JP3370338B2 - シリンダ部材及びニッケル基表面合金 - Google Patents

シリンダ部材及びニッケル基表面合金

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Description

【発明の詳細な説明】 技術的分野 本発明は、内燃機関、特に大きな２ストローク・クロ
スヘッドエンジンにおけるバルブ、シート部分、ピスト
ン又はシリンダライナーなどのシリンダ部材（その部材
には、溶接された高温耐食性表面合金が用いられてお
り、前記表面合金の硬度は析出硬化機構によって増加さ
れる）、及び、例えばそのようなシリンダ部材に溶接さ
れるかもしれないニッケル基の表面合金に関する。
背景技術 内燃機関の排気バルブのための多くの異なった表面合
金が知られている。WO92/13179は、例えばニッケル基合
金、アロイ（Alloy）50、コバルト基合金、ステライト
（Stellite:登録商標）６、及びニッケル基合金、その
最も重要な合金成分は20−24％のCr、0.2−0.55％のＣ
および４−７％のAlである合金の使用を記述している。
EP−Ａ−O 521 821は、インコネル（Inconel:登録商
標）625の溶接された層が用いられるか、または不可避
の不純物は別として0.04−0.05％のＣ、47−49％のCr、
0.3−040％のTiおよび残部Niから成るインコネル（Inco
nel:登録商標）671の層がさらに説明されない方法で用
いられる、ニモニック（Nimonic:登録商標）で作られた
バルブを記述している。合金インコネル（Inconel:登録
商標）671が、とりわけ20−22％のCr、8.0−9.5％のM
o、3.15−4.15％Nb＋Taおよび残部Niを含むインコネル
（Inconel）625のものと同様の耐食性を提供しないこと
が言及されている。
DT−OS 24 46 517は、最大0.05％のＣ、1.0−5.0％の
Si、最大1.0％のMn、20−50％のCr、0.5−3.0％のＢ、
最大3.0％のCu、最大5.0％のFe及び残部Ni（ここで、Cr
（％）≧10×Ｂ（％）＋13）からなる溶接合金によって
粒間腐食を防止しようとする原子炉のための表面合金に
ついて記述する。具体例は、Ｂ含有量が1.13〜2.86％の
範囲の合金について言及している。
SE−Ｂ−422 338は、クロム含有コバルト合金によっ
て3000℃を超える温度でコーティングされるクロム含有
ニッケル合金の基本的なボディーを有する内燃機関のた
めのバルブであって、合金の構造と寸法を安定させて粒
間腐食を打ち消す目的でその部材が動作温度よりも高い
温度で機械的な加工と時効にかけられるものを記述す
る。
DK−Ｂ−165125は、13−17％のCr、２−６％のAl、0.
1−８％のMo、1.5−3.5％のＢ、0.5−３％のTi、４−７
％のCoおよび残部Niを含む高温耐食性表面合金を有する
内燃機関のために排気バルブについて記述している。
内燃機関の排気バルブのための他の多くの表面合金
が、ロンドンの海洋機関士の専門学校からの1990年に出
版された「重燃料操作のためのディーゼルエンジン燃焼
室の材料」の本の「現在のバルブ材料を用いた操作経験
についの論評」という記事から知られている。
バルブの既知の表面仕上げの目的は、とりわけ、重油
燃料ディーゼルエンジンのおける非常に腐食性の環境に
よって材料が腐食しないように部材の表面に優れた高温
耐食性を提供し、シート領域の場合はへこみマークが形
成されないように高硬度の表面を提供することであり、
同時に、堆積された材料が材料内に低温割れの形成を起
こさないように高い延性を有すべきである。
既知のバルブ合金において、表面の硬度は、主として
合金の基本的な母相中で炭化物ネットワーク、硼化物及
び／又はNi3Al（γ′）、μ相、σ相又はラーベス相の
ような金属間化合物の析出によって、および溶解硬化に
よって提供されてきた。既知の溶接された表面合金は、
以下の溶接する部材の冷却において溶接材料中の低温割
れにさらされ、つまり、割れが直接的に溶接の終わりに
存在する。低温割れは廃棄か溶接された表面による部材
の修理のどちらかを必要とする。既知のホウ素含有合金
は非常に延性が低いので、低温割れの問題はこれらの既
知の表面合金で特に著しい。ここでＢは合金の硬度と耐
磨耗性を増加させる目的で、硼化物の析出させるため使
用される。
鋳造部材の場合、特に重油燃料燃焼物からの硫黄とバ
ナジウムを含む環境において良好な高温耐腐食性を達成
するため、50％Cr50％Ni型合金又は48−52％のCr、1.4
−1.7％のNb、最大0.1％のＣ、最大0.16％のNi、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及び残部Niから成るIN 657型合金の使用が知られ
ている。
鋳造後、合金はニッケルリッチγ相とクロムリッチα
相を包含するが、両方の相は、合金の正確な分析に依存
して、主要な樹枝状晶構造を構成するかもしれない。こ
れらの合金は700℃を超える運転温度で時効硬化し、室
温で４％未満の延性で特徴付けられる脆化を生じる。こ
れらの比較的乏しい強度特性のために、合金は、強度に
関して特別な要求の無い鋳造部材として排他的に使用さ
れている。
EP−Ａ−0529208は、車のエンジンのバルブ上のバル
ブシート部で溶接するためのクロム基の硬化肉盛合金に
ついて記述している。合金は30−48％のNi、1.5−15％
のタングステン及び／又は1.0−6.5％のモリブデン、及
び残部が少なくとも40％のCrを含む。溶接はレーザービ
ーム溶接によって行われ、固化したクロム含有α相の冷
却の際、ニッケル含有相が析出する。タングステンとモ
リブデンは合金の溶解促進効果を有し、その強度にきわ
めて貢献する。炭化物の形成で硬度を増加させるため
に、0.3−2.0％の量でＣを加えることができ、硼化クロ
ムの形成で硬度を増加させるために、0.1−1.5％の量で
Ｂを加えることができる。炭化物と硼化物と同様に硬度
を増加させる金属間化合物を形成するために1.0−4.0％
の量でNbを加えることができる。従って合金の硬化は、
合金のクロム含有の基母相中に炭化物ネットワーク、硼
化物及び／又は金属間化合物の析出により、及び上記合
金の溶解硬化により、溶接によって即時に生み出され
る。その結果、溶接過程と直接的に結びついた割れを避
けるために、レーザービーム溶接のようなかなりの注意
と特別な溶接方法が適用されなければならない。大きい
海洋エンジンのためのシリンダ部材のような大きい部材
の溶接は、例えばバルブが300−500mmのディスク直径を
持っているかもしれないが、この既知の合金では商業的
にほとんど実行可能でない。
発明の開示 本発明の目的は、内燃機関の動作室における環境での
熱間腐食に対する高い抵抗を有し、同時に溶接に関して
割れの危険性が既知の合金よりも実質的に低くその結果
適度に高い溶融速度をもった溶接方法を商業的ベースで
大きな部材に合金を溶接するために使用することができ
る、シリンダ部材と表面合金を提供することである。
この目的の観点から、本発明によるシリンダ部材は、
溶接表面合金の析出硬化機構は固体状態の相変態に基づ
くこと、析出硬機構を活性化する温度は合金の操作温度
より高いこと、及び析出硬化機構は非常にゆっくり起こ
るので合金は実質的にはシリンダ部材上で溶接によって
硬化するのではなく析出硬化機構のための活性化温度よ
り高い温度で引き続き行われる熱処理の間に硬化するこ
と、において特徴付けられる。
溶接された表面合金の固化の後に材料の熱処理を通し
て固体状態の相変態によって合金の硬化を主として誘発
することによって、所望の硬度は固化の間に既知の合金
においてより実質的に少ない共晶と硬化相の析出で達成
される。これは、熱間ひび割れを防止する主要な樹枝状
の析出物との互いの結合を強化する。
ゆっくり起こる硬化機構は以下に詳細が述べられるよ
うに合金が応力緩和された後引き続いて行われる熱処理
で合金の硬度を増加させるので、溶接の後に直接的に生
じる冷間割れが防止される。終了した機械的な加工の後
に部材が熱処理されるまで、溶接された表面合金は例え
ば、25％の高い延性を保有し、これにより合金の降伏応
力に相当する溶接後の残留応力が割れを発生させるのを
防止する。また、ここに言及された型の表面合金の降伏
応力は、まさしく応力緩和を達成するための温度が増加
するのと同様に、合金の硬度の増加に従って増大する。
硬化機構のための活性化温度に加熱している間、溶接さ
れたまだ非常に延性がある合金は応力緩和によって残留
応力を解放する温度レベルにさらされるようになる。硬
化の前の合金の低硬度は迅速かつ低温で応力を軽減させ
る。
固体状態の相変態を達成するために、合金の組成は、
選択された分析値の周りの領域で相図において描かれた
合金の主要素が、例えばある相領域はBCC（体心立方）
の結晶格子形態を含み、他はBCCといわゆるFCC形態（面
心立方）との混合物を含む、２つの異なる相領域間の平
衡状態のための斜めの分割線を示すように選ばれなけれ
ばならない。他の例としては、相互に外れた側長を有す
る２つのFCC形態に言及される。また、溶融池の急速な
固化とその後の合金の冷却はそれ自身を平衡状態に調整
する時間を有しない。すなわち合金が１つの相の非常に
大きすぎる割合を有するであろう平衡状態に関して判断
される。その後の硬化温度を超える温度での加熱のとき
に、十分に表されていない相は過度に表される相中に点
析出されるだろう。それは結晶のゆがみを伴う内部応力
を生みだし転位が結晶粒子を通じて移動するのを妨げ、
それによって合金は高硬度を達成する。ある相から他の
相への変態は合金成分の拡散を通じて起こり、それは極
めて小さな点析出が生じ、それは非常に細かく分散され
ているため得られる合金が非常に均一な微小硬度を有す
る。そのような固体状態の相変態がそれ自身他の合金か
ら知られているが、本発明の重要な特徴は以下のようで
ある。表面合金の選択された分析値により、変態は非常
に長く起こるのでちょうど溶接された材料が硬化温度よ
り低く冷却されるまで、それは経過時間において活性化
しない。溶接された材料が硬化するまで高い延性を保持
するので、シリンダ部材は問題無く最終的な形状へ機械
加工にさらされ、その後硬化が達成される。
シリンダ部材には、好ましくは、溶接中主としてオー
ステナイト相で固化しその一部が析出硬化機構のための
活性化温度より高い温度でフェライト相に変態する表面
合金が用いられている。オーステナイトFCC形態中にフ
ェライトBCC形態のこの析出を起こさせることは高硬度
を達成できる利点があり、この析出は２成分系Cr−Ni相
図がオーステナイト系のニッケルリッチ相とよりクロム
リッチ相領域との間に特有のわずかにＳ型の分割線を有
するように、通常ニッケルとクロムとを含む表面合金に
関して特に適している。
合金の析出硬化のための活性化温度は、550〜1100℃
の間隔、好ましくは700〜850℃の間隔が適切であり、同
時に析出硬化機構の活性化は前記活性化温度が40秒を超
える、適切には20分を超えることを必要とする。そのよ
うな硬化機構を伴う、シリンダ部材の表面合金は、部材
の製造のために溶融速度を有利に高くする溶接方法と大
きな２ストローク・クロスヘッドエンジンのシリンダ部
材において生じる操作温度とに特に適用される。もしシ
リンダ部材が、より小さいエンジンで使用されるなら、
他の温度レベルが選ばれるかもしれない。
好ましくは、重量％で表現され、一般的に生じる不純
物を除いて、シリンダ部材の表面合金は、40から51％の
Cr、０から0.1％のＣ、1.0％未満のSi、０から5.0％のM
n、1.0％未満のMo、0.05から0.5％未満のＢ、０から1.0
％のAl、０から1.5％のTi、０から0.2％のZr、0.5から
3.0％のNb、最大5.0％のCoとFeの集合量、最大0.2％の
Ｏ、最大0.3％のＮ及び残部Niを有する。
多量のCrは良く知られた方法で関連した操作環境下で
ニッケル合金の腐食特性を促進する。溶接された合金
は、500〜700℃の操作温度において、シリンダ部材上の
既知の硬化肉盛より良好な腐食特性と高い硬度を有し、
上記鋳造ニッケル合金より良好な機械特性を有する。Cr
量のための言及された間隔を外れると、低Cr間隔の限界
に達しないときは活性化温度が低くなり過ぎ、もし高Cr
間隔の限界を超えるならば、合金の凝固の間隔が増大
し、フェライトが固くて脆い相内に析出するかもしれず
好ましくない延性の低下をもたらすので、固相変態は適
切な方法で達成されることができない。他の合金組成の
量は、２つの関連相の間の相図における分割線の正確な
位置決めを決定し、それは他の合金組成が知られている
時硬化のための望ましい活性化温度を達成するためのテ
ストによって、きめ細かくCrの最適な量を調整すること
ができることを意味する。
Ｂ量は驚いたことに高いCr量を有するニッケル合金の
溶接性に決定的であることが判明した。既に0.05％のよ
うな少量で、Ｂは、溶液の固化をセル状固化から樹枝状
固化に変化させ、樹枝状の枝が結合し構造上の組成物の
幾何学的なからみ合いを生じ、より拡張した平面フィル
ム層が最終的な融液中で固化するのを妨げる。従って、
Ｂの量は溶接での熱間割れに対する合金の高抵抗性に実
質的に寄与する。Ｂは主としてγ相とα相に不溶で、固
化物が多くの硼化物を伴う共晶を含んでいることが考え
られる。0.5％及びそれ以上のＢ量で、共晶及び関連し
た硼化物の量は、望ましい延性の合金に対して破壊的な
レベルまで増加する。多量のＢは良く知られた好ましく
ない低融点の強度の小さい共晶の析出を又引き起こすか
もしれない。
Nbは、固相変態が薄層状の（lamellar）析出よりむし
ろ球形の析出を起こさせるのに影響を及ぼす。それは熱
処理の後に存在している合金の延性を増加させる。これ
は操作の間に機械的な影響にさらされているシリンダ部
材に特に重要である。Ta、TiおよびZrで対応する効果を
達成することができるが、Taは非常に高価で、1.5％以
上のTiは溶接で合金を部分的に硬くしもろくする金属間
化合物の析出を引き起こすかもしれず、0.2％を超えるZ
rの量は溶接で熱間ひび割れをもたらすかもしれない。
1.0％未満のモリブデンの量は、合金により大きな張
力を与える溶解助長効果でオーステナイト系相を強化す
るのに寄与するかもしれない。
Si、MnおよびAlは溶接で脱酸効果を有し、それゆえ溶
接欠陥を避けるために溶接で使用されるフィラー材料中
の成分として好ましい。脱酸剤のいくらかが溶接で焼失
するけれども、それの一部が完成した合金に残るだろ
う。SiはＢの望ましい効果を減少させ、それより大きい
量の添加を必要とするので、１％未満にSiを制限するこ
とが望ましい。Mnは全く効果的な脱酸剤ではなく、完成
した合金で活性成分を希釈しないように最大５％に量を
制限するのが望ましい。１％を超えるAl量は、溶接過程
の間既にニッケルマトリックスの硬度を増加させる金属
間化合物相Ni3Alの望ましくない析出を引き起こすかも
しれない。
Ｃは商業上の合金の中の一般的な不純物であり、Ｃを
完全に取り除くのは費用がかある。Ｃ量は、炭化物形成
を避けるか、または抑えるために最大の0.1％に制限さ
れるべきである。ＯとＮは通常周囲の空気から合金に堆
積されるが、それらは望ましい特性に貢献しない。
CoとFeはまた最大の５％の集合含有量に制限する必要
がある不純物である。
本発明は、また、重量％で表現され一般的に生じる不
純物を除いて40から51％のCr、０から0.1％のＣ、1.0％
未満のSi、０から5.0％のMn、1.0％未満のMo、0.05から
0.5％未満のＢ、０から1.0％のAl、０から1.5％のTi、
０から0.2％のZr、0.5から3.0％のNb、最大5.0％のCoと
Feの集合含有量、最大0.2％のＯ、最大0.3％のＮ及び残
部Niを有するものとして本発明によって特徴付けられる
ニッケル基表面合金に関する。上述したように、この合
金は、非常に良好な高温の耐食性によって及び割れのい
かなる危険も無く溶接可能であることによって及び保護
表面及び／又は硬化表面として機械的な負荷部材上で合
金の使用を可能とする延性の保持を伴って高硬度に例え
ば650−800℃の温度で熱処理され得ることによって区別
される。合金の特性への個々の成分の影響については上
述した通りである。
直ちに溶接する合金の高い延性を確実にするために、
Alの含有量が好ましくは最大0.1％であり、Tiの含有量
が好ましくは最大0.1％である。AlとTiのそのような少
ない量は溶接間の硬度増加につながる析出、すなわち延
性低下金属間化合物相Ni3Al（Ti）を抑制する。
合金のCr含有量は45から50％の間隔が適している。最
小45％のCr含有量は、析出硬化機構がより制御された方
法及びより高い活性化温度で起こるという利点を提供
し、それは部分的に、溶接で合金が活性化温度以下に直
ちに冷却され、部分的に、引き続く最終的な幾何学形状
への部材の機械加工が主として機械による部材の加熱を
考慮することなく行い得ることを意味する。50％の上限
は硬く脆い主要なフェライト相の形成に対して、適切な
確実性を提供する。
好ましい実施例では、合金は0.15から0.40％のＢ、好
ましくは最大0.25％のＢを含む。0.4％のＢの上限は、
合金が固化する時硬度増加硼化物が多すぎる量析出しな
いという適切な確実性を提供し、0.15％の下限は、部材
の基本となる材料への溶接金属の希釈化でホウ素量が局
部領域で非常に低いため高温割れが容易に生じ得ること
を確実にする。合金中に望ましい樹枝状組織を作り出す
ホウ素の能力は合金中のCrの量の低下につれて減少す
る。従って45％未満のCr含有量では、Ｂ量は0.20〜0.30
％が好ましい。0.25％の好ましい上限は少なくとも45％
のCrを有する合金において適切である。
合金内への多量のＢの混入を避けるために、溶接金属
内のSiの量は好ましくは最大0.03％であり、そして、上
述したように、Mnの量は希釈効果を有するので、Mn量は
適切には最大0.5％に制限される。同じ理由から、最大
0.5％のMoの量、及び／又は最大1.0％のCoとFeの集合量
及び最大0.02％のＯ及び最大0.02％のＮが好ましい。
球状の析出を伴って起こる硬化機構における有利な変
化は、もしNbの量が最少1.0％なら強化され、高いNbの
量は通常実質的に合金の特性を改良しないので、経済上
の理由から、比較的費用のかかるNbの量は2.0％に限定
されるのが適切である。溶接における高温割れの危険性
は、合金に最大の0.02％のZrを組み込むことによって、
適切に制限されるかもしれない。
ここで、本発明の合金の例は、以下に図面を参照して
詳細に記述されるだろう。
図面の簡単な説明 図１は２成分Cr−Ni系のための相図を示し； 図２と図10は48％Cr及び残部Niの参照合金の浸透液テ
ストの写真及び研摩され磨かれた試料の500倍に拡大さ
れた写真であり； 図３−６及び図11−14は合金の溶接性へのホウ素の影
響を示す対応写真であり； 図７−９及び図15−17は合金の溶接性へのシリコンの
影響を示す対応写真であり； 図18及び24は43％Cr及び残部Niの参照合金の対応する
写真であり； 図19−23及び25−29はこの合金の溶接性へのホウ素の
影響を示す対応写真であり； 図30−32は本発明による３つの合金の研摩され磨かれ
た試料の1000倍に拡大された写真である。
発明を実施するための最良の形式 図１で示される２成分相図は平衡相のγとγ＋αの間
の僅かにＳ型の分割線を示す。分割線は約1345℃の温度
でCr約47％の点から始まり、そして500℃の温度で約38
％のCrの点へ下方に斜めに広がる。上記領域でNi−Cr合
金が溶接されると、溶融池の固化とその後の冷却が非常
に急速に起こるので主としてオーステナイトニッケル相
γが形成される。その後の硬化では、フェライト型α相
は非常に細かく分散された球形の析出物としてニッケル
相内に析出するだろう。さらなる合金組成を有する合金
のために、分割線の正確な位置はすべての合金の組成の
型と量に依存する。
合金の溶接性が本発明の実質的な特徴であるので、Ｂ
及び、Siによって例示された脱酸成分の添加によってど
のように溶接性が影響されるかを調べるために多くのテ
ストがなされた。直径135mm、厚さ35mmの非合金鋼ディ
スクでプラズマ転移アーク溶接（Plasma Transferred A
rc Welding）を用いてテストが実行された。溶接パラメ
ーターは30Vのアーク電圧と160Aの電流強度であった。
溶接速度は60mm/分、溶融速度は1.6kg/時間であった。
溶接された部材は、赤に着色されている浸透液でコーテ
ィングされ、その浸透液はその部材の拭き取り後溶接さ
れた材料中のひび割れ中に残り、それはひび割れのため
の目視チェックを可能とする。試料は各々の部材から採
取され、顕微鏡で写真を撮れる程度まで研摩され磨かれ
た。テストの結果は図面で示される。
高いCr量を有するニッケル合金は熱間割れの高い危険
性により溶接が非常に困難であると考えられてきてお
り、それは２つの参照テストで確かめられた。図２と11
で、熱間割れによる良く知られた強い割れが見られる。
図10と24は、固化が結晶粒子の間に暗く拡張した平面フ
ィルム層を伴い多孔質的に（cellularly）に起こること
を示している。
熱間割れへのホウ素の顕著な影響は図３−６、図19−
23から見られる。48％Cr、及びそれぞれ0.06％、0.12
％、0.23％及び0.40％のＢ含有量の合金において、0.06
％のＢ量の添加で長い高温割れは既に消失し、04％のＢ
の試料は完全に割れがないことが分かる。43％のCr及び
それぞれ015％、0.2％、0.3％、0.4％及び0.5％のＢの
含有量の合金により、0.15％のＢで高温割れの急激な減
少を示すが、高温割れは0.2％のＢで完全に消失するこ
とが示される。以上により、Cr量が低い時合金はより多
くのＢの量を有していなければならないことを意味して
いる。図11−14は、Ｂが樹枝状組織の中で合金を固化さ
せるのを示す。同様の効果は図25で示されるが、図26に
おいてのみ十分に達成される。
図７−９と図15−17は、それぞれ0.09％、0.17％、及
び0.33％の量のSiの添加と、それぞれ0.06％、0.11％及
び0.21％のＢの連関した量を有する合金を示す。SiはＢ
の樹枝状凝固組織を生みだす能力を減少させることが分
かる。
実施例 実施例1: 以下の分析値、48.6％のCr、1.5％のNb、0.67％のM
n、0.39％のSi、0.1％のＢ、0.012％のＣおよび残部Ni
を有する本発明による合金が用意された。合金は上述の
ような方法で部材に溶接され、２個の溶接ビートのみが
互いの頂部で適用された。溶接の後にいかなるひび割れ
も観測することはできなかった。溶接の後に、20℃にお
ける合金の硬度が200 HV20まで測定された。次に、部
材が700℃の温度で72時間熱処理された。熱処理後、ど
ちらもひび割れは観測することができなかった。測定方
法HBW 3000/15/10によって、合金の硬度は20℃におけ
る511 HV20と460 HBW、及び500℃における415 HBWま
で測定された。それによれば、合金が高温で極めて有利
で、高い硬度を保有するのを示す。試料は通常の方法で
切断され、研摩され、磨かれた。図30に合金の写真を示
し、それによれば、すぐに、硬化合金の構造が非常に細
かく、個々の構造上の成分が強力な倍率にもかかわらず
をほとんど区別することができないことが分かる。
実施例2: 対応するテストが以下の分析値、:48.6％のCr、0.5％
Nb、0.67％のMn、039％のSi、0.1％のＢ、0.012％の
Ｃ、0.24％のCo＋Feおよび残部Niの合金において上述の
ようになされた。熱処理の前、熱処理の後のどちらもひ
び割れは観測されなかった。熱処理前、硬度は220 HV2
0まで測定され、熱処理後20℃において551 HV20と460
HBWまで、及び500℃において415 HBWまで測定され
た。合金の写真が図31に示される。
実施例3: 対応するテストが以下の分析値48.6％のCr、1.5％のN
b、0.67％のMn、0.39％のSi、0.1％のＢ、0.012％の
Ｃ、0.24％のCo＋Feおよび残部Niの合金について上述し
たようになされた。熱処理の前、熱処理の後のどちらも
ひび割れは観測されなかった。熱処理前、硬度は210 H
V20まで測定され、熱処理後20℃で467 HV20と451 HBW
まで、及び500℃で401 HBWまで測定された。合金の写
真が図32に示される。
例は、溶接後の合金の非常に低い硬度とその結果の高
い延性、及び硬化での割れを生じることなく、硬度の増
加を示す。合金は、エンジンの内部の燃焼室での環境と
接触する表面の腐食保護的な表面として溶接され得る。
さらに、高温の硬度がとても高いので、本発明による合
金はバルブシート部分のための溶接された硬化肉盛合金
として非常に適している。
上記の記述においては、本発明による合金の成分は全
て重量％で述べられる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ Ｆ０２Ｆ 1/00 Ｆ０２Ｆ 1/00 Ｄ (56)参考文献 特開 昭59−100248（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−311386（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−271841（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−358054（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−287736（ＪＰ，Ａ) 特開 昭64−52050（ＪＰ，Ａ) 特表 平９−509984（ＪＰ，Ａ) 特表 平６−504830（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) B23K 35/30 C22C 19/05 C22C 4/00 - 4/16

Claims (14)

    (57)【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】内燃機関における、バルブ、シート部分、
    ピストン又はシリンダーライナーのようなシリンダ部材
    でありその部材には溶接された高温耐食性のニッケル基
    又はクロム基表面硬化処理用合金が用いられ、該表面硬
    化処理用合金の硬度は析出硬化機構によって増加される
    シリンダ部材であって、 重量％で表現され、一般的に生じる不純物を除いてシリ
    ンダ部材の表面硬化処理用合金が40から51％のCr、０か
    ら0.1％のＣ、０から1.0％未満のSi、０から5.0％のM
    n、0.05から0.5％未満のＢ、０から1.0％のAl、０から
    1.5％のTi、０から0.2％のZr、0.5から3.0％のNb、Coと
    Feとの集合含有量が最大5.0％、最大0.2％のＯ、最大0.
    3％のＮ及び残部Niを含み、 前記溶接表面硬化処理用合金における析出硬化機構が、
    ある結晶格子形態から他の結晶格子形態までの変化が該
    合金中で起こる固体状態の相変態に基づくものであり、 前記析出硬化機構を活性化する温度が、操作中の機関に
    おけるシリンダ部材上の該合金の温度より上であり、 前記析出硬化機構が、溶接に引き続く析出硬化機構のた
    めの活性化温度より高い温度で熱処理する間に該合金が
    硬化するように作用する、 ことによって特徴付けられるシリンダ部材。
  2. 【請求項２】溶接の際、表面硬化処理用合金が少なくと
    もオーステナイト系相（γ）で固化し、その一部が析出
    硬化機構のための活性化温度より高い温度でフェライト
    系相（α）に変態することによって特徴付けられる請求
    項１のシリンダ部材。
  3. 【請求項３】合金の析出硬化のための活性化温度が550
    から1100℃までの間隔にあり、析出硬化機構の活性化
    が、40秒を超える時間、上記活性化温度を上回ることを
    必要とすることによって特徴付けられる請求項１又は２
    のシリンダ部材。
  4. 【請求項４】合金の析出硬化のための活性化温度が700
    から850℃までの間隔にあり、析出硬化機構の活性化
    が、20分を超える時間、上記活性化温度を上回ることを
    必要とすることによって特徴付けられる請求項３のシリ
    ンダ部材。
  5. 【請求項５】重量％で表現され、一般的に生じる不純物
    を除いてニッケル基表面硬化処理用合金が40から51％の
    Cr、０から0.1％のＣ、０から1.0％未満のSi、０から5.
    0％のMn、0.05から0.5％未満のＢ、０から1.0％のAl、
    ０から1.5％のTi、０から0.2％のZr、0.5から3.0％のN
    b、CoとFeとの集合含有量が最大5.0％、最大0.2％の
    Ｏ、最大0.3％のＮ及び残部Niを含むことによって特徴
    付けられるニッケル基表面硬化処理用合金。
  6. 【請求項６】Alの含有量は最大0.1％であり、Tiの含有
    量は最大0.1％であることによって特徴付けられる請求
    項５の表面硬化処理用合金。
  7. 【請求項７】合金が45から50％のCrを含むことによって
    特徴付けられる請求項５又は６の表面硬化処理用合金。
  8. 【請求項８】合金が0.15から0.40％のＢを含むことによ
    って特徴付けられる請求項５乃至７のいずれかの表面硬
    化処理用合金。
  9. 【請求項９】合金が最大0.25％のＢを含むことによって
    特徴付けられる請求項８の表面硬化処理用合金。
  10. 【請求項１０】合金が最大0.03％のSi及び最大0.5％のM
    nを含むことによって特徴付けられる請求項５乃至９の
    いずれかの表面硬化処理用合金。
  11. 【請求項１１】合金が最大0.5％のMoを含むことによっ
    て特徴付けられる請求項５乃至10のいずれかの表面硬化
    処理用合金。
  12. 【請求項１２】合金が1.0から2.0％のNb及び最大0.02％
    のZrを含むことによって特徴付けられる請求項５乃至11
    のいずれかの表面硬化処理用合金。
  13. 【請求項１３】合金のCoとFeとの集合含有量が最大1.0
    ％であり、及び合金が最大0.02％のＯと0.02％のＮを含
    むことによって特徴付けられる請求項５乃至12のいずれ
    かの表面硬化処理用合金。
  14. 【請求項１４】２ストローク内燃機関において排気バル
    ブのようなシリンダ部材に溶接するために使われること
    によって特徴付けられる請求項５乃至13のいずれかの表
    面硬化処理用合金。
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