JP3350058B2 - 内燃機関の排気弁スピンドル又はピストンの形態の可動壁部材 - Google Patents

内燃機関の排気弁スピンドル又はピストンの形態の可動壁部材

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Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、ニッケル及びクロムを含む合金の微粒子出
発材料から形成されていて、HIPプロセスによって上記
出発材料を実質的に融解することなくコヒーレント材料
に一体化された高温耐食材料が燃焼室の方を向いた壁部
材の側部に設けられている、特に２ストローク・クロス
ヘッドエンジンの如き内燃機関の排気弁スピンドル又は
ピストンの形態の可動壁部材に関する。
本明細書で言うところの高温耐食材料は、550℃から8
50℃の範囲の運転温度にある内燃機関の燃焼室に存在す
る雰囲気において腐食に対して耐久性を有する材料を意
味する。
MAN Ｂ＆Ｗ Diesel社の大型２ストロークジーゼル
エンジンの実際の構造から、複合型の排気弁スピンドル
が周知であり、この排気弁スピンドルにおいては、弁体
の下面、及び、スピンドル基部の座領域には、HIPプロ
セスによって、ニモニック（Nimonic 80A）合金の高温
耐食材料から成る層が設けられており、上記ニモニック
合金は、18−21％のクロムと、約75％のニッケルとを含
んでいる。ニモニック合金は、耐食性を備えることに加
えて、約400HV20の如き硬度を備えており、弁座の材料
として適している。通常、弁座は、弁が閉じた時に燃焼
プロセスからの残留粒子が座面の間にきつく押し込まれ
てシール面に凹所又はへこみを形成するのを防止するた
めに、高い硬度を有していなければならない。
欧州特許出願0521821号（EP−Ａ−0521821）は、弁座
領域の表面硬化合金としてインコネル（Inconel）671合
金を用いることを開示している。この合金は、0.04−0.
05％のＣ（炭素）と、47−49％のCrと、0.3−0.40％のT
iと、残余のNiとを含んでいる。弁座領域は、弁体の上
面に連続的な環状のフェーシング（上張り材料）として
設けられる。上述のように、座領域すなわち弁座領域に
関しては、合金が高い硬度を有することが条件である。
上記欧州特許出願は、インコネル671は、これも表面硬
化材料として提案されているインコネル625合金より
も、耐食性が劣っているものと予測されるということを
述べている。
国際特許公開96/18747（WO96/18747）として刊行され
た本件出願人の国際特許出願は、表面硬化合金が溶接さ
れた排気弁スピンドルを記載しており、上記表面硬化合
金の分析値は、Crが40−51％、Ｃが０から0.1％、Siが
1.0％未満、Mnが０から5.0％、Moが1.0％未満、Ｂが0.0
5から0.5％、Alが０から1.0％、Tiが０から1.5％、Zrが
０から0.2％、Nbが0.5から3.0％、Co及びFeの合計含有
量が最大で5.0％、Ｏが最大で0.2％、Ｎが最大で0.3％
であって、残余がNiである。上記溶接の後に、550℃を
超える温度で熱処理することにより、高い硬度（例え
ば、550HV20）が、上記弁座材料に与えられる。
クロム及びニッケルを含み550℃から850℃の範囲の温
度で時効硬化された高温耐食材料、すなわち、合金は、
硬度がより高くなり脆性がより大きくなるものと一般的
に予測される。鋳造部材の場合には、特に、重油の燃焼
生成物からの硫黄及びバナジウムを含む雰囲気におい
て、優れた高温耐食性を得るために、Cr−50％及びNi−
50％のタイプの合金、あるいは、48−52％のCr、1.4−
1.7％のNb、最大0.1％のＣ、最大0.16％のTi、最大0.2
％の（Ｃ＋Ｎ）、最大0.5％のSi、最大1.0％のFe、最大
0.3％のMg、及び、残余のNiから成るIN657のタイプの合
金を用いることが知られている。鋳造作業の後に、上記
合金は、高ニッケルのγ相と、高クロムのα相から構成
され、上記両相は、この合金の精確な分析によれば、一
次樹枝状結晶構造（primary dendrite structure）を
含むことができる。上述の合金は、600℃を超える運転
温度で時効硬化することが知られている。その理由は、
上記合金は、冷えた時に、平衡状態において結晶化する
ことがないからである。上記合金がその後運転温度にな
ると、過剰の相部分（over−represented phase prop
ortion）の変態によって、過小の相部分（under−repre
sented phase proportion）の析出が生じ、この析出
は、延性が室温において４％よりも小さいという特徴を
有する脆化を生じさせる。このような比較的劣った強度
特性のために、上記合金は、低負荷の鋳造部材にだけ専
ら使用されてきた。
Institute of Marine Engineers（ロンドン）によ
って1990年に出版された“Review of operating exp
erience with current valve materials"の題する
技術論文は、ジーゼルエンジン用の排気弁に応用可能な
フェーシング合金（上張り合金）を概説し、また、ジー
ゼルエンジンにおける高温腐食の問題を詳細に述べてい
る。上記論文は、特に、排気弁スピンドルの座面に存在
する状態に焦点を合わせている。
弁スピンドルの下面、及び、ピストンの上面におい
て、高温耐食材料は、腐食作用を制限し、これにより、
弁スピンドル及び／又はピストンは、効果的に長い寿命
を得る。ピストンの上面及び弁体の下面は、大きな面積
を有しており、従って、例えば、エンジンが始動又は停
止される時のようにエンジン負荷が変化する場合には、
かなりの熱応力に暴露される。そのような熱衝撃は、燃
焼ガスは燃焼室の中央付近で最も高温であり、また、上
記ピストン及び弁スピンドルは上記面積の周縁部付近で
冷却されることをその理由の一部として、上記面積の中
央において最も過酷である。上記弁体は、バルブが閉じ
られている間、水冷される固定弁座に接触している上記
上面の座領域付近で冷却され、また、ピストンに関して
は、熱は、ピストンの内側面が油冷されることに加え
て、ピストンリングを通って水冷シリンダのライナへ搬
送される。周辺部の冷たい材料は、中央の熱い材料の熱
膨張を阻止して、かなりの熱応力を発生させる。
上記熱の影響によって生じ、ゆっくりと変化するが大
きな熱応力は、弁体の下面の中央で始まる星形のクラッ
クを生じさせることがある。この星形のクラックは非常
に深くなって高温耐食材料を貫通し、これにより、上記
高温耐食材料の下の材料は、腐食衝撃に暴露されて侵食
され、排気弁を破損させることがある。
本発明の目的は、高温耐食材料に関して効果的に長い
寿命を有する、排気弁スピンドル又はピストンを提供す
ることである。
この観点から、請求項１の導入部に記載される壁部材
は、本発明によれば、一般的な不純物、並びに、還元成
分の必然的な残留量は別として、耐食材料が、重量パー
セントで、38から75％のCrを含んでおり、また、選択に
応じて、０から0.15％のＣ、０から1.5％のSi、０から
1.0％のMn、０から0.2％のＢ、０から5.0％のFe、０か
ら1.0％のMg、０から2.5％のAl、０から2.0％のTi、０
から8.0％のCo、０から3.0％のNb及び選択的な成分であ
るTa、Zr、Hf、Ｗ及びMo、並びに、残余のNiを含み、Al
及びTiの合計含有量が最大で4.0％であり、Fe及びCoの
合計含有量が最大で8.0％であり、Ni及びCoの合計含有
量が少なくとも25％であり、また、耐食材料が、550−8
50℃の範囲内の温度まで400時間よりも長い時間にわた
って加熱された後に約20℃で測定された場合に、310HV
よりも小さい硬度を有しているという特徴を備えてい
る。
非常に驚くべきことに、HIPプロセスによって製造さ
れた上記組成を有する材料は、内燃機関の中で可動壁部
材が暴露される運転温度において硬化せず、従って、31
0HV20未満の効果的に低い硬度、並びに、燃焼室の方を
向いた可動壁部材の側の高温耐食材料の関連する適宜な
延性を維持することができるということが証明された。
上記低い硬度は、材料にクラックが形成されるのを制限
し又は防止し、従って、壁部材の寿命は材料の疲労破壊
によって制限されない。本発明は、材料が、長期間にわ
たる熱の影響を受けた後でも、非常に優れた機械的性質
を維持するという別の利点をもたらす。従って、上記材
料は、高い延性と組み合わされた高い引張強度を維持す
る。これは、高いクロム含有量を有するニッケル合金と
しては極めて異常なことである。上述の性質は、また、
壁部材の通常の負荷を受ける材料の少なくとも一部を耐
食材料で置き換えることを可能にし、これにより、強度
を必要とされる材料の外側のフェーシングとして耐食材
料が設けられている、周知の壁部材よりも軽量の壁部材
を形成することができる。上記重量の低減は、内燃機関
においては効果的なことであり、その理由は、重量が減
少すると、壁部材を動かすために消費されるエネルギが
少なくなり、また、壁部材と協働するエンジンの構成要
素に作用する負荷が小さくなることを意味するからであ
る。また、上記効果は、材料を節約することにもなる。
同時に、高いクロム含有量を有する材料は、高温腐食に
対して極めて高い耐久性を有しており、従って、均一に
分布した材料の侵食が生ずるには、クロム及びニッケル
を含むタイプの従来技術の材料から成るフェーシングを
有する壁部材におけるよりも、十分に長い時間を要す
る。
弁又はスピンドルが使用される際の高温耐食材料の大
幅な硬化を防止するためには、微粒子出発材料を融解さ
せたり、あるいは、壁部材の製造時に大きな機械的な変
形を与えたりしないことが、重要である。HIPプロセス
は、特に、各粒子の間の境界を拡散に基づいて破壊する
ことにより、上記微粒子出発材料を一体化し、これによ
り、樹枝状結晶の樹枝を近接させた状態の非常に密度の
高い粒子の樹枝状結晶を維持する。40−52％の範囲内の
クロム含有量を有する従来技術のニッケル系表面硬化材
料においては、鋳造作業又は溶接作業に関連して出発材
料を融解し、その後550℃を超える温度まで加熱するこ
とにより、そのような材料が時効硬化又は析出硬化して
高い硬度になる固有の傾向を生じさせる。今のところ、
冶金学的な意味において、本発明に従ってHIPにより壁
部材に生ずる材料の硬化メカニズムに関して満足すべき
説明を行うことができないが、驚くべきことに、正にそ
うであることが証明された。
材料のクロム含有量が38％よりも小さくなると、高温
腐食に対する所望の耐久性が得られない。クロムは、壁
部材の表面において、酸素と反応して、Cr2O3の表面層
を形成し、その下の材料を残留する腐食性の燃焼生成物
の影響から保護する。Crの含有量は、44.5％よりも高く
するのが効果的である。クロム含有量が75％を超える
と、材料のニッケル含有量が低くなり過ぎ、また、HIP
プロセスに使用される高い温度において、純粋なα相へ
の望ましくない局部的な変態、すなわち、樹枝状結晶構
造をもたない高クロム相が生ずることがある。上記α相
は脆く、その構造におけるそのような相の割合が増大す
ると、材料の延性に悪影響を与える。材料のCr含有量
は、耐食性を高めるために、49％よりも高いのが好まし
い。
本材料は、クラックの発生を防止する所望の延性を有
するために、少なくとも25％のコバルト及びニッケルの
合計含有量を有する必要がある。本合金が、Coを含まな
い場合には、Ni含有量を少なくとも25％にすべきであ
る。クロム含有量に関する上記下限の外には、ニッケル
含有量に対する構造的なすなわち組織的な理由からの上
限は全く存在しない。
Ｃ含有量が0.15％を超えると、望ましくない炭化物の
境界層が、粒子表面に析出することがあり、また、硬度
の増大した炭化物（例えば、NbC、WC又はTiC）の析出も
生ずることがある。材料の他の成分の量によっては、Ｃ
が望ましくないクロム炭化物を形成することもある。炭
化物を析出させない高い安定性を得るために、Ｃ含有量
は、0.02％よりも低いのが好ましいが、Ｃは、多くの金
属に一般的に存在する不純物であるので、経済的な理由
から、Ｃ含有量を最大で0.08％までに制限するのが適当
である。
最大1.5％のケイ素含有量は、Siが材料の表面に酸化
ケイ素を形成するので、耐食性の改善に寄与する。上記
酸化ケイ素は、ジーゼルエンジンの燃焼室に存在する雰
囲気において非常に安定である。Si含有量が1.5％を超
えると、望ましくない量の硬度を増大させるケイ化物が
析出することがある。Siは、また、本材料の基本的な構
造の高ニッケルγ相に対して、溶相を強化する効果を与
えることができる。この理由から、本材料のSi含有量を
最大で0.95％に制限するのが望ましい。
Siと同様に、アルミニウムは、壁部材の表面に酸化ア
ルミニウムを形成することによって、耐食性を改善する
ことができる。また、微粒子出発材料の製造時に、還元
効果を有するAl、Si及び／又はMnを添加することができ
る。Mnは、壁部材の所望の材料特性に寄与しないので、
本材料の中のMnの残留量は、最大で1.0％に制限するの
が望ましい。
最大で0.5％のＹ、及び／又は、最大で4.0％のTaを添
加して、Al及びSiを添加した場合と同様の態様で、材料
の表面における酸化物の形成を安定化させることができ
る。上述の量よりも多い量のイットリウム及びタンタル
は、耐食性をそれ以上改善しない。
Alは、硬度を高める金属間化合物をニッケル（γ’）
と形成することができ、従って、材料は、最大で2.5％
のAlを含むことができる。合金が、最大で2.0％のより
大きな量のTiも含む場合には、Tiは望ましくないγ’析
出物の一部も構成するので、材料のAl及びTiの合計含有
量は、4.0％を超えることができない。アルミニウムの
腐食防止効果の利益を受けると同時に、γ’の析出を防
止する適正な安全性を得るために、本材料は、1.0％未
満のAlを含むと同時に、Al及びTiの合計含有量を最大で
2.0％とするのが好ましい。合金が、その上限付近の量
のTiを含む場合には、Al含有量を最大で0.15％に制限す
るのが効果的である。γ’の形成を更に抑制するため
に、Al含有量は、0.4％未満であるのが好ましい。
Tiは、クロム及びニッケルを含む合金の頻繁に生ずる
成分であり、従って、材料の中の一定のTi含有量を完全
に排除することは困難である。Ti含有量は、硬度を高め
るチタンの炭化物及びホウ化物の析出を防止するため
に、0.6％未満であるのが好ましい。AlとTiとの間の相
互作用が、Ti含有量を0.09％未満に限定することを望ま
しいものにし、従って、高温腐食に対する材料の耐久性
を改善することのできる量のAlを添加することができ
る。
材料のFe含有量を最大で５％に制限するのが望まし
く、耐食性は、Fe含有量の増大に伴って低下する。耐食
性に悪影響を与えることのないコバルトを含む出発材料
を用いることが可能である。経済的な理由から望まれる
場合には、材料の中のニッケルの一部をコバルトで置き
換えることができる。最大で8.0％の量のCoは、γ相に
対して顕著な溶相強化効果をもたない。ニッケルの置換
が望ましくない場合でも、最大で8.0％の量のコバルト
を添加することによって、Coがγ相の生成を促進すると
いう材料の延性に対して効果的な方向において、α相及
びγ相の相対的な量を変更することができる。これは、
材料が、多量のCr（例えば、60％よりも多いCr）を含む
場合には、特に望ましい。
ホウ素は、樹枝状結晶の樹枝の間の距離が短い非常に
密な樹枝状結晶構造を有する混合相（α＋γ）の微粒子
出発材料に寄与することができる。Ｂ含有量が、0.2％
を超えると、ホウ素を含む共晶及びホウ化物の沈殿物の
量は、望ましくない硬度増大効果を生ずる範囲になるこ
とがある。最大で0.15％の量のZrも、Ｂと同じく、材料
の樹枝状結晶構造に対する好ましい効果を有することが
でき、従って、Ｂを添加する代わりに、あるいは、Ｂの
添加を補助するために使用することができる。Ｂ含有量
は、硬度を高める析出物の量を制限するために、0.09％
未満であるのが好ましい。
微粒子出発材料は、残留量のマグネシウムを含むこと
ができるが、この成分は現在の用途において何等効果を
もたないことは明らかであり、従って、材料のMg含有量
は、最大で1.0％に制限するのが望ましい。
好ましい実施の形態において、材料の中の不可避な不
純物Ｎ及びＯの含有量は、最大で0.04％のＮ、及び／又
は、最大で0.01％のＯに制限される。出発材料のＯ含有
量は、粒子の上に酸化物の被膜を生じさせることがあ
り、そのような被膜は、HIPプロセスの後に、材料中の
介在物として存在して、材料の強度を減少させることに
なる。Ｎの量は、硬度を高める窒化物又は炭窒化物の生
成を防止するために、上記0.04％に制限するのが効果的
である。
微粒子出発材料を製造する際に使用される合金にニオ
ブを添加することができる。経済的な理由から、Nb含有
量は、最大で0.95％に制限されるのが好ましいが、合金
がかなりの量のＮ、及び、0.15％の上限に近い量のＣを
含む場合には、2.0％までのNbを添加して、Ｎ及びＣが
粒子表面に炭化物及び窒化物の望ましくない境界層を形
成する傾向を中和させるのが好ましい。耐食材料におい
て、驚くべきことに、3.0％までの量のニオブは、関連
する温度範囲において壁部材が長期間にわたって作動す
る際に生ずる組織の変態に良い影響を与えることが証明
された。従って、0.1％を超える（0.9から1.95％である
のが好ましい）Nb含有量は、材料が長期間の作動の後に
高い延性を保持することに寄与する。
Ｗ及びMoは、本材料において望ましくない成分であ
り、そのような成分が含まれる場合には、材料は、1.4
％未満のＷ、及び、0.9％未満のMoを含み、Ｗ及びMoの
合計含有量を２％未満とするのが好ましい。その理由
は、Ｗ及びMoは共に、硬度を高める材料中の（α＋γ）
相である基本組織に対して、溶相強化効果を有するから
である。Ｗ及びMo系の金属間化合物の析出を防止するた
めに、Ｗ及びMoの合計含有量は、1.0％未満とするのが
好ましい。
0.1−1.5％の量のHfは、結晶粒界変更効果を有してお
り、この結晶粒界変更効果は、550−850℃の範囲の材料
の運転温度における材料の延性に良い効果を与える。
要素の表面に純粋なクロムのフェーシングを設ける
と、極めて良好な耐食性が得られることは周知である
が、そのようなフェーシングは、また、顕著な延性をも
たずに非常に脆い。本発明を用いた場合には、純粋なク
ロム粒子の如き75重量％よりも高いクロム含有量を有す
る粒子を、燃焼室を覆う表面の出発材料に混合すること
ができる。従って、更に改善された耐食性を有する表面
層を壁部材に設けることができる。その結果減少した表
面層の延性は、その表面層にクラックを発生させる可能
性がある。そのようなクラックは、上述のように、高い
延性を有し、クラックがより深いクラックに発展するの
を阻止し、高温耐食性を有している、その下の材料を露
出させて、腐食侵食を制限する。従って、高いクロム含
有量を有する粒子を添加すると、耐食性及び延性が最適
に組み合わされた壁部材を提供することができる。
壁部材の寿命の間に、表面付近の結晶粒子の中のクロ
ム含有量は、部材の表面においてクロム酸化物が焼かれ
るので、段階的に減少する。高いクロム含有量を有する
粒子を添加すると、表面における高い温度が、高いクロ
ム含有量を有する粒子のクロムを、請求項１に示す組成
から成る隣接する結晶粒子の中に拡散させるので、上記
傾向を阻止する。高いクロム含有量を有する粒子が、材
料の更に内部に含まれている場合には、そのような粒子
は、材料の延性を大きく低下させることはない。その理
由は、材料の更に内部の温度は低く、クロムが隣接する
結晶粒子の中に拡散する傾向を制限するからである。従
って、壁部材の表面から離れるにしたがって高いクロム
含有量を有する粒子の含有量が低下するので、変化する
組成を微粒子出発材料に与えることができる。
高い延性を得るために、耐食材料は、請求項１に述べ
る温度まで上記温度にわたって加熱された後に、300HV
未満の硬度を有するのが好ましく、約20℃で測定した場
合に285HV未満の硬度を有するのが更に効果的である。
第１の実施の形態においては、壁部材の表面に対して
直角な方向における耐食材料の厚さを、8mmよりも大き
くすることが可能である。これは、比較的高価な出発材
料を大量に消費するが、同時に、壁部材の寿命を上記材
料の厚さに概ね比例して長くすることができる。その理
由は、そのような材料は、クラックを発生させる傾向を
有するのではなく、反対に、比較的均一に侵食されるか
らである。高温耐食材料の厚さを更に増大させて、例え
ば、15mmよりも大きくすると、本材料は、腐食を保護す
る単なるフェーシングではなく、壁部材の実際の構造部
品になるという効果が更に得られる。
非常に概略的な図面を参照して、本発明の例を以下に
更に詳細に説明する。
図面において、 図１は、本発明のに従って形成された弁シャフトの下
方部品を有している弁体の長手方向中央の断面図であ
り、 図２は、本発明に従って形成されたピストンの長手方
向中央の断面図である。
図１は、２ストローク・クロスヘッドエンジンの排気
弁用の弁スピンドル１の形態の弁部材を示している。上
記弁スピンドルは、弁体２と弁シャフト３とを備えてお
り、弁シャフトの下方部品だけが示されている。弁体の
上面の弁座４は、この弁座のシール面にへこみ傷が形成
されないようにする高い硬度を有する高温耐食合金で形
成されている。弁体の下面は、この弁体の下方面６から
の材料の焼き付きを防止する高温耐食材料５から成る層
を有している。上述のように、材料５は、本発明に従っ
て形成されていて、効果的に組み合わされた高い延性と
高い高温耐食性とを備えている。
図２は、ピストンロッド８の頂部に取り付けられたピ
ストン７の形態の壁部材を示しており、ピストンロッド
の上方部品だけが示されている。ピストンは、中央空所
９と、この空所９を包囲するピストンスカート11のピス
トンの周囲に沿って均等に分布された多数の垂直孔10と
を備えている。上記空所９は、より小さな複数の孔12を
介して、上記垂直孔10に接続されており、これにより、
ピストンロッドの中央の管13からの冷却油が、上記空所
に流入し、更に、孔12を通って垂直孔10に流入すること
ができ、上記冷却油は、上記垂直孔からピストンロッド
に戻ることができる。冷却油の流路は、矢印によって示
されている。上記冷却油は、ピストン頂部16の下面を冷
却するが、それでも、ピストン頂部の上面には温度差が
生じ、その結果、材料に熱応力を発生させる。
勿論、ピストンは他の設計又は構造にすることがで
き、例えば、多数の噴霧管をピストン底部に挿入して、
ピストン頂部の下面に向かって上方へ冷却油を噴霧する
ようにすることができ、あるいは、上記中央空所がより
大きな直径を有するようにして、ピストン頂部の冷却を
主としてスプラッシュ冷却（splash cooling）によっ
て行うことができる。
上記ピストン頂部は、その上面に、ピストンの上方を
向いた面15からの材料の焼き付きを防止する高温耐食材
料14から成る層を有している。上述のように、材料14
は、本発明に従って形成されていて、効果的に組み合わ
された高い延性と高い高温耐食性とを備えている。
エンジンが運転されている時に、ピストンはシリンダ
ライナ（図示せず）の中で往復運動し、エンジンサイク
ルの適宜な時間に、これも図示されていない固定された
弁座部品から離れたり該弁座部品に戻って接触するよう
に動いている弁スピンドルによって、開閉される。上記
弁座部品は、下方を向いた環状の座面を有する弁座を有
しており、上記座面は、弁の閉位置において、上記スピ
ンドルの上方を向いた弁座４に当接する。
可動壁部材１、７は、上記シリンダライナ及びシリン
ダカバー（図示せず）と一緒になって、エンジンの燃焼
室を画定しており、従って、燃焼プロセスにおいて発生
する高温の腐食雰囲気に暴露される。
エンジンが、２ストローク・クロスヘッドエンジンで
ある場合には、上記ピストンの直径は、例えば、250か
ら1,000mmの範囲とすることができ、また、上記弁スピ
ンドルの弁体の直径は、例えば、100から600mmとするこ
とができる。このことから、燃焼室の方を向いた可動壁
部材の表面は大きな面積を有しており、この大きな面積
は、材料５、14に大きな熱応力を生じさせることが分か
る。
可動壁部材１、７の上記効果的な性質は、例えば、中
速型又は高速型の４ストロークエンジンの如き小型のエ
ンジンにも利用することができるが、負荷が大きい上記
大型のエンジンに特に応用することができる。
ここで、材料５、14を可動壁部材１、７の上にどのよ
うに製造するかを以下に説明する。スチール、オーステ
ナイト鋼、又は、上記英国の論文に記載されているニモ
ニック合金の如き適宜な材料から成る基体を、高温耐食
材料５、15をもたない所望の形状に通常の態様で製造す
る。次に、材料５、15を周知のHIPプロセス（HIPは、Ho
t Isostatic Pressure（熱間等静圧圧縮成形）の略で
ある）によって、基体に付与する。このプロセスは、微
粒子出発材料を用いる。この微粒子出発材料は、例え
ば、ニッケル及びクロムを含む融解した合金の液体ジェ
ットを、不活性雰囲気を有するチャンバの中に噴霧し、
これにより、液滴状の材料を急冷して、非常に密な樹枝
状結晶構造（α＋γ）を有する粒子として固化させるこ
とにより、製造することができる。上記微粒子材料は、
粉末と呼ぶこともできる。
材料５、14の所望厚さに調節された量の上記微粒子出
発材料をモールドの中に入れる。上述のように、同時
に、高いクロム含有量の粒子を、上記モールドの底部付
近の領域で混合することができる。次に、上記基体を微
粒子材料の上に置き、上記モールドを閉じ、真空を付与
して、望ましくないガスを抜き出す。次に、HIPプロセ
スを開始させる。このHIPプロセスにおいては、上記微
粒子材料を950から1,200℃の範囲の温度まで加熱し、例
えば、900乃至1,200バールの高圧を付与する。上記出発
粉末は、上述の条件において、塑性化し、実質的に融解
することなく密度の高いコヒーレント材料に一体化され
る。次に、壁部材を取り出し、必要であれば、所望寸法
に機械加工する。
弁スピンドル１に関しては、シャフト３をもたない弁
体２を基体として用いることができ、その後、HIPプロ
セスが終了した後に、上記弁体に上記シャフトを取り付
ける。この取り付け作業は、例えば、摩擦溶接によって
行うことができる。この利点は、上記シャフトを後に取
り付ける場合に、上記基体をHIPプロセスにおいて容易
に取り扱うことができるということである。また、基体
の異なる領域に異なる粒子成分を用いて所望の材料の性
質を経済的な考慮に基づいて問題とする領域に適用する
ことによって、HIPプロセスにより微粒子材料から弁体
全体を製造することが可能であり、あるいは、必要であ
れば、弁スピンドル全体を製造することが可能である。
高温耐食材料の機械的性質を示すために、以下に幾つ
かの例を述べる。
例 １ Crが46％、Tiが0.4％、及び、Ｃが0.05％であり、残
余がNiである分析値を有する微粒子出発材料に基づい
て、30mmの直径及び約1,000mmの長さを有する棒状の物
体をHIPプロセスによって製造した。上記出発材料を、
モールドの中に入れた後に、１、150℃の温度まで加熱
し、且つ、約1,000バールまで加圧した。上記条件にお
いて約2.5時間の滞留時間の後に、上記物体を室温及び
通常の圧力に戻した。上記棒状の物体から、約8mmの厚
さを有するサンプルディスクを切り取った。このディス
クの平均硬度は、室温で269HV20であると測定された。
次に、上記ディスクを700℃の温度で672時間にわたって
熱処理した。この熱処理の後に、室温における上記ディ
スクの平均硬度は、285HV20であると測定された。従っ
て、上記熱処理は、非常に限定された硬度の増大しか与
えないということを確認することができる。
例 ２ Crが49.14％、Nbが1.25％、Ｃが0.005％であり、残余
がNiである分析値を有する微粒子出発材料に基づいて、
例１と同じ手法で棒状の物体を製造し、サンプルディス
クを切り取った。このディスクの平均硬度は、292HV20
であると測定された。次に、上記ディスクを700℃の温
度で672時間にわたって熱処理した。その後の上記ディ
スクの平均硬度は、260HV20であると測定された。従っ
て、上記熱処理は硬度を減少させるということを確認す
ることができる。
例 ３ 例１と同じ手法で、棒状の３つの物体を製造した。第
１の物体は、Crが46％、Tiが0.4％、Ｃが0.05％であ
り、残余がNiであるという分析値を有しており、また、
第２の物体は、Crが49.14％、Nbが1.25％、Ｃが0.005％
であり、残余がNiであるという分析値を有しており、更
に、第３の物体は、Crが54.78％、Nbが1.26％、Ｃが0.0
05％、Feが0.1であり、残余がNiであるという分析値を
有していた。上記３つの物体の各々から、120mmの長さ
の断片を切り取って通常の手法で機械加工して、引張り
試験の断片すなわちテストピースを形成した。Crが46％
である上記テストピースの試験直径は3mmであり、一
方、残りの２つの合金のテストピースの試験直径は5mm
であった。上記テストピースの平均硬度を測定し、その
後、テストピースのバッチを700℃で48時間にわたって
熱処理し、テストピースの第２のバッチを700℃で336時
間にわたって熱処理し、テストピースの第３のバッチを
700℃で672時間にわたって熱処理した。上の最後の２つ
の合金から、6mmの試験直径を有するテストピースの第
４のバッチを製造した。このテストピースの第４のバッ
チを700℃で4,392時間にわたって熱処理した。上記熱処
理の後に、室温における上記テストピースの平均硬度を
測定し、引張り試験及び衝撃試験を室温で実行して、材
料の機械的性質を検査した。硬度測定は、ビッカース
（Vickers）法（HV20）に従って行い、また、衝撃強度
は、シャルピー（Charpy）のＵ−ノッチ試験に従って行
った。このシャルピーのＵ−ノッチ試験においては、テ
ストピースの最小荷重支持面積を0.5cm2に固定した。そ
の試験結果を、下の表１及び表２に示されている。星印
が付された測定結果は、機械加工の誤差に起因して早期
に破損したテストピースを示していることに注意する必
要がある。
試験結果は、HIPプロセスにより製造された高温耐食
材料は、大型の２ストロークエンジンの燃焼室の中にお
ける可動壁部材の運転温度を表す温度レベルにおける長
期間の熱負荷によって、その延性を減少させることはな
いことを示している。
また、材料の他の機械的性質も優れているように思わ
れる。熱処理前の材料の引張強度は、高いクロム含有量
を有するニッケル合金に関して、通常のものよりも十分
に高い。上記熱処理は、まだ有効な大きさまでしか引張
強度を限定的に低下させないように見える。熱処理され
たテストピースは、一般的に、20％よりも大きな破断伸
びを示す。また、上記熱処理において、破断伸びが増大
し、また、面積の減少が観察される。これは、材料がよ
り高い延性を獲得したことを意味する。また、4,400時
間よりも僅かに少ない時間にわたって熱処理された、ニ
オブを含む材料は、約30％の破断伸びを示し、長期間の
熱の影響を受けた後の面積の減少は、約50％であること
が分かる。672時間から4,392時間の熱処理において、破
断伸びは、50％増大したことが分かる。上述の結果は、
本発明の耐食材料は、長期間の熱の影響を受けた後で
も、極めて優れた強度特性を有する有効な構造材料であ
ることを示している。
本材料は、また、極めて高い衝撃強度を有しているよ
うに見える。HIPプロセスにより製造された材料の衝撃
強度と比較して、材料の運転条件に類似する熱処理によ
って、衝撃強度はかなり増大する。従って、降伏強度及
び引張応力の重要でない減少は別にして、本耐食材料
は、550℃と850℃との間の温度で作動した場合に、良好
な強度特性を達成する。
本材料の上述の極めて良好な機械的性質は、本材料を
構造材料として適したものとし、同時に、それ自体は周
知の優れた耐食性を有している。
本発明の耐食材料の別の例として、以下の組成を有す
る材料を挙げることができる。すなわち、60％のCr、最
大で0.2％のＣ、最大で0.2％のSi、最大で0.5％のMn、
最大で0.5％のMo、最大で0.2％のCU、最大で0.005％の
Ｂ、最大で0.002％のAl、最大で0.02％のTi、最大で0.0
2％のZr、1.25％のNb、最大で0.5％のCo、最大で0.5％
のFe、最大で0.05％のＮ、最大で0.02％のＯ、及び、残
余のNiを含む材料;45％のCr、最大で0.02％のＣ、1.5％
のSi、最大で0.5％のMn、最大で0.5％のMo、最大で0.2
％のCu、最大で0.005％のＢ、最大で0.002％のAl、最大
で0.02％のTi、最大で0.02％のZr、1.25％のNb、最大で
0.5％のCo、最大で0.5％のFe、最大で0.05％のＮ、最大
で0.02％のＯ、及び、残余のNiを含む材料である。
上の記載において、合金成分の総てのパーセンテージ
は、重量パーセントで示されている。
フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ Ｆ０１Ｌ 3/02 Ｆ０１Ｌ 3/02 Ｊ Ｆ０２Ｆ 3/00 ３０２ Ｆ０２Ｆ 3/00 ３０２Ｚ (56)参考文献 特開 平６−277876（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−273693（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−117797（ＪＰ，Ａ) 特公 昭51−2413（ＪＰ，Ｂ１) 特表 平９−509984（ＪＰ，Ａ) 特表 平10−510323（ＪＰ，Ａ) 国際公開95／24286（ＷＯ，Ａ１) 国際公開96／18747（ＷＯ，Ａ１) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) F02B 23/02 F01L 3/02 F02F 3/00 C22C 1/04 C22C 19/05 C22C 23/00 B22F 3/15

Claims (18)

    (57)【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】内燃機関の排気弁スピンドル（１）又はピ
    ストン（７）の形態の可動壁部材であって、燃焼室の方
    を向いている壁部材の側部には、ニッケル及びクロムを
    含む合金の微粒子出発材料から形成された高温耐食材料
    （５、14）が設けられており、前記微粒子出発材料は、
    HIPプロセスによって、実質的に融解されることなく、
    コヒーレント材料に一体化されており、前記耐食材料
    （５、14）は、一般的な不純物、及び、不可避的な残留
    量の還元成分を除いて、重量パーセントで、 38から75％のCrと； 選択に応じて決定される、０から0.15％のＣと、０から
    1.5％のSiと、０から1.0％のMnと、０から0.2％のＢ
    と、０から5.0％のFeと、０から1.0％のMgと、０から1.
    0％のAlと、０から0.6％のTiと、０から8.0％のCoと、
    ０から3.0％のNbと、選択的な成分であるTa、Zr、Hf、
    Ｗ及びMoと；並びに、 残余のNiと； を含んでおり、Al及びTiの合計含有量が最大で2.0％で
    あり、Fe及びCoの合計含有量が最大で8.0％であり、Ni
    及びCoの合計含有量が最小で25％であり、また、前記耐
    食材料は、550−850℃の範囲内の温度まで400時間を超
    える時間にわたって加熱された後に約20℃で測定された
    場合に、310HVよりも小さい硬度を有すること、を特徴
    とする可動壁部材。
  2. 【請求項２】請求項１に記載の可動壁部材において、前
    記材料（５、14）のＣ含有量は、0.08％よりも小さいこ
    と、を特徴とする可動壁部材。
  3. 【請求項３】請求項１又は２に記載の可動壁部材におい
    て、前記材料（５、14）のAl含有量は、0.4％未満であ
    り、同時に、Ti含有量は、0.6％未満であること、を特
    徴とする可動壁部材。
  4. 【請求項４】請求項１乃至３のいずれか一に記載の可動
    壁部材において、前記材料（５、14）のクロム含有量
    は、44.5％よりも大きいこと、を特徴とする可動壁部
    材。
  5. 【請求項５】請求項４に記載の可動壁部材において、前
    記材料（５、14）のクロム含有量は、49％よりも大きい
    こと、を特徴とする可動壁部材。
  6. 【請求項６】請求項１乃至５のいずれか一に記載の可動
    壁部材において、前記材料（５、14）のＮ含有量は、最
    大で0.04％であること、を特徴とする可動壁部材。
  7. 【請求項７】請求項１乃至６のいずれか一に記載の可動
    壁部材において、前記材料（５、14）のＯ含有量が、最
    大で0.01％であること、を特徴とする可動壁部材。
  8. 【請求項８】請求項１乃至７のいずれか一に記載の可動
    壁部材において、前記材料は、更に、0.5％までのＹ及
    び／又は4.0％までのTaを含むこと、を特徴とする可動
    壁部材。
  9. 【請求項９】請求項１乃至６のいずれか一に記載の可動
    壁部材において、前記材料（５、14）のNb含有量は、最
    大で２％であること、を特徴とする可動壁部材。
  10. 【請求項１０】請求項９に記載の可動壁部材において、
    前記材料（５、14）のNb含有量は、0.1％から1.95％ま
    での間の値であること、を特徴とする可動壁部材。
  11. 【請求項１１】請求項１乃至10のいずれか一に記載の可
    動壁部材において、前記材料（５、14）は、更に、0.15
    ％までのZrを含むこと、を特徴とする可動壁部材。
  12. 【請求項１２】請求項１乃至11のいずれか一に記載の可
    動壁部材において、前記材料（５、14）は、更に、0.1
    から1.5％のHfを含むこと、を特徴とする可動壁部材。
  13. 【請求項１３】請求項１乃至12のいずれか一に記載の可
    動壁部材において、前記材料（５、14）は、更に、1.4
    ％未満のＷと、0.9％未満のMoとを含んでおり、Ｗ及びM
    oの合計含有量が、2.0％未満であること、を特徴とする
    可動壁部材。
  14. 【請求項１４】請求項13に記載の可動壁部材において、
    Ｗ及びMoの合計含有量が、1.0％未満であること、を特
    徴とする可動壁部材。
  15. 【請求項１５】請求項１乃至14のいずれか一に記載の可
    動壁部材において、重量パーセントで75％よりも高いク
    ロム含有量を有する粒子が、少なくとも前記燃焼室の方
    を向いた表面（６、15）に存在する出発材料に混合され
    ていること、を特徴とする可動壁部材。
  16. 【請求項１６】請求項１乃至12のいずれか一に記載の可
    動壁部材において、前記耐食材料（５、14）は、前記温
    度まで前記時間にわたって加熱された後に、約20℃で測
    定した場合に、300HVよりも小さい硬度を有すること、
    を特徴とする可動壁部材。
  17. 【請求項１７】請求項１乃至16のいずれか一に記載の可
    動壁部材において、当該壁部材の表面（６、15）に直角
    な方向における前記耐食材料（５、14）の厚さは、8mm
    よりも大きいこと、を特徴とする可動壁部材。
  18. 【請求項１８】請求項１乃至17のいずれか一に記載の可
    動壁部材において、前記耐食材料は、約20℃で測定した
    場合に、285HVよりも小さい硬度を有すること、を特徴
    とする可動壁部材。
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Families Citing this family (25)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US2680428A (en) * 1950-01-20 1954-06-08 Tatar Stanley Crankshaft mounting and crankshaft
US2757646A (en) * 1952-07-25 1956-08-07 Tatar Stanley Crankshaft mounting
DE1271459B (de) * 1962-10-06 1968-06-27 Sulzer Ag Einrichtung zum Einfuehren von Schmieroel zum Kurbelwellenlager einer Kolbenbrennkraftmaschine
KR100387488B1 (ko) 2001-04-25 2003-06-18 현대자동차주식회사 레이저 클래딩 공법을 이용한 밸브 시트 제조방법
US6655369B2 (en) * 2001-08-01 2003-12-02 Diesel Engine Transformations Llc Catalytic combustion surfaces and method for creating catalytic combustion surfaces
DE10217719A1 (de) * 2002-04-20 2003-11-06 Mahle Ventiltrieb Gmbh Beweglicher, heißen Gasen ausgesetzter Verschlusskörper eines Ventiles
EP2000550A1 (de) * 2007-06-08 2008-12-10 Wärtsilä Schweiz AG Werkstoff auf Basis einer CrNi-Legierung, Halbzeug, Komponente für einen Verbrennungsmotor, sowie ein Verfahren zur Herstellung des Werkstoffs und des Halbzeugs
DE102008018875A1 (de) * 2008-04-14 2009-10-15 Märkisches Werk GmbH Auslassventil an einem Hubkolbenmotor
JP4510126B2 (ja) * 2008-05-13 2010-07-21 エムエーエヌ・ディーゼル・フィリアル・アフ・エムエーエヌ・ディーゼル・エスイー・ティスクランド 大型２サイクルディーゼルエンジンのための排気バルブ、このようなエンジンにおけるＮＯｘ形成削減のためのプロセス、及びこのようなエンジン
DE102008051014A1 (de) * 2008-10-13 2010-04-22 Schmidt + Clemens Gmbh + Co. Kg Nickel-Chrom-Legierung
CN101970811B (zh) * 2009-01-23 2013-06-12 曼柴油机涡轮机欧洲股份公司曼柴油机涡轮机德国分公司 用于内燃机的排气门杆或活塞形式的可运动的壁构件及制造这种构件的方法
DK177071B1 (en) * 2009-10-30 2011-05-30 Man Diesel & Turbo Deutschland Exhaust valve spindle for an internal combustion engine and a method of manufacture thereof
CN102108555B (zh) * 2009-12-23 2012-08-29 中国科学院金属研究所 一种高温完全抗氧化镍基单晶合金及其制备方法
EP2452766B1 (en) 2010-11-10 2017-10-25 Sandvik Intellectual Property AB Method for manufacturing a component with internal cavities
RU2503842C2 (ru) * 2012-04-20 2014-01-10 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Брянский государственный технический университет" Поршень двигателя внутреннего сгорания
CN102719723A (zh) * 2012-06-26 2012-10-10 江苏克劳斯重工股份有限公司 Cr38A合金材料的配方
DK177487B1 (en) 2012-07-06 2013-07-15 Man Diesel & Turbo Deutschland An exhaust valve spindle for an exhaust valve in an internal combustion engine
EP2781284A1 (en) * 2013-03-18 2014-09-24 Sandvik Intellectual Property AB A method for manufacturing a valve spindle
KR101821082B1 (ko) * 2014-03-28 2018-01-22 아사히 가세이 가부시키가이샤 내연 기관의 배기 밸브 봉 및 그의 제법
DK177960B1 (en) * 2014-04-08 2015-02-02 Man Diesel & Turbo Deutschland An exhaust valve for an internal combustion engine
BR102014016213A2 (pt) 2014-06-30 2016-02-10 Mahle Int Gmbh válvula para motores de combustão interna e processo para obtenção de uma válvula
CN104178648B (zh) * 2014-09-12 2016-08-03 重庆材料研究院有限公司 无磁耐蚀镍铬基轴承合金的制备方法
KR20160053112A (ko) * 2014-10-30 2016-05-13 현대중공업 주식회사 엔진의 흡기 및 배기밸브 스핀들 제조방법
CN109465451A (zh) * 2018-12-11 2019-03-15 四川航空工业川西机器有限责任公司 一种基于射流驱动的1800℃的快速冷却系统
CN111519070A (zh) * 2020-06-11 2020-08-11 南京中远海运船舶设备配件有限公司 高铬镍基超合金、柴油机气阀与柴油机气阀制造工艺

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2341039A1 (fr) * 1976-02-11 1977-09-09 Dervaux Ets Procede de fabrication d'organes mecaniques tels que des soupapes pour moteurs thermiques
DE3207276A1 (de) 1981-03-16 1982-10-07 BBC Aktiengesellschaft Brown, Boveri & Cie., 5401 Baden, Aargau Turbinenschaufelwerkstoff hoher festigkeit gegen korrosionsermuedung, verfahren zu dessen herstellung und seine verwendung
EP0246092A3 (en) 1986-05-15 1989-05-03 Exxon Research And Engineering Company Alloys resistant to stress corrosion cracking
GB2193786B (en) * 1986-07-31 1990-10-31 Honda Motor Co Ltd Internal combustion engine
US4774149A (en) 1987-03-17 1988-09-27 General Electric Company Oxidation-and hot corrosion-resistant nickel-base alloy coatings and claddings for industrial and marine gas turbine hot section components and resulting composite articles
JP2526947B2 (ja) * 1987-12-14 1996-08-21 いすゞ自動車株式会社 断熱エンジンの構造
US5071054A (en) 1990-12-18 1991-12-10 General Electric Company Fabrication of cast articles from high melting temperature superalloy compositions
DE59206839D1 (de) * 1991-07-04 1996-09-05 New Sulzer Diesel Ag Auslassventil einer Diesel-Brennkraftmaschine und Verfahren zum Herstellen des Ventils
JPH05141213A (ja) 1991-11-18 1993-06-08 Sumitomo Light Metal Ind Ltd 内燃機関用吸・排気バルブ
DK172987B1 (da) 1994-12-13 1999-11-01 Man B & W Diesel As Cylinderelement, nikkelbaseret pålægningslegering og anvendelse af legeringen
DE19508069C1 (de) 1995-02-27 1996-05-23 Nu Tech Gmbh Auslaßventil für eine Diesel-Hubkolben-Brennkraftmaschine
DE19542944C2 (de) * 1995-11-17 1998-01-22 Daimler Benz Ag Brennkraftmaschine und Verfahren zum Aufbringen einer Wärmedämmschicht

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