）とほぼ同等の成分を有する試験片であり、比較合金７又は８はナイモニック８０Ａとほぼ同等の成分を有する試験片である。
【００４５】
表１において、本発明合金Ａ〜Ｆ、及び、比較合金１〜７のいずれかに供した試験片は、ＳＵＨ３１からなる外径２５０ｍｍ×厚み５０ｍｍの円柱形の肉盛用基板に、Ｎｉ基肉盛用粉末合金（本発明合金）を使用して、厚さ約６〜９ｍｍからなる３層盛の粉体プラズマ溶接による肉盛溶接を行い製作した。そして、比較合金８はＮｉ基肉盛用粉末合金（本発明合金）の粉末を肉盛溶接をせずに前記粉末を型に投入し溶解して固めた試験片である。
【００４６】
また、表１において、数字にアンダーラインのある箇所は本発明合金の含有量を規定した範囲外の量であることを示す。各成分の含有量の単位は質量％である。
【００４７】
【表１】
2014111260.tif 000002
【００４８】
ここで、ナイモニック８０Ａからなる粉末を溶解して固めた比較合金８を除く全ての粉末合金の溶接性を評価するために、肉盛溶接した試験片を切断し、断面観察を行なって溶接性を評価した。割れが確認されなければ溶接性がよいとして表２に「○」表示し、割れが確認された場合は溶接性が悪いとして表２に「×」表示した。
【００４９】
硬さの評価としては、肉盛溶接部から試験片を割り出し、本発明合金Ａ乃至Ｆ、及び比較合金１乃至７に対しは１０８０℃で８時間保持し空冷させた固溶化処理と、７００℃で１６時間保ては、６００〜９００℃で１０〜２０Ｈ保持した後に空冷する時効処理を施工し、また比較合金８持し空冷させた時効処理を施工し、ビッカース硬さで確度測定を実施
した。本発明合金Ａ乃至Ｆおよび比較合金１乃至７に施した時効処理条件は、本発明合金ＡおよびＤならびに比較合金１および２に対しては６００℃で２０時間保持後空冷、本発明合金Ｆならびに比較合金６および７に対しては７００℃で１０時間保持後空冷、本発明合金ＢおよびＥならびに比較合金４および５に対しては７５０℃で１０時間保持後空冷、本発明合金Ｃならびに比較合金３に対しては９００℃で１０時間保持後空冷である。
【００５０】
次に、耐食性の評価として、肉盛溶接部から試験片を割り出し、上述と同じ熱処理を施し、Ｓアタック及びＶアタックによる耐食性評価試験に供した。これらの評価は腐食減量による定量評価である。
【００５１】
Ｓアタック及びＶアタックによる耐食性評価試験として、Ｓアタック試験は、９０％Ｎａ２ＳＯ４＋１０％ＮａＣｌの合成灰中に１６ｍｍ×１２ｍｍ×４ｍｍの大きさの試験片を埋め込み、次いで８００℃で２０時間保持して腐食減量を測定して求め、結果を表２に示す。また、Ｖアタック試験は、８５％Ｖ２Ｏ５＋１０％Ｎａ２ＳＯ４の合成灰中に１６ｍｍ×１２ｍｍ×４ｍｍの大きさの試験片を埋め込み、次いで８００℃で２０時間保持して腐食減量を測定して求め、結果を表２に示す。
【００５２】
【表２】
2014111260.tif 000003
【００５３】
表２より、溶接性評価をみると、本発明合金である合金名Ａ乃至Ｆのいずれの試験片においても溶接性は良好であった。比較合金ではナイモニック８０Ａと同等成分であり、Ｃ含有量が０．５０質量％を超えている比較合金７の溶接性が悪い評価であった。ここで、比較合金８は肉盛溶接を施工していないので溶接性の評価対象外である。
【００５４】
表２より、耐食性である耐Ｖアタック性をみると、本発明合金Ａ乃至Ｆ、及び、比較合金１乃至８のいずれの合金とも、インコネル６２５（登録商標）と同等の成分からなる比較合金４、又はナイモニック８０Ａと同等の成分からなる比較合金８の耐Ｖアタック性と同等の耐Ｖアタック性を有することが示されている。
【００５５】
次に、耐Ｓアタック性をみると、表２より、本発明合金Ａ乃至Ｆのいずれも、インコネル６２５（登録商標）と同等の成分からなる比較合金４、又はナイモニック８０Ａと同等の成分からなる比較合金８と同等の耐Ｓアタック性を有することが示されている。一方比較合金をみると、Ｍｏ含有量が１２．０質量％以下でＮｂ含有量が４．０質量％以下でＡｌ＋Ｔｉの合計含有量が２．０質量％を超える比較合金１、２、３又は７、Ｎｂ含有量が４．０質量％以下でＡｌ＋Ｔｉの合計含有量が２．０質量％を以下でＭｏ含有量が１２．０質量％を超える比較合金５、又はＭｏ含有量が１２．０質量％以下でＡｌ＋Ｔｉの合計含有量が２．０質量％以下でＮｂ含有量が４．０質量％を超える比較合金６は、いずれも耐Ｓアタック性が本発明合金Ａ〜Ｆのいずれかに比較して約１０倍から約１００倍のレベルで劣る評価が示されている。
【００５６】
硬度をみると、表２より、Ａｌ＋Ｔｉの合計含有量が０．５質量％以上の本発明合金Ａ乃至Ｆ、比較合金１〜３、及び比較合金５〜８のいずれの合金も、Ａｌ＋Ｔｉの合計含有量が０．５質量％未満の比較合金４の硬度ＨＶ１０＝２２４を少なくともビッカース硬度で５０以上硬度が高まった評価が得られたことが示されている。また、肉盛溶接したナイモニック８０Ａよりビッカース硬度（ＨＶ１０）で３０ほど硬度が高い。これらのことから、本発明合金Ａ〜ＦのいずれもＡｌ＋Ｔｉの合計含有量を０．５質量％以上とすることによって、長期使用による摩耗の進行で耐久性に課題があったインコネル６２５（登録商標）と同等成分を有する比較合金４に比較して耐久性を改善させることができた。
【００５７】
次に、６００〜９００℃で１０〜２０Ｈの時効処理による硬化をみるために、熱処理前と熱処理後のビッカース硬度を測定し、その結果を表３又は図５に示す。表３に本発明合金Ａのビッカース硬度を示し、そのビッカース硬度の単位は、ＨＶ１０である。
【００５８】
【表３】
2014111260.tif 000004
【００５９】
表３又は図５より、肉盛厚さが異なっても熱処理によって、ビッカース硬度は、熱処理前のビッカース硬度ｅに対して熱処理後のビッカース硬度ｆの方が約１００ほど硬度が高くなったことが示されている。
【００６０】
次に、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｂ及びＭｏのそれぞれの含有量をほぼ同じように設定し、Ａｌ及びＴｉのそれぞれの含有量を異なるように設定した本発明合金と比較合金との粉末状態、肉盛溶接し時効硬化後のＳＥＭによる組織観察によるマトリックス１５、粒状化合物１６又はネット状金属間化合物（網状化合物とも記載する。）１７の化学成分の分析を行った。表３に、本発明合金Ａ、比較合金１及び２のマトリックス１５、粉末化合物１６又はネット状金属間化合物１７の化学成分を表示し、図２（ａ）に本発明合金Ａについて、及び図２（ｂ）に比較合金２について、ＳＥＭによる組織観察によるそれぞれのミクロ組織写真を示している。表４の単位は質量％である。
【００６１】
図２（ａ）は本発明合金ＡのＳＥＭ写真１０を示している。Ａｌ＋Ｔｉの合計含有量が２．０質量以下の本発明合金Ａの図２（ａ）において、薄灰色の部分がマトリックス１５で、黒色の粒状の部分が粒状化合物１６の出現した箇所を示しており、該粒状化合物１６の周囲のわずかな範囲が腐食していって脱落すると推定される。一方、図２（ｂ）は比較合金２のＳＥＭ写真１１を示している。Ａｌ＋Ｔｉの合計含有量が２．０質量超の比較合金２の図２（ｂ）において、濃灰色の部分がマトリックス１５で、薄灰色の縞状の部分がネット状金属間化合物１７の出現した範囲を示しており、該ネット状金属間化合物１７の広い範囲が腐食されて脱落すると推定される。したがって、本発明合金Ａは粒状化合物１６が生成されて脱落する範囲が狭く、比較合金２はネット状金属間化合物１７が生成されて脱落する範囲が広いことから、比較合金２の方が摩耗の進行が早いと推定されるので、ネット状金属間化合物１７を出現させないことが望ましく、そのためにはＡｌ＋Ｔｉの合計含有量が２．０質量以下とするのがよい。
【００６２】
【表４】
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【００６３】
表４から、本発明合金Ａ、比較合金１及び２のいずれにおいても、マトリックス１５中にはＮｂやＭｏの固溶量が少なく、粒状化合物１６又はネット状金属間化合物１７はＮｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＮｂからなる化合物で構成されている。このことから、粒状化合物１６又はネット状金属間化合物１７は、マトリックス１５中に固溶しきれなかったＮｂやＭｏによって生成されたものと考えられる。
【００６４】
また、表４から、本発明合金Ａ、比較合金１及び２のいずれにおいてもマトリックス１５中の固溶しているＭｏ含有量はＡｌとＴｉの合計含有量が異なるのにかかわらず約８〜９質量％でありほぼ同じ含有量を示している。一方、マトリックス１５中のＮｂの含有量は、粉末状態では３．８６質量％であったものが、ＡｌとＴｉの合計含有量が１．６４質量％の本発明合金Ａの場合が２．５０質量％となり、ＡｌとＴｉの合計含有量が３．０９質量％の比較合金１の場合が２．０９質量％となり、ＡｌとＴｉの合計含有量が５．０１質量％の比較合金２の場合が１．４２質量％となることから、マトリックス１５中のＮｂの固溶度は添加するＡｌやＴｉに依存し、前記添加量が多いほどＮｂの固溶量が減じられる傾向が示された。マトリックス１５中に固溶しきれなかった前記Ｎｂが粒状化合物１６、又は網状化合物１７であるネット状金属間化合物を生成すると考えられる。また、図２から、Ａｌ＋Ｔｉの合計含有量が２．０質量以下の場合は粒状化合物１６が生成され、Ａｌ＋Ｔｉの合計含有量が２．０質量超の場合はネット状金属間化合物１７が生成され、さらにＡｌ＋Ｔｉの合計含有量が増加するにしたがいネット状金属間化合物１７の範囲が広くなる。このことから、Ａｌ＋Ｔｉの合計含有量が３．０９質量％の比較合金１のネット状金属間化合物の範囲は小であり、Ａｌ＋Ｔｉの合計含有量が５．０１質量％の比較合金２のネット状金属間化合物の範囲は大となる。
【００６５】
表４から、粒状化合物１６又はネット状金属間化合物１７が成分分析結果からＮｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｎｂ系化合物であることが示されたことから、Ａｌ＋Ｔｉの合計含有量が２．０質量％超になると、マトリックス１５中のＮｂの固溶量が減少し、Ｎｂが他の元素と結びついて化合物として分布しＮｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｎｂ系化合物を析出させていることを示している。
【００６６】
また、表２において、本発明合金Ａの硬度はＨＶ１０＝３２０に対して、比較合金１はＨＶ１０＝４０９で、比較合金２はＨＶ１０＝５８５が示されている。また、表２において、本発明合金ＡのＳアタック腐食量は０．３４ｇ／ｍ２／Ｈに対して、比較合金１は２１６．４９ｇ／ｍ２／Ｈで、比較合金２は３８７．６９ｇ／ｍ２／Ｈであることが示されている。これらのことから、ＡｌとＴｉの合計含有量が２．０質量％を超えると、ネット状金属間化合物１６が多く析出し、硬度が高くなるが、Ｓアタック腐食量が増加することが示された。
【００６７】
図３に、マトリックス１５中のＡｌ含有量とマトリックス１５中のＮｂ含有量との関係を線ａで示し、マトリックス１５中のＡｌ含有量と時効硬さとの関係を線ｂで示して、マトリックス１５中のＡｌとＮｂと硬さの関係を示している。また、図４に、マトリックス１５中のＴｉ含有量とマトリックス１５中のＮｂ含有量との関係を線ｃで示し、マトリックス１５中のＴｉ含有量と時効硬さとの関係を線ｄで示して、マトリックス１５中のＴｉとＮｂと硬さの関係を示している。図３又は図４から、Ａｌ又はＴｉが増加すると、合金の時効硬さは高くなるが、マトリックス１５中のＮｂの固溶量が減少する傾向が示されている。このことは、ＡｌやＴｉの増加は、網状化合物１７であるネット状金属間化合物１６の生成を促し、耐Ｓアタック性等の耐食性を悪化させるものと考えられる。
【００６８】
したがって、舶用や自動車用などの内燃機関の燃焼室７に面する、触火面３を有する弁棒２、燃料噴射弁５周辺域を含む燃焼室７側面を有するシリンダーカバー４、及びピストンヘッド６のうちの少なくとも１種以上の構成部品に本発明合金を肉盛溶接した内燃機関の燃焼室７の構成部品は、表２に示すように良好な溶接品質を有し、耐Ｖアタック性及び耐Ｓアタック性はインコネル６２５（登録商標）やナイモニック８０Ａと同等の耐食性を有し、硬度はインコネル６２５（登録商標）よりビッカース硬度（ＨＶ１０）で少なくとも５０以上硬度が高く、かつ肉盛溶接したナイモニック８０Ａよりビッカース硬度（ＨＶ１０）で３０ほど硬度が高いことが示された。
【符号の説明】
【００６９】
１      内燃機関燃焼室構成部品
２      弁棒
３      触火面
４      シリンダーカバー
５      燃料噴射弁
６      ピストンヘッド
７      燃焼室
１０    ＳＥＭ写真
１１    ＳＥＭ写真
１５    マトリックス
１６    粒状化合物
１７    網状化合物（ネット状金属間化合物）
【図１】
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【図２】
2014111260.tif 000007
【図３】
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【図４】
2014111260.tif 000009
【図５】
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