JP2015098632A

JP2015098632A - 傾斜機能部品及びその製造方法

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Publication number: JP2015098632A
Application number: JP2013239797A
Authority: JP
Inventors: 堀尾　浩次; Koji Horio; 浩次堀尾; 原　理; Osamu Hara; 理原; 敦郎益永; Atsuro Masunaga; 木村　利光; Toshimitsu Kimura; 利光木村
Original assignee: Daido Steel Co Ltd
Current assignee: Daido Steel Co Ltd
Priority date: 2013-11-20
Filing date: 2013-11-20
Publication date: 2015-05-28
Anticipated expiration: 2033-11-20
Also published as: JP6213178B2

Abstract

【課題】靭性が要求される部分は必要な柔らかさとなり、硬さが要求される部分は必要な硬さとなる傾斜機能部品を提供することにある。
【解決手段】本発明の傾斜機能部品の製造方法は、時効析出硬化型合金により形成された傾斜機能部品の製造方法であって、傾斜機能部品の全体が、最高硬さであるピーク時効硬さよりも低い第１硬さとなるように該ピーク時効硬さを過ぎるまで軟化させる第１時効処理を行った後、傾斜機能部品の一部を溶融させ、その一部が第１硬さよりも高く、かつピーク時効硬さ以下の第２硬さとなるように該ピーク時効硬さに達するか又は達しない程度に硬化させる第２時効処理を行うことを特徴とする。
【選択図】図２

Description

本発明は、傾斜機能部品及びその製造方法に関し、例えばエンジンバルブに好適な傾斜機能部品及びその製造方法に関する。

エンジンバルブとして、肉盛を施すことなく、弁フェース部の摩耗性を向上させるようにしたものが知られている（下記特許文献１参照）。この特許文献１に記載されたエンジンバルブでは、バルブ基材としてＳＵＨ３，ＳＵＨ１１，ＳＵＨ３６等の耐熱鋼を使用し、トーチからプラズマアークを発生させることにより（溶加材は不使用）、弁フェース部の表面をその耐熱鋼の融点以上（例えば１５００℃以上）に局部的に加熱して溶融させ、その加熱部を冷却水により強制的に冷却する。これにより、結晶方向がフェース表面に向かって延びる樹枝状組織が形成される。また、加熱部の溶融時には、Ｎ_２ガス及びＣＯ_２ガスの両方又は一方を供給するようにする。これにより、加熱された弁フェースの表層に窒素及び／又は炭素が侵入するため、窒化及び／又は浸炭処理を施したのと同様の作用が生じ、硬質の窒化物及び／又は炭化物が生成される。このように、肉盛を施さなくても、弁フェース部の表面に硬化層を形成することができる。

特開平８−１２１１２５号公報

ところで、従来のエンジンバルブに比べて、より一層高いレベルの硬度を求める場合、上記した耐熱鋼とは異なる組成の時効析出硬化型合金を用いることが考えられる。しかしながら、上記特許文献１には、そのような時効析出硬化型合金における時効硬化の特性を効果的に利用する考え方は開示されていないため、時効処理によって、全体的に硬いか（靭性の点で劣る）、あるいは柔らかいか（硬さの点で劣る）のいずれかの性質のものしか得られなかった。

本発明は、上記問題に対処するためになされたものであり、その目的は、靭性が要求される部分はそれに応じて柔らかく、硬さが要求される部分はそれに応じて硬くなっている傾斜機能部品を提供することにある。

課題を解決するための手段及び発明の効果

上記目的を達成するために本発明の傾斜機能部品の製造方法は、時効析出硬化型合金により形成された傾斜機能部品の製造方法であって、
傾斜機能部品の全体が、最高硬さであるピーク時効硬さよりも低い第１硬さとなるように該ピーク時効硬さを過ぎるまで軟化させる第１時効処理を行った後、傾斜機能部品の一部を溶融させ、その一部が第１硬さよりも高く、かつピーク時効硬さ以下の第２硬さとなるように該ピーク時効硬さに達するか又は達しない程度に硬化させる第２時効処理を行うことを特徴とする。

また、上記目的を達成するために本発明の傾斜機能部品は、上記製造方法により製造された傾斜機能部品であって、
時効析出硬化型合金は、Ｎｉ−Ｃｒ−Ａｌ系合金であり、
質量％で、Ｃｒ：３４〜４５％、Ａｌ：２．５〜５．５％、Ｆｅ：０．１〜１０．０％、を含有し、残部がＮｉ及び不可避不純物からなることを特徴とする。

本発明の傾斜機能部品では、傾斜機能部品の全体に対して、ピーク時効硬さを過ぎるまで第１時効処理が行われる。このため、傾斜機能部品の全体が最高硬さであるピーク時効硬さよりも低い第１硬さとなる。さらに、傾斜機能部品の一部が溶融され、その一部に対してピーク時効硬さに達するか又は達しない程度に第２時効処理が行われる。このため、傾斜機能部品の一部は、第１硬さよりも高く、かつピーク時効硬さ以下の第２硬さとなる。すなわち、傾斜機能部品の全体を第１時効処理することによって、まず全体として所定の靭性が得られるようにした上で、一部のみを第２時効処理することによって、その一部について所定の硬さが得られるようになる。これにより、全体が靭性を有する一方で、その一部のみが必要な硬さとなった傾斜機能部品を得ることができる。

本発明の傾斜機能部品を適用したエンジンバルブの部分破断正面図。本発明の傾斜機能部品の製造方法を示す工程図。第１及び第２時効処理を説明するための時効処理温度−硬さの関係を示すグラフ。一部が溶融層であることを模式的に示した試験片の正面図。（Ａ）、（Ｂ）は、試験片への入熱量をパラメータとして、表面からの深さ位置と硬さの関係を示したグラフ。

最初に、図１を用いて本発明の傾斜機能部品を適用したエンジンバルブについて説明する。

エンジンバルブ１０は、その全体が時効析出硬化型合金からなり、具体的にはＮｉ−Ｃｒ−Ａｌ系合金で形成され、軸部１１と傘部１２とを有している。傘部１２は、図示を省略する弁座に当接する弁フェース部１３を有し、弁フェース部１３は、軸部１１の自由端側からの平面視にて円環形状をなすように配置された硬化層１３ａを含んでいる。

軸部１１及び傘部１２は、Ｎｉ固溶体からなるマトリクス相に、Ｎｉ_３Ａｌの微細粒子とα−Ｃｒの微細粒子を均一に分散させた組織を有する。硬化層１３ａについても同様であるが、硬化層１３ａの組織は、軸部１１及び硬化層１３ａを除く傘部１２の組織（以下、ベースともいう。）に比べて、より微細なＮｉ_３Ａｌ及びα−Ｃｒがより多く析出した組織となっている。つまり、エンジンバルブ１０は、靭性に優れたベースと、硬さに優れた硬化層１３ａとからなる傾斜機能部品として構成されている。

次に、図２及び３を用いてエンジンバルブ１０の製造方法について説明する。

まず、軸部１１を有する段付き丸棒形状のワーク等を用いて、鍛造加工により軸部１１及び傘部１２を有するバルブ体（時効処理前のエンジンバルブ１０に相当）を形成する。ステップＳ１では、鍛造による加工歪みを取り除くとともに、軸部１１及ぶ傘部１２の全領域にわたって析出物をマトリックス相に固溶させるように、バルブ体を高い温度に加熱し保持する固溶化処理を行う。例えば、１０５０℃に加熱して３時間保持した後に水冷する。

ステップＳ２では、バルブ体が予め定められた靭性となるように第１時効処理を行う。具体的には、図３に示されるように、バルブ体が最高硬さであるピーク時効硬さＰよりも低い第１硬さＡとなるようにピーク時効硬さＰを過ぎるまで軟化させる処理である過時効処理を行う。例えば、第１硬さＡとなるように時効処理温度Ｔ１である７５０℃に加熱して１６時間保持した後に空冷する。

ステップＳ３では、バルブ体の傘部１２において、硬化層１３ａに対応する弁フェース部１３の表面を溶融（メルトラン）させる。例えば、ティグ溶接のトーチを用いて溶加材（溶接棒）をアーク内に挿入しないようにすることで、弁フェース部１３の表面のみを効率よく溶融させることができる。

ステップＳ４では、溶融した弁フェース部１３の表面が予め定められた硬さとなるように第２時効処理を行う。具体的には、図３に示されるように、溶融した弁フェース部１３の表面が第１硬さＡよりも高く、かつピーク時効硬さＰ以下の第２硬さＣとなるようにピーク時効硬さＰに達するか又は達しない程度に硬化させる通常の時効処理を行う。例えば、溶融した弁フェース部１３の表面が第２硬さＣとなるように時効処理温度Ｔ２である６５０℃に加熱して１６時間保持した後に空冷する。

この場合、溶融した弁フェース部１３の表面は、上記通常の時効処理に伴い、硬さＢから次第に硬化し、最終的に第２硬さＣの硬化層１３ａとなる。他方、溶融されなかったバルブ体の硬さは、理論上ほぼ第１硬さＡに維持される。第２硬さＣは、第１硬さＡよりも硬い。換言すれば、硬化層１３ａはバルブ体におけるベースに比して硬く、そのベースは硬化層１３ａに比して柔らかい（靭性がある）。

以下、本発明の実施例について説明する。
まず、表１に示す組成（残部はＮｉ及び不可避不純物）のＮｉ−Ｃｒ−Ａｌ系合金１〜９をそれぞれ小型溶解炉を用いて真空溶解し、インゴットに鋳造した。次に、分塊鍛造・圧延により直径が７０ｍｍ、長さが１００ｍｍの円柱形状の試験片２０（図４参照）に成形した後、各試験片（表２の実施例１〜８、比較例１〜１５）に対して１０５０℃に加熱し３時間保持後に水冷する固溶化処理を行った。

ここで、表１に示したＮｉ−Ｃｒ−Ａｌ系合金の必須添加元素について説明しておく。

（１）Ｃｒ：３４〜４５％
Ｃｒは、α−Ｃｒの微細粒子を形成して硬さを高くする。また、所定の範囲内の添加により、耐Ｖアタック性及び耐Ｓアタック性など耐高温腐食性を向上させる。これらの効果を得るために、Ｃｒは、質量％で３４〜４５％の添加が必要である。好ましくは３５．０％超〜４０．０％未満である。

（２）Ａｌ：２．５〜５．５％
Ａｌは、Ｎｉ_３Ａｌの微細粒子を形成して高温機械強度を高める。また、所定の範囲内の添加により、耐高温腐食性を向上させる。一方、Ｎｉ_３Ａｌの過剰な析出は脆化を生じさせる要因となりやすい。これらを考慮に入れると、Ａｌは、質量％で２．５〜５．５％の添加が必要である。好ましくは３．４〜４．２％である。

（３）Ｆｅ：０．１〜１０．０％
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、Ｆｅは、質量％で０．１〜１０．０％の範囲内で添加する。好ましくは０．２〜３．０％である。

（４）Ｓｉ：１％以下
Ｓｉは、Ａｌと同様、高温機械強度を向上させる微細粒子状の金属間化合物を形成する。また、所定の範囲内の添加により、耐高温腐食性を向上させる。一方、金属間化合物の過剰な析出は脆化を生じさせる要因となりやすい。これらを考慮に入れて、Ｓｉは、質量％で１％以下の含有とする。

（５）Ｃ：０．１％以下
Ｃは、耐高温腐食性に影響を与える。Ｃは、質量％で０．１％以下の含有とする。好ましくは０．０５％以下である。

（６）Ｂ：０．０１％以下
Ｂは、結晶粒界の機械強度を向上させるのに有効な元素である。他方、過度の含有は効果が飽和する。そこで、Ｂは、質量％で０．０１％以下の含有とする。好ましくは０．０００５〜０．００５０％である。

（７）Ｃｕ：５％以下
Ｃｕは、マトリックス相に固溶して機械強度に影響を与える。Ｃｕは、質量％で５％以下の含有とする。好ましくは０．１〜１．０％である。

（８）Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｖ：０．１％以下
Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｔａ＋Ｖ：０．１％以下
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｖは、Ｃと結合して炭化物を形成するものであり、機械強度及び耐高温腐食性に影響を与える。そこで、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｔａ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下の含有とし、かつＴｉ＋Ｎｂ＋Ｔａ＋Ｖ：０．１％以下とすることが好ましい。なお、Ｚｒを含ませるようにしてもよく、その場合は、Ｚｒ：０．１％以下、Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｔａ＋Ｖ＋Ｚｒ：０．１％以下に設定されることとなる。

（９）Ｍｏ：２．０％以下
Ｍｏは、耐食性を向上させることに加え、時効硬化を促進する効果があり、その添加によって第１時効処理の処理時間を短縮することができる。これらの効果を得るためには、０．０５％以上の添加が必要である。他方、２．０％以上としても上記効果は上がらず、却ってコスト上昇を招くに過ぎないので、２．０％を上限とする。

固溶化処理後、各試験片２０に対して表２で示される第１時効処理を行った。この第１時効処理のうち、実施例１〜７に対して行った時効処理（７５０℃×１６時間）と実施例８に対して行った時効処理（７５０℃×１２時間）、比較例２，４，６，８，１０，１２，１４に対して行った時効処理（７５０℃×１６時間）、及び比較例１５に対して行った時効処理（８５０℃×１８時間）が過時効処理に該当するのに対し、比較例１，３，５，７，９，１１，１３に対して行った時効処理（５２５℃×１６時間）は通常の時効処理に該当する。

第１時効処理後、各試験片２０のビッカース硬さ（ＨＶ）を測定した。測定場所は端部中央から任意に５つの場所を選択し、それらの平均値を硬さの測定値とした。

硬さを測定した後、図４に示されるように、各試験片２０の一端部表面２１をティグ溶接のトーチを用いて溶融させた（溶融層の形成）。この溶融では溶加材は使用せず、溶接電流を１５０Ａ程度に設定した。この場合、実施例１〜８と比較例２,４，６，８，１０，１２，１４とで入熱量（ｋＪ）を変えた。具体的には、図５に示されるように、トーチの溶接速度（移動速度）を実施例では７．１ｃｍ／ｍｉｎ（入熱量７８ｋＪ）に設定したのに対し、比較例では５．５ｃｍ／ｍｉｎ（入熱量１００ｋＪ）に設定した。このように入熱量を変えたのは、入熱量に応じてα−Ｃｒの析出量に違いが生じることが分かっており、ひいてはＮｉ_３Ａｌ相の成長抑制に起因して溶融部全域の硬さに影響を与えるからである。すなわち、溶融部において硬さにバラツキが生ずると、硬化層としての機能を果たさなくなる。

続いて、各試験片２０に対して表２で示される第２時効処理を行った。この第２時効処理は、過時効処理ではなく、各試験片２０の硬さをピーク時効硬さ以下に設定することが可能な処理である。具体的には、実施例１〜８及び比較例１〜１４に対してそれぞれ６５０℃×１６時間の時効処理を行った。なお、比較例１５に対してのみ、例外的に７５０℃×１８時間の過時効処理を行った。

第２時効処理後、各試験片２０に対してビッカース硬さ試験を行なった。硬さの測定箇所として、表面２１の中央と非溶融側表面２２の中央からそれぞれ５点を選び、各平均値を溶融部の硬さの測定値、非溶融部の硬さの測定値とした。

次に、実施例１〜８、及び比較例１５に対応する試験片２０から、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の略直方体形状の耐食性試験片を切り出した。そして、耐Ｖアタック性試験及び耐Ｓアタック性試験をＪＩＳＺ２２９２に準拠して行った。耐Ｓアタック性試験では、上記耐食性試験片に９０％Ｎａ_２Ｏ_４＋１０％ＮａＣｌを２０ｍｇ／ｃｍ^２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、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アタック性試験では、塗布する液剤を８５％Ｖ_２Ｏ_５＋１５％Ｎａ_２Ｏ_４に代えて、耐Ｓアタック性試験と同様の方法で耐Ｖアタック性の評価を行った。

表２に示されるように、実施例１〜８のいずれにおいても、第２時効処理後の溶融部の硬さが非溶融部の硬さ（測定誤差を考慮に入れた第１時効処理後の硬さとほぼ同じ）に比べて高くなることが分かる。なお、比較例１，３，５，７，９，１１，１３においては、第１時効処理が過時効処理でないため、第２時効処理によって、溶融部のみならず非溶融部も６５０℃×１６時間の通常の時効処理に対応した高い硬さとなることが分かる。また、比較例１５は、第１及び第２時効処理のいずれも過時効処理としたものであり、第１及び第２時効処理時の温度条件に応じて第２時効処理後の溶融部の硬さが非溶融部の硬さに比べて高くなっているものの、溶融部の硬さはピーク時効硬さに比べてかなり低くなっている。

さらに、図５（Ａ）及び５（Ｂ）に示されるように、合金組成が同じ場合には、入熱量が大きいほど溶融部の硬さにバラツキが生じるようになり、実施例１〜８では、硬さが安定化するが、比較例２，４，６，８，１０，１２，１４では、硬さが不均一となることが分かる。

耐Ｖアタック性試験及び耐Ｓアタック性試験によると、実施例１〜８のいずれも低い腐食減量であった。つまり、実施例１〜８は、従来材と比較して耐Ｖアタック性及び耐Ｓアタック性のいずれにも優れている。

上記実施例では、時効析出硬化型合金としてＮｉ−Ｃｒ−Ａｌ系合金を用いたが、本発明はこれに限らず、表３に示されるような合金を用いて実施することもできる。表３のうち、合金１０はＳＵＳ６３０であり、合金１１はＮｉｍｏｎｉｃ８０Ａであり、合金１２はＩｎｃｏｎｅｌ７１８である（「Ｎｉｍｏｎｉｃ」、「Ｉｎｃｏｎｅｌ」は、いずれも登録商標）。

表４に、合金１０〜１２のそれぞれにおける固溶化処理条件、第１時効処理条件及び第２時効処理条件を示す。そして、合金１０〜１２においても、上記実施例と同様、試験片２０（実施例９〜１１、比較例１６〜１８）を作成し、図２に示される工程に従って第１及び第２時効処理を行い、各時効処理後に硬さを測定した。

表４に示されるように、実施例９〜１１のいずれにおいても、上記実施例１〜８と同様、第２時効処理後の溶融部の硬さが非溶融部の硬さ（測定誤差を考慮に入れた第１時効処理後の硬さとほぼ同じ）に比べて高くなることが確認された。なお、比較例１６〜１８は、上記比較例１，３，５，７，９，１１，１３と同様、第１時効処理が過時効処理でないため、第２時効処理によって、溶融部のみならず非溶融部も第２時効処理に対応した高い硬さとなった。

以上の説明からも明らかなように、本発明のエンジンバルブ１０（傾斜機能部品）によれば、エンジンバルブ１０の全体について過時効処理（第１時効処理）を行うことによって、まず全体として所定の靭性が得られるようにした上で、弁フェース部１３の一部のみを溶融させた状態でエンジンバルブ１０の全体について通常の時効処理（第２時効処理）を行うことによって、弁フェース部１３の硬化層１３ａについて所定の硬さが得られるようになる。これにより、全体が靭性を有する一方で、弁フェース部１３の硬化層１３ａのみが必要な硬さとなったエンジンバルブ１０を得ることができる。

１０エンジンバルブ
１１軸部
１２傘部
１３弁フェース部
１３ａ硬化層
２０試験片

Claims

時効析出硬化型合金により形成された傾斜機能部品の製造方法であって、
前記傾斜機能部品の全体が、最高硬さであるピーク時効硬さよりも低い第１硬さとなるように該ピーク時効硬さを過ぎるまで軟化させる第１時効処理を行った後、前記傾斜機能部品の一部を溶融させ、その一部が前記第１硬さよりも高く、かつ前記ピーク時効硬さ以下の第２硬さとなるように該ピーク時効硬さに達するか又は達しない程度に硬化させる第２時効処理を行うことを特徴とする傾斜機能部品の製造方法。
請求項１に記載の製造方法により製造された傾斜機能部品であって、
前記時効析出硬化型合金は、Ｎｉ−Ｃｒ−Ａｌ系合金であり、
質量％で、
Ｃｒ：３４〜４５％、
Ａｌ：２．５〜５．５％、
Ｆｅ：０．１〜１０．０％、
を含有し、残部がＮｉ及び不可避不純物からなることを特徴とする傾斜機能部品。
請求項２に記載された傾斜機能部品において、さらに
質量％で、
Ｓｉ：１％以下、
Ｃ：０．１％以下、
Ｂ：０．０１％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、
Ｍｏ：２．０％以下を含有し、
Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｔａ＋Ｖ：０．１％以下であることを特徴とする傾斜機能部品。
請求項２又は３に記載された傾斜機能部品は、エンジンバルブであることを特徴とする傾斜機能部品。