(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
大型船舶用ディーゼルエンジンの排気バルブの製造方法であって、
丸棒鋼材の先端を覆うようにＮｉ−Ｃｒ−Ａｌ系Ｎｉ基時効析出合金からなる溶接材料を複数回重ねて肉盛溶接した後に、前記先端を熱間型入鍛造して溶接部の組織調整を与えつつ傘部を成形し、固溶化熱処理及び時効析出熱処理を与えて供され、
前記Ｎｉ−Ｃｒ−Ａｌ系Ｎｉ基時効析出合金は、質量％で必須添加元素として、
Ｃｒ:３２〜５０％、
Ａl:０．５〜１０．０％、
Ｆｅ：０．１〜２０．０％を含み、
残部を不可避的不純物及びＮｉとすることを特徴とする大型船舶用エンジン排気バルブの製造方法。
【請求項２】
大型船舶用ディーゼルエンジンの排気バルブの製造方法であって、
丸棒鋼材の先端を覆うようにＮｉ−Ｃｒ−Ａｌ系Ｎｉ基時効析出合金からなる溶接材料を複数回重ねて肉盛溶接した後に、前記先端を熱間型入鍛造して溶接部の組織調整を与えつつ傘部を成形し、固溶化熱処理及び時効析出熱処理を与えて供され、
前記Ｎｉ−Ｃｒ−Ａｌ系Ｎｉ基時効析出合金は、質量％で必須添加元素として、
Ｃｒ:３２〜５０％、
Ａl:０．５〜１０．０％、
Ｆｅ：０．１〜２０．０％を含むとともに、
更に、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％以下で、且つ
Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｔａ＋Ｖ：０．１％以下で含み、
残部を不可避的不純物及びＮｉとすることを特徴とする大型船舶用エンジン排気バルブの製造方法。
【請求項３】
前記肉盛溶接は複数回の施工の間に軟化熱処理を与えることを特徴とする請求項１又は２に記載の大型船舶用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、大型船舶用のディーゼルエンジンに使用されるエンジン排気バルブの製造方法に関し、特にＮｉ基時効析出合金を少なくともその一部に使用した大型船舶用エンジン排気バルブに関する。
【背景技術】
【０００２】
大型船舶用のディーゼルエンジンでは主として重油を燃料として使用し、燃焼室から排出される排気ガスに高腐食性の硫化物などが多く含まれている。そのため排気バルブには、このような排気ガス流との接触によるＳアタックやＶアタックと呼ばれる高温腐食に対して耐性の高い金属素材が使用される。かかる耐高温腐食性に優れる材料としては、例えば、Ｎｉｍｏｎｉｃ８０ＡやＩｎｃｏｎｅｌ７１８といったＮｉ基の時効析出合金や、ステライトのようなＣｏ基合金が知られている（「Ｎｉｍｏｎｉｃ」、「Ｉｎｃｏｎｅｌ」、「ステライト」は、いずれも登録商標）。一方、Ｎｉ基合金やＣｏ基合金のような高合金を使用した排気バルブはいずれも高価なため、耐高温腐食性を要求される部位のみにかかる高合金を与えた排気バルブも提案されている。
【０００３】
例えば、特許文献１では、大型ディーゼル機関用の排気バルブとして、オーステナイト系耐熱鋼からなる本体の傘部フェイス面にＣｏ基合金を、傘部触火面にＮｉ基合金を肉盛溶接により与えた複合排気バルブが開示されている。Ｃｏ基合金及びＮｉ基合金は、ともに耐高温腐食性に優れるが、特に、前者は耐摩耗性に、後者は耐熱衝撃性に優れる。かかる複合排気バルブは傘部フェイス面及び傘部触火面においてそれぞれ必要とされる特性に対してより適した材料を肉盛溶接によって与えているのである。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開平１１−０５０８２１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
近年、運輸業界の高速搬送の要求から船舶用ディーゼルエンジンへの負荷が高まることとなり、排気バルブが急速に劣化してしまうといった問題が生じた。つまり、排気ガスが高温化し、例えば、Ｎｉ基時効析出合金であれば、機械強度を担う金属間化合物γ’相の時効析出粒子が徐々に粗大化し、機械強度が大幅に低下してしまうのである。
【０００６】
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、大型船舶のディーゼルエンジンにおける高負荷にも耐え得る耐久性の高い大型船舶用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】
【０００７】
本発明による大型船舶用エンジン排気バルブの製造方法は、大型船舶用ディーゼルエンジンの排気バルブの製造方法であって、丸棒鋼材の先端を覆うようにＮｉ−Ｃｒ−Ａｌ系Ｎｉ基時効析出合金からなる溶接材料を複数回重ねて肉盛溶接した後に、前記先端を熱間型入鍛造して溶接部の組織調整を与えつつ傘部を成形し、固溶化熱処理及び時効析出熱処理を与えて供されることを特徴とする。
【０００８】
かかる発明によれば、複数回重ねて肉盛溶接したライニング溶接部に形成されるα−Ｃｒ相とγ’相とのラメラ状組織を鍛造加工により組織調製し、α−Ｃｒ相を微細粒子化させて、エンジンの使用時のγ’相の異常成長を抑制できる。故に、溶接部での割れの発生を抑制し、耐久性に優れる大型船舶用エンジンの排気バルブを製造できるのである。
【０００９】
上記した発明において、前記Ｎｉ−Ｃｒ−Ａｌ系Ｎｉ基時効析出合金は、質量％で必須添加元素として、Ｃｒ:３２〜５０％、Ａl:０．５〜１０．０％、Ｆｅ：０．１〜２０．０％を含み、残部を不可避的不純物及びＮｉとすることを特徴としてもよい。かかる発明によれば、耐Ｓアタック性や耐Ｖアタック性といった耐高温腐食性を高めることができて、耐久性に優れる大型船舶用エンジンの排気バルブを製造できるのである。
【００１０】
上記した発明において、前記Ｎｉ−Ｃｒ−Ａｌ系Ｎｉ基時効析出合金は、質量％で必須添加元素として、Ｃｒ:３２〜５０％、Ａl:０．５〜１０．０％、Ｆｅ：０．１〜２０．０％を含むとともに、更に、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％以下で、且つＴｉ＋Ｎｂ＋Ｔａ＋Ｖ：０．１％以下で含むことを特徴としてもよい。かかる発明によれば、更に良好な耐高温腐食性を有し、耐久性に優れる大型船舶用エンジンの排気バルブを製造できるのである。
【００１１】
上記した発明において、前記肉盛溶接は複数回の施工の間に軟化熱処理を与えることを特徴としてもよい。かかる発明によれば、これに続く熱間型入鍛造の鍛造抵抗を低減でき工程を容易にできるとともに、組織調整を完全に行い得るので、耐久性に優れる大型船舶用エンジンの排気バルブをより効率的に製造できるのである。
【図面の簡単な説明】
【００１２】
【図１】本発明による製造方法で得られる排気バルブの断面図である。
【図２】本発明による製造方法を示す工程図である。
【図３】製造工程における排気バルブの側面図である。
【図４】鍛造工程における排気バルブの断面図である。
【図５】鋼塊の成分組成を示す図である。
【図６】排気バルブの成分組成及び製造条件を示す図である。
【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】断面組織を示す写真である。
【図９】断面組織を示す写真である。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
本発明者は、高温強度に優れるとともに高い耐Ｖアタック性及び耐Ｓアタック性を有するとされるＮｉ−Ｃｒ−Ａｌ系合金を大型船舶用エンジン排気バルブの所定部を覆うように肉盛溶接で与えることを考慮した。大型船舶用エンジンとして必要とされる厚さの合金層を与えるためには、肉盛溶接を複数回重ねて厚さを得る。一方、エンジンの使用時において、この肉盛溶接部で割れが発生し、その原因が高温強度を担う金属間化合物であるγ’相の微細粒子の異常成長によることを突き止めた。また、肉盛溶接を複数回重ねたことでα−Ｃｒ相とγ’相とがラメラ状組織を形成し、この異常成長が生じやすくなることも判った。そこで、本発明者は、ラメラ状組織を鍛造加工して組織調整、すなわち、α−Ｃｒ相を微細粒子化させる組織調整を行って、γ’相の微細粒子の異常成長を抑制できることを見い出した。以下に、この詳細を述べる。
【００１４】
まず、本発明による１つの実施例としての製造方法により得られる大型船舶用エンジン排気バルブについて、図１を用いて説明する。
【００１５】
図１に示すように、排気バルブ１は、オーステナイト系耐熱鋼からなる軸部２とその先端の傘部３とからなる。傘部３には、多層肉盛溶接によって与えられたＮｉ−Ｃｒ−Ａｌ合金からなる表層ライニング部４を含む。ここで表層ライニング部４は、γ相（Ｎｉ固溶体）からなるマトリクス１３内にγ’相（Ｎｉ３Ａｌ）の微細粒子１４と、α−Ｃｒ相の微細粒子１５とを均一に分散させた組織を有する。なお、これについては図８及び図９とともに後述する。
【００１６】
表層ライニング部４を与えられた排気バルブ１は、Ｎｉ−Ｃｒ−Ａｌ合金による高い耐Ｓアタック性や耐Ｖアタック性を与えられるとともに、エンジンの使用時において高温で長時間維持されても、α−Ｃｒ相の微細粒子１５によりγ’相の微細粒子１４の粗大化を抑制できて、表層ライニング部４における割れの発生を抑制できる。すなわち、大型船舶用エンジンのエンジン排気バルブとしての耐久性を大幅に高めることができるのである。
【００１７】
次に、上記した大型船舶用エンジン排気バルブの製造方法の１つの実施例について、図２に沿って、図３及び４を併せて用いて説明する。
【００１８】
図２を参照すると、丸棒加工ステップＳ１では、オーステナイト系耐熱鋼などの従来のエンジンバルブにも使用されている鋼材を熱間鍛造して段付き丸棒を作製する。図３（ａ）に示すように、段付き丸棒１’は、丸棒状の軸部２と、軸部２から連続的に径を増加させた接続部２ａと、軸部２よりも大きい径を有する加工部３ａとからなる棒状体である。なお、加工部３ａの先端部には、その表面を研削加工して被肉盛溶接部３ｂを与える。かかる研削加工は、後述する肉盛溶接ステップＳ２における肉盛り溶接の密着性を高めるための表面加工である。
【００１９】
肉盛溶接ステップＳ２では、まず、Ｎｉ−Ｃｒ−Ａｌ系合金を溶融し、例えば、ガスアトマイズ法などで粉体化させた肉盛溶接用合金粉末を準備するとともに、図３（ｂ）に示すように、被肉盛溶接部３ｂの表面にこの合金粉末を肉盛溶接するステップである。すなわち、大型船舶用エンジンの排気バルブとして必要とされる所定の厚さの合金層を与えるよう、肉盛溶接を複数回施工し、肉盛溶接部４’を与える。これにより、被肉盛溶接部３ｂの表面は、高い耐Ｓアタック性や耐Ｖアタック性を有するとされるＮｉ−Ｃｒ−Ａｌ系合金で全面を覆われる。なお、肉盛溶接に用いる溶接材料として、肉盛溶接用合金粉末の代わりにＮｉ−Ｃｒ−Ａｌ系合金からなる肉盛溶接用合金ワイヤ、肉盛溶接用合金棒、又は、肉盛溶接用合金帯を使用してもよい。
【００２０】
なお、肉盛溶接ステップＳ２において、複数回の肉盛溶接の施工の間には、軟化熱処理をして組織調整を行うことが好ましい。この軟化熱処理は、例えば、肉盛溶接部４’を８５０℃程度に加熱し、１６時間保持して空冷する熱処理である。これにより、上記した複数回の肉盛溶接の施工により形成されてしまうα−Ｃｒ相とγ’相とのラメラ状組織の特にα−Ｃｒ相の少なくとも一部を球状化させる。つまり、溶接部を軟化させて、続く鍛造加工ステップＳ３における鍛造抵抗を低下させ得るのである。更に、肉盛溶接部４’の厚みの調整として、肉盛溶接ステップＳ２の最後に、肉盛溶接部４’を機械加工することが好ましい。
【００２１】
鍛造加工ステップＳ３では、図４（ａ）に示すように、肉盛溶接部４’を付与された段付き丸棒１’を鍛造金型９、金敷１０により型入れ鍛造し、傘部３（図１参照）を与えるステップである。
【００２２】
詳細には、図４（ａ）に示すように、傘部３（図１参照）のフェイス面を与えるべき曲面に対応した加工面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に当接するまで押し込む。軸部２に沿って離間した２ヶ所でこれを保持具１２により保持する。そして、肉盛溶接部４’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を行う。これにより、接続部２ａと加工部３ａと肉盛溶接部４’を略円錐形状に鍛造加工できて、図４（ｂ）に示すような、表層ライニング部４を含む傘部３（図１参照）を有するバルブ材を得られるのである。
【００２３】
かかる鍛造加工ステップＳ３は、傘部３（図１参照）の成形を与えるだけでなく、併せて、肉盛溶接部４’のラメラ状組織におけるα−Ｃｒ相の層状体を微細粒子化させる組織調整のステップでもある。かかる観点において、例えば、後述する５７Ｎｉ−３８Ｃｒ−３．８Ａｌ系合金では、１０００〜１１００℃の温度範囲、好ましくは１０６０℃〜１１００℃の温度範囲で鍛造加工を行う。
【００２４】
固溶化処理ステップＳ４では、鍛造による加工歪みを取り除くとともに、バルブ材の全域部及び表層ライニング部４における炭化物や金属間化合物などの析出物をγ相内に固溶させるように高い温度に加熱し保持する熱処理を行う。例えば、１０５０℃に加熱し１時間保持した後に水冷する。ここでは、鍛造加工ステップＳ３によって微細粒子化したα−Ｃｒ相をより球状化させ得る。
【００２５】
時効処理ステップＳ５では、固溶化処理されたバルブ材について、γ’相をマトリクス中に析出させるように、例えば、７００〜８００℃で２４時間保持し空冷する時効処理を行う。つまり、処理温度及び時間は、Ｎｉ−Ｃｒ−Ａｌ系合金の成分組成などによって適宜、調整され得る。
【００２６】
以上のステップを経て得られた排気バルブ１は、図１に示すようなγ相（Ｎｉ固溶体）からなるマトリクス１３内にγ’相（Ｎｉ３Ａｌ）の微細粒子１４と、α−Ｃｒ相の微細粒子１５とを均一に分散させた組織を得た表層ライニング部４を傘部３に有するのである。つまり、Ｎｉ−Ｃｒ−Ａｌ合金による高い耐Ｓアタック性や耐Ｖアタック性を与えられるとともに、エンジン使用時において、高い温度に保持されても、α−Ｃｒ相の微細粒子１５がγ’相（Ｎｉ３Ａｌ）の微細粒子１４の粗大化を抑制するのである。したがって、機械強度の低下を抑制できて、大型船舶用エンジン排気バルブとしての耐久性を高めることができるのである。
【００２７】
なお、本実施例では、丸棒加工ステップＳ１で段付き丸棒１’に加工したがこれは丸棒であってもよく、一方で、鍛造加工ステップＳ３において上記したような型入れ鍛造が良好にできるよう、かかるステップまでの間に段付き丸棒に機械加工する工程を適宜、与えても良い。
【００２８】
〔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について行った評価試験を説明する。
【００２９】
まず、溶解精錬により９Ｎｉ−１９Ｃｒ−１．８Ｗ−０．１Ｎの３．６ｔｏｎの鋼塊を造塊し、１１５０〜１２００℃の温度範囲に加熱して分塊鍛造を行った。図５には、溶解精錬の際に取り鍋から採取したサンプルの成分組成を示した。さらに、図３（ａ）に示すような、荒地鍛造によりφ１００ｍｍの軸部２、φ２１３ｍｍの加工部３ａ、φ１８３ｍｍの被肉盛溶接部３ｂを加工し段付き丸棒１’を得た。一方、肉盛溶接用合金粉末は、図６に示す実施例１乃至９に対応する成分組成の５７Ｎｉ−３８Ｃｒ−３．８Ａｌ系合金及びこれに類する合金を溶融しガスアトマイズ法により製粉して得た。また、肉盛溶接用合金ワイヤは、図６に示す実施例１０乃至１８に対応する成分組成の５７Ｎｉ−３８Ｃｒ−３．８Ａｌ系合金及びこれに類する合金を溶解、圧延して、さらに直径１．６ｍｍの線状体に伸線加工して得た。
【００３０】
段付き丸棒１’の被肉盛溶接部３ｂの表面には、プラズマアーク溶接法により肉盛溶接用合金粉末を、又は、ＴＩＧ（Ｔｕｎｇｓｔｅｎ  Ｉｎｅｒｔ  Ｇａｓ）溶接法により肉盛溶接用合金ワイヤを、約１５ｍｍの厚さとなるように肉盛溶接した。すなわち、１回あたり３ｍｍの厚さで５回の肉盛溶接を重ねて施工した。なお、肉盛溶接の間には、８５０℃に加熱して１６時間保持して空冷する軟化熱処理を行った。その後、肉盛溶接部４’の厚さを約８ｍｍ残すようにして機械加工した。機械加工後、段付き丸棒１’は、１０５０℃に加熱し、所定時間保持した後に熱間型入鍛造し、バルブ材を得た。更に、１０５０℃に加熱し１時間保持して水冷する固溶化処理を行った。
【００３１】
ここで、バルブ材をそれぞれ図６に示す時効処理温度に加熱し、２４時間保持し空冷する時効処理を行なった。これによって、実施例１乃至１８の排気バルブ１が得られる。なお、比較例１及び２では、従来材であるＮｉｍｏｎｉｃ８０Ａ材、及び、Ｉｎｃｏｎｅｌ７１８材をそれぞれ用いて、上記した肉盛溶接を行わずに、排気バルブ１と同様の形状に加工している。
【００３２】
次に、排気バルブ１の傘部３（図１参照）から、後述する耐Ｖアタック性試験及び耐Ｓアタック性試験用の高さ１５ｍｍ、幅１０ｍｍ、厚さ４ｍｍの略直方体状の耐食性試験片を切り出した。比較例１及び２においても同様に耐食性試験片を切り出した。続いて、実施例１乃至３、及び、実施例１０乃至１２の排気バルブ１の傘部３から、後述するビッカース硬度試験用試験片、及び、ＡＳＴＭ  Ｅ８に定められた３号引張試験片（直径６ｍｍ、標点距離２５ｍｍ）を切り出した。この３号引張試験片は、後述する常温引張試験及び高温引張試験に供した。
【００３３】
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上記した耐食性試験片に９０％Ｎａ２Ｏ４＋１０％ＮａＣｌを塗布量２０ｍｇ／ｃｍ２で塗布し、８００℃で２０時間保持し、形成したスケールを除去した後の重量を測定して行った。つまり、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て評価した。
【００３４】
ビッカース硬度試験は、市販のビッカース硬度計を用い、常温で表面（フェイス面）から内部方向にかけて５点を計測し、その平均値を計測値とした。また、常温から８００℃までの各温度で保持し、同様にビッカース硬度を測定した。
【００３５】
室温引張試験及び高温引張試験は、市販の引張試験装置により、引張強さ、及び、０．２％耐力を計測した。なお、高温引張試験は、５００℃及び６５０℃の温度で行った。
【００３６】
図７に示すように、耐Ｖアタック性試験において、実施例１乃至１８のいずれの試験片においても、従来材である比較例１及び２の試験片と比較して低い腐食減量であった。さらに、耐Ｓアタック性試験においても、実施例１乃至１８のいずれの試験片においても、やはり比較例１及び２の試験片と比較して低い腐食減量であった。つまり、図６に示す成分組成の肉盛溶接用合金粉末又は肉盛溶接用合金ワイヤによる肉盛溶接部は、従来材と比較して耐Ｖアタック性及び耐Ｓアタック性に優れている。
【００３７】
また、ビッカース硬度試験において、実施例１乃至３、及び、実施例１０乃至１２のいずれの試験片でも、常温から７００℃の温度までＨｖ４２０〜５２０程度の高い硬さを得られることが確認された。また、引張試験において、室温、５００℃及び６５０℃のいずれの温度でも、引張強度及び０．２％耐力について、Ｎｉｍｏｎｉｃ８０Ａなどの従来材からなるバルブの規格値以上の高い値を得られることが確認された。
【００３８】
ところで、図８に示すように、溶接材料として肉盛溶接用合金粉末を用いた実施例１乃至３の断面組織写真からは、図１にも示したα−Ｃｒ相の微細粒子の均一な分散が観察される。また、図９に示すように、溶接材料として肉盛溶接用合金ワイヤを用いた実施例１１の断面組織写真からも、同様に、α−Ｃｒ相の微細粒子の均一な分散が観察される。かかる微細粒子状のα−Ｃｒ相により、高温保持下においてγ’相の成長を抑制できるのである。つまり、この機構により、上記した室温から高温までの高い硬さ、及び、優れた引張強度及び０．２％耐力を得られるのである。
【００３９】
ところで、図６の成分組成に示した肉盛溶接用合金粉末及び肉盛溶接用合金ワイヤと、ほぼ同等の上記した化学的及び機械的性質を有する合金粉末及び合金ワイヤ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。
【００４０】
Ｃｒは、上記したようにα−Ｃｒ相を形成し、硬さを高める傾向にある。また、一定の添加範囲内では、耐Ｖアタック性及び耐Ｓアタック性などの耐高温腐食性を高め得る。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。
【００４１】
Ａｌは、γ’相を形成し高温機械強度を高め得るとともに、一定の範囲内では、耐高温腐食性を高め得る。一方、γ’相の過剰な形成は脆化を生じさせる。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。
【００４２】
Ｆｅは、Ｎｉに比較して安価であることから、材料コストの低減を目的として添加される。一方、Ｆｅの添加量が多すぎると、耐高温腐食性を低下させる。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。
【００４３】
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。
【００４４】
Ｓｉは、Ａｌと同様に、高温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、耐高温腐食性を向上させる傾向にある。金属間化合物の粒子の過剰な形成による脆化の観点から、Ｓｉは、質量％で、５％以下、好ましくは３．５％以下である。
【００４５】
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。
【００４６】
Ｃは、耐高温腐食性に影響を与える。ここでは、Ｃは、質量％で、０．１％以下である。
【００４７】
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。
【００４８】
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、耐高温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。
【００４９】
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】
【００５０】
１      排気バルブ
２      軸部
２ａ    接続部
３      傘部
４      表層ライニング部
４’    肉盛溶接部
１３    マトリクス
１４    γ’相（Ｎｉ３Ａｌ）微細粒子
１５    α−Ｃｒ相微細粒子
【図２】
0006011098.tif 000002
【図５】
0006011098.tif 000003
【図６】
0006011098.tif 000004
【図７】
0006011098.tif 000005
【図１】
0006011098.tif 000006
【図３】
0006011098.tif 000007
【図４】
0006011098.tif 000008
【図８】
0006011098.tif 000009
【図９】
0006011098.tif 000010