JP6638308B2

JP6638308B2 - 大型船舶用エンジン排気バルブ及びその製造方法

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Publication number: JP6638308B2
Application number: JP2015203272A
Authority: JP
Inventors: 修平川口; 孝一宇野; 元嗣大▲崎▼
Original assignee: Daido Steel Co Ltd
Current assignee: Daido Steel Co Ltd
Priority date: 2015-01-26
Filing date: 2015-10-14
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Description

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及びその製造方法に関し、特に、Ｎｉ−Ｃｒ−Ａｌ系のＮｉ基時効析出型の合金からなる大型船舶用エンジン排気バルブ及びその製造方法に関する。

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する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−Ｃｒ−Ａｌ系のＮｉ基合金や、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）。

ところで、ディーゼルエンジンの排気バルブにおいて、その触火面及びシート面を含む傘部では高温環境下での耐腐食性や耐摩耗性といった高い靱性を要求される。他方、軸部ではエンジンへの組み込みのための一定の機械加工性、すなわち、あまり靱性を高くしないことが好ましいとされる。そのため、上記したような高合金を傘部にのみ用いたハイブリッド型のエンジンバルブが提案されている。その一方で、製造性を考慮すると、軸部及び傘部を一体に形成した一体型排気バルブが有利であり、軸部及び傘部で機械的性質をそれぞれ調整した傾斜材料型の一体型排気バルブも提案されている。

例えば、特許文献１では、ディーゼルエンジン用の排気バルブとして、２０％程度のＣｒを含有するＮｉｍｏｎｉｃ８０ＡよりもＣｒ量の高く高温耐腐食性に優れるＮｉ−Ｃｒ−Ａｌ系合金を用いて、傘部のフェイス面に冷間加工を施して機械強度を部分的に高めた一体型排気バルブを開示している。詳細には、成分組成において、重量％で、Ｃ：≦０．１％、Ｓｉ：≦１．０％、Ｍｎ：≦１．０％、Ｃｒ：２５超〜３２％、Ｔｉ：２．０超〜３．０％、Ａｌ：１．０〜２．０％、Ｃｏ：１２〜２０％を含むＮｉ基の合金を用い、排気バルブの概形を得た後、傘部のフェイス面に冷間加工を施して機械強度を部分的に高めている。

また、特許文献２では、小型船舶や発電機に用いられる中高速型ディーゼルエンジン用の排気バルブとして、機械強度を必要とされる部位の強度を肉盛り溶接によって部分的に高めた一体型排気バルブを開示している。析出硬化型のＮｉ−Ｃｒ−Ａｌ系合金を用いて型入れ鍛造により傘部を形成し排気バルブの概形を得た後、これを機械強度（主として、硬さ）のピークを過ぎて軟化するまで、つまり、いわゆる過時効となるまで第１の加熱処理を施す。そして傘部のフェイス面に溝加工を行って、この上から肉盛り溶接を行った上で第２の加熱処理を施す。その結果、軸部は過時効となって硬さをピーク値よりも低下させるとともに、機械加工性を向上させるので、エンジン取付工程などの必要に応じた切削加工などが容易となる。一方で、フェイス面の肉盛り溶接部では高温における耐腐食性を第２の加熱処理によって付与させ得るので、シール性を高めることができる。

特開２０００−３２８１６３号公報特開２０１４−１６９６３１号公報

上記したように、軸部及び傘部一体の排気バルブにおいて、傘部に要求される機械強度をそのまま軸部に与えてしまうとエンジン取付工程などの必要に応じた軸部の加工に必要な加工性を確保することが難しくなる。また、部分的な冷間加工や溶接により、軸部及び傘部で機械的性質をそれぞれ調整しようとすると、その製造工程が複雑になりがちで製造コストを上昇させてしまう。

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、軸部及び傘部一体の排気バルブにおいて、より製造の容易な大型船舶用エンジン排気バルブ及びその製造方法を提供することにある。

本発明による大型船舶用エンジン排気バルブは、Ｎｉ−Ｃｒ−Ａｌ系のＮｉ基時効析出型の合金からなる軸部及び傘部一体の大型船舶用ディーゼルエンジンの排気バルブであって、ピーク機械強度を超えて時効し幅１５０ｎｍ以上のα−Ｃｒ相からなる層を含む層状組織と６００ＨＶ以下の硬さを全体として有することを特徴とする。

かかる発明によれば、大型船舶用エンジン排気バルブとして、軸部及び傘部一体の排気バルブでありながら、十分な機械強度を有する一方で、軸部における機械加工性を得られるのである。つまり、従来のＮｉｍｏｎｉｃ８０Ａによる排気バルブと同等以上の機械強度と、軸部の機械加工性を有するのである。

上記した発明において、前記合金は、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、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％以下で含み得て、残部を不可避的不純物及びＮｉとした成分組成を有することを特徴としてもよい。かかる発明によれば、従来のＮｉｍｏｎｉｃ８０Ａによる排気バルブと同等以上の機械強度と軸部の機械加工性とともに、耐高温腐食性なども得られる。

また、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、Ｎｉ−Ｃｒ−Ａｌ系のＮｉ基時効析出型の合金からなる軸部及び傘部一体の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、真空溶解により鋼塊を得る溶製工程と、前記鋼塊から鍛造加工用ビレットを得るビレッティング工程と、幅１５０ｎｍ以上のα−Ｃｒ相からなる層を含む層状組織を与えるようピーク機械強度を超えて時効熱処理する時効熱処理工程と、前記ビレットを軸部及び傘部一体で鍛造加工する工程と、α−Ｃｒ相からなる層の前記幅を維持しつつ６００ＨＶ以下の硬さを全体として与える調整熱処理工程と、を含み、前記溶製工程から前記時効熱処理工程までを少なくとも６００℃以上に維持しつつ行うことを特徴とする。

かかる発明によれば、軸部及び傘部一体の排気バルブでありながら、十分な機械強度を有する一方で、軸部における機械加工性を有する大型船舶用エンジン排気バルブを複雑な工程を含むことなく与えるのである。つまり、バルブの一部分の機械強度を改善させるための部分的な加工工程を含まず、従来のＮｉｍｏｎｉｃ８０Ａ並の機械強度と、軸部の機械加工性を与え得る。

上記した発明において、前記ビレッティング工程は、前記鋼塊を予圧延してから熱間で表面研削を行って、本圧延を行うことを特徴としてもよい。かかる発明によれば、製造中の割れを防止できるとともに、バルブの一部分の機械強度を改善させるための部分的な加工工程を含まず、従来のＮｉｍｏｎｉｃ８０Ａ並の機械強度と、軸部の機械加工性を与え得る。

上記した発明において、前記合金は、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、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％以下で含み得て、残部を不可避的不純物及びＮｉとした成分組成を有することを特徴としてもよい。かかる発明によれば、従来のＮｉｍｏｎｉｃ８０Ａによる排気バルブと同等以上の機械強度と軸部の機械加工性とともに、耐高温腐食性などを有する排気バルブを複雑な工程を含むことなく与えるのである。

上記した発明において、前記ビレッティング工程は、１１００℃以上かつ１０時間以上の均熱処理工程を最初に含むことを特徴としてもよい。さらに、上記した発明において、前記ビレッティング工程は８００℃以上に維持したまま行われることを特徴としてもよい。かかる発明によれば、ビレッティング工程での変形抵抗を過度に高くすることなく、ビレッティング中の割れを防止できるとともに、バルブの一部分の機械強度を改善させるための部分的な加工工程を含まず、従来のＮｉｍｏｎｉｃ８０Ａ並の機械強度と、軸部の機械加工性を与え得る。

さらに、大型船舶用エンジン排気バルブは、Ｎｉ−Ｃｒ−Ａｌ系のＮｉ基時効析出型の合金からなる軸部及び傘部一体の大型船舶用ディーゼルエンジンの排気バルブであって、上記した発明のうちの１つの製造方法によって得られ、ピーク機械強度を超えて時効され幅１５０ｎｍ以上のα−Ｃｒ相からなる層を含む層状組織と６００ＨＶ以下の硬さとを全体として有することを特徴とする。かかる発明によれば、割れを防止した製造工程によって得られるとともに、従来のＮｉｍｏｎｉｃ８０Ａによる排気バルブと同等以上の機械強度と、軸部の機械加工性を有するのである。

排気バルブの斜視図である。本発明による排気バルブの製造方法を示す工程図である。排気バルブの製造方法の一工程における鍛造材を示す側面図である。排気バルブの製造方法の一工程を示す断面図である。本発明による１つの実施例における排気バルブの成分分析値である。排気バルブの（ａ）引張り試験及び硬さ試験、（ｂ）高温引張り試験の結果である。本発明による１つの実施例における排気バルブの高温引張り試験の結果を示すグラフである。ピーク機械強度を示すときの断面組織写真である。排気バルブの高温硬さ試験の結果である。Ｎｉ−Ｃｒ−Ａｌ系のＮｉ基時効析出型の合金のＣＣＴ曲線である。

本発明の１つの実施例としてのディーゼルエンジン排気バルブについて、図１を用いて説明する。

図１に示すように、排気バルブ１は、耐高温腐食性に優れるＮｉ−Ｃｒ−Ａｌ系のＮｉ基時効析出合金からなり、棒状の軸部２の先端に傘部３を鍛造などで付与して一体形成した軸部及び傘部一体の船舶用ディーゼルエンジン排気バルブである。傘部３は、軸部２側の曲面からなるフェイス面４と、その反対側の触火面５とを備える。

特に、かかるＮｉ基時効析出合金は所定の時効熱処理によって結晶粒内にα−Ｃｒ相からなる層を含む層状の組織（ラメラ状組織）を与えるが、排気バルブ１においても全体として結晶粒内に幅１５０ｎｍ以上のα−Ｃｒ相からなる層を含む層状の組織が観察される。これについては後述する。なお、時効熱処理による機械強度のピークにおいて、α−Ｃｒ相からなる層の幅（厚さ）は１５０ｎｍ程度である。つまり、排気バルブ１は過時効状態にあって、硬さを６００ＨＶ以下にピーク強度から低下させており、軸部２についてはエンジンへの組み込み等のために必要とされる機械加工性を有している。その一方、加工性を確保しつつ、Ｎｉｍｏｎｉｃ８０Ａによる排気バルブと同等以上の機械強度を得られるのである。

Ｎｉ基時効析出合金の成分組成としては、Ｎｉ中に、質量％で、Ｃｒ:３２〜５０％、Ａl:０．５〜１０．０％、Ｆｅ：０．１〜２０．０％を含むものである。典型的には、Ｎｉ：５７％、Ｃｒ：３８％、Ｆｅ：≦０．５％、Ａｌ：３．８％を含むものである。かかる成分組成では、９３０℃以下の時効熱処理で結晶粒内にα−Ｃｒ相からなる層を含む層状組織を呈し、γ’相を析出・成長させて過時効としたときに、排気バルブとしての所定の機械強度を与え得る。

上記した成分組成のＮｉ基時効析出合金では、耐高温腐食性の指標となる耐Ｓアタック腐食減量において、例えば、Ｎｉｍｏｎｉｃ８０ＡやＩｎｃｏｎｅｌ７１８よりも小さく、Ｉｎｃｏｎｅｌ６２５と同等程度、耐Ｖアタック腐食減量はこれら３種のいずれの合金より小さい。また、耐Ｓアタック性、耐Ｖアタック性については硬さにほとんど依存しない。なお、機械強度や耐腐食性などを大きく阻害することなく、上記した成分組成には任意添加元素が含まれ得るが、これについては後述する。

次に、上記した排気バルブ１の製造方法について、図２乃至図４及び図１０を用いて説明する。

図２を参照すると、まず、真空誘導炉にて所定の成分組成のＮｉ基合金からなる鋼塊を溶製する（Ｓ０）。溶製後の鋼塊は温度を低下させる前に型抜きを行って、６００℃以上の温度を維持したまま搬送し圧延用の均熱炉に装入する。かかる温度の維持においては搬送作業を短時間とするようにしてもよい。また、例えば、型抜きを行った直後にセラミックファイバー等の耐火物からなるシート状や箱形の断熱材で鋼塊を覆って均熱炉までの搬送時に鋼塊表面の温度低下を抑制し、かかる温度を維持してもよい。

続いて鋼塊を必要に応じて分塊し、圧延によって鍛造加工用のビレットを作製する（Ｓ１）。特に、大型船舶用のディーゼルエンジンに用いられるような、例えば軸部の直径を６０ｍｍ以上とする排気バルブを得るため、ビレットの直径は１００ｍｍより大とする。

ビレッティング（Ｓ１）では、まず均熱炉で圧延のために均熱処理する（Ｓ１−１）。鈞熱処理では典型的には１１００℃以上×１０時間以上で加熱・保持する。好ましくは１１５０℃に加熱する。続いて、加熱・保持された鋼塊を予圧延する（Ｓ１−２）。予圧延では必要に応じて鋼塊を分塊して後述する本圧延より小さな加工量で圧延する。続いて、予圧延で生じた表面のキズを取り除くため、熱間で表面研削する（Ｓ１−３）。さらに、本圧延を行ってビレットを得る（Ｓ１−４）。ここで、予圧延（Ｓ１−２）、表面研削（Ｓ１−３）、本圧延（Ｓ１−４）のいずれにおいても鍛造終了温度以上の温度を維持する。鍛造終了温度は典型的には８００℃以上であり、好ましくは８５０℃である。かかる温度の維持において必要に応じて均熱炉で再加熱してもよい。また、温度の維持のため、例えば、セラミックファイバー等の断熱材で鋼塊や分塊後の鋼片の周囲を覆って圧延設備へ搬送したり、断熱材で覆ったまま圧延を行ったりして、圧延中の鋼塊や鋼片の表面の温度低下を抑制することもできる。

特に、図１０を併せて参照すると、溶製（Ｓ０）後に圧延用の均熱炉へ搬送する際に、６００℃（８７３Ｋ）以上の温度を維持することで表面部と内部との温度差を減じて鋼塊の割れを防止する。またこの溶製（Ｓ０）後の搬送においては鋼塊表面近傍においてγ’相を析出させ得るが、鋼塊全体として温度の低下を抑制することで、特に内部においてγ’相の析出を抑制する。また、ビレッティング（Ｓ１）においても、１１００℃（１３７３Ｋ）以上の均熱処理（Ｓ１−１）ではγ’相の析出を防止でき、さらに８００℃（１０７３Ｋ）以上の温度を維持した予圧延（Ｓ１−２）、表面研削（Ｓ１−３）、本圧延（Ｓ１−４）では鋼塊又は鋼片の内部のγ’相の析出を抑制できる。これにより、圧延中の変形抵抗を過度に高くせず、鋼塊又は鋼片の割れを抑制できる。また、上記した表面研削（Ｓ１−３）によるキズ取りによっても鋼塊又は鋼片の割れを防止してビレットを作製することができる。

続いて、作製されたビレットを時効熱処理するが、ビレットはそのまま空冷すると割れを発生させ易いため、直接、時効熱処理の温度に維持することが好ましい（Ｓ２）。すなわち、上記したように溶製工程（Ｓ０）からビレッティング工程（Ｓ１）で維持した６００℃以上の温度で、好ましくは圧延終了温度である８００℃以上の温度を維持したまま時効熱処理する。かかる時効熱処理工程（Ｓ２）では、時効析出合金における強化粒子（γ’相）の時効析出による機械強度のピーク（例えば、およそ７００ＨＶ程度の硬さに対応する。）を超えて、更に時効熱処理、すなわち過時効状態にする。そして、さらに後述する調整熱処理（Ｓ５）によってその硬さを６００ＨＶ以下にする。ここで、機械強度のピークにおいて断面観察される結晶粒内の組織は、幅１５０ｎｍ程度のα−Ｃｒ相からなる層を含む層状組織を有する。故に、これを超えて時効熱処理を行うと、α−Ｃｒ相の層の幅がより大きく成長する。かかる時効熱処理として、典型的には、８５０℃で１６時間程度の保持後、空冷するものである。

次いで、図３に示すように、段付き丸棒１’を典型的には加熱温度を１０５０℃として熱間鍛造（荒地鍛造）し作製する（Ｓ３）。段付き丸棒１’は、丸棒状の軸部２から連続的に径を増加させた接続部２ａを経て、その先端に軸部２よりも大きい径を有する加工部３’が与えられた棒状体である。段付き丸棒１’には必要に応じて機械加工を施しても良い。

次に、段付き丸棒１’を典型的には加熱温度を１０５０℃として型入れ鍛造加工し、加工部３’を変形させて傘部３を与え、軸部及び傘部一体の略バルブ形状に加工する（Ｓ４）。

詳細には、図４（ａ）に示すように、得ようとする排気バルブ１の傘部３のフェイス面４側の曲面に対応させた加工面９ａを有する鍛造金型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、軸部２を保持具１２により保持し、接続部２ａの少なくとも一部が鍛造金型９の加工面９ａに当接するまでこれを押し込む。そして、図４（ｂ）に示すように、加工部３’の端部を金敷１０に当接させ、段付き丸棒１’の軸線に沿って鍛造金型９を接近させて型入れ鍛造加工を行うと、傘部３を有するバルブ形状材が得られる。

次に、外部加熱炉にバルブ形状材を入れ、典型的には８００℃で２１時間保持し空冷する熱処理を行って組織調整、主として硬さを調整する調整熱処理を施す（Ｓ５）。かかる熱処理では、時効熱処理（過時効処理（Ｓ２））と合わせて、過時効に熱処理、すなわち、機械強度がピークを過ぎて所定の硬さになるまで軟化させる。このとき、時効熱処理（Ｓ２）で得られた幅１５０ｎｍ以上のα−Ｃｒ相からなる層を含む結晶粒内の層状組織は維持される。上記した所定の硬さは、６００ＨＶ以下であり、好ましくは３８０〜４３０ＨＶとすることで、Ｎｉｍｏｎｉｃ８０Ａによる排気バルブと同等以上の機械強度と機械加工性を与える。

調整熱処理（Ｓ５）では、これに先だって、炭化物や金属間化合物などの析出物を固溶させる固溶化処理を行うことが好ましい。典型的には、１０５０℃で１時間の保持後、水冷する。

［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を製造して行った評価試験について説明する。

図５に示す成分組成のＮｉ−Ｃｒ−Ａｌ系のＮｉ基時効析出合金の鋼塊を鋳込み、上記した製造方法により排気バルブ１を製造した。ここで調整熱処理（Ｓ５）では、調整熱処理（時効熱処理（Ｓ５））前に固溶化処理を予め施しておいた場合と施さなかった場合のそれぞれについて、さらに調整熱処理（時効熱処理（Ｓ５））では８００℃で１６時間保持した場合と、８００℃で２１時間保持した場合、合計４種類の熱処理履歴をそれぞれ与え、４種類の排気バルブ１を作製した（図６参照）。

評価試験では、それぞれの排気バルブ１の軸部２の端部（傘部３の反対側）近傍から長手方向に沿って引張試験片をそれぞれ切り出すとともに、後述する実施例１及び２においては傘部３の外周近傍から円周方向に沿って引張試験片を切り出し、常温での引張り試験を実施した。また、引っ張り試験片の肩部残材から硬さ試験片を切り出し、ブリネル硬さ、ビッカース硬さをそれぞれ測定した。ビッカース硬さ試験は、鏡面研磨した試験片の研磨面において、常温で５点を測定し、その平均値を測定値とした。これらの試験結果を図６（ａ）に示す。なお、図６の「処理条件」における「ＡＧ」は固溶化処理を行わずに時効熱処理（Ｓ５）をしたもの、「ＳＴ−ＡＧ」は固溶化処理を行って時効熱処理（Ｓ５）をしたものであって、「／１６」は時効熱処理（Ｓ５）の保持時間を１６時間、「／２１」は同２１時間としたものである。つまり、時効熱処理（Ｓ５）の保持時間は、実施例１及び２がともに２１時間、比較例１及び２がともに１６時間である。なお、後述するように、硬さ試験片の肩部残材による断面組織観察も行った。

ここで、Ｎｉｍｏｎｉｃ８０Ａでは、典型的には、０．２％耐力が８００Ｎ／ｍｍ^２以上、引張強さが１２００Ｎ／ｍｍ^２以上であるから、これを引張試験における０．２％耐力及び引張強さの目標値とした。また、軸部に必要とされる機械加工性を考慮すると、伸びが５％以上、絞りが５％以上であればよく、好ましくは伸びが７％以上、絞りが７％以上であり、これを目標値とした。なお、より好ましくは伸びが１５％以上、絞りが２５％以上である。また、硬さの目標値は、排気バルブの軸部としてより好ましい加工性を得るために、さらには傘部としての耐摩耗性を考慮して、３８０〜４３０ＨＶの範囲内とした。

図６（ａ）を参照すると、いずれの実施例においても、引張り試験の結果及び硬さ試験の結果は全て上記した目標値を満たした。つまり、上記した実施例においては、硬さを３８０〜４３０ＨＶの範囲内とできて、排気バルブの軸部として好ましい加工性を確保した上で、排気バルブとして必要とされる機械強度を得ることができる。

特に、時効熱処理（Ｓ５）において１６時間等温保持した実施例３及び４に対して、時効熱処理（Ｓ５）において２１時間保持した実施例１及び２では、それぞれ伸び及び絞りが大きく改善された。また、０．２％耐力及び引張り強度は多少低下したものの、目標値に対しては十分な余裕がある。

また、傘部３については軸部２よりも硬さが高い。つまり、実施例１の傘部３において硬さは３９７ＨＶであり、軸部２の３９０ＨＶよりも高く、実施例２の傘部３において硬さは４２５ＨＶであり軸部２の４１４ＨＶよりも高い。傘部３においては型入れ鍛造を行うため、硬さを高くできたと考えられる。

更に、調整熱処理（Ｓ５）の時効処理において２１時間等温保持して得られる２つの排気バルブ、すなわち実施例１及び２については、上記した引張試験片を切り出した軸部２の端部からさらに高温引張試験片を切り出し、高温引張り試験を実施した。かかる試験は、高温引張試験片を５００℃で２０分間保持してから荷重を加えて実施した。高温引張り試験の結果を図６（ｂ）に示す。

図６（ｂ）に図７を併せて参照すると、実施例１及び２のそれぞれは、同様の条件で試験したＮｉｍｏｎｉｃ８０Ａからなる排気バルブの試験結果のばらつきと同程度の範囲内にある。すなわちＮｉｍｏｎｉｃ８０Ａによる排気バルブと同等以上である。詳細には、Ｎｉｍｏｎｉｃ８０Ａによる排気バルブの０．２％耐力がおよそ７４０〜９１０Ｎ／ｍｍ^２で分布しているのに対し、実施例１及び２ではそれぞれ７５５Ｎ／ｍｍ^２及び９３６Ｎ／ｍｍ^２であり、同等以上であった。同様に、Ｎｉｍｏｎｉｃ８０Ａによる排気バルブの引張強さがおよそ１０４０〜１２４０Ｎ／ｍｍ^２程度で分布しているのに対し、実施例１及び２ではそれぞれ１０４８Ｎ／ｍｍ^２及び１２１３Ｎ／ｍｍ^２と同等であった。さらに、Ｎｉｍｏｎｉｃ８０Ａによる排気バルブの伸びが７〜２１％で分布しているのに対し、実施例１及び２ではそれぞれ２２％及び９％であり、同等以上であった。また、Ｎｉｍｏｎｉｃ８０Ａによる排気バルブの絞りが７〜３３％で分布しているのに対し、実施例１及び２では３４％及び９％であり、同等以上であった。つまり、実施例１及び２によれば、高温引張り強度においてもＮｉｍｏｎｉｃ８０Ａと同等以上であることが判る。

図８（ａ）及び（ｂ）には、上記した実施例の合金からなる排気バルブにおいてピーク機械強度に達したとき、すなわち、およそ７００ＨＶの硬さのときにおける断面組織のＳＥＭ観察写真を示した。なお、観察は、切断面を鏡面研磨後、１０％シュウ酸溶液でエッチングした面について行った。ここからわかるように、結晶粒内にはα−Ｃｒ相からなる層を含む層状組織が観察され、このα−Ｃｒ層の幅は１５０ｎｍ程度であった。つまり、上記した実施例では、いずれも幅１５０ｎｍ以上に成長したα−Ｃｒ相からなる層を含む結晶粒内の層状組織であり、いわゆる「過時効」の状態にある。

実施例２において、傘部３から硬さ試験片を切り出し、高温硬さ試験を行った。詳細には、傘部３のフェイス面近傍において複数の硬さ試験片を切り出し、排気バルブの使用環境を考慮し４００℃で１００時間の保持を行って空冷した後、図９に示すように、それぞれの試験温度に保持した試験片で硬さ試験を行った。比較としてＮｉｍｏｎｉｃ８０Ａによる排気バルブでも同様の硬さ試験を行った。実施例２において、各試験温度でＮｉｍｏｎｉｃ８０Ａと同等以上の高温硬さを得られ、大型船舶用エンジンで使用された後においても、Ｎｉｍｏｎｉｃ８０Ａと同等以上の高温硬さを得られるのである。

以上から、実施例１乃至４によれば、排気バルブ１の軸部２及び傘部３においてＮｉｍｏｎｉｃ８０Ａによる排気バルブと同等以上の機械強度を得られるとともに、軸部２を加工するのに必要とされる加工性を確保できる。また、実施例の合金は、Ｎｉｍｏｎｉｃ８０Ａ、Ｉｎｃｏｎｅｌ７１８、及びＩｎｃｏｎｅｌ６２５に比べ、耐Ｓアタック性及び耐Ｖアタック性において優れ、排気バルブとして必要とされる耐高温腐食性を十分に有する。すなわち、製造工程において、例えば傘部においてのみ硬さを高めるなどの部分的な加工を行うことなく、必要とされる機械強度及び耐高温腐食性を有する一体型の排気バルブを製造できる。つまり、製造の容易な大型船舶用エンジン排気バルブを得ることができる。

ところで、上記した評価試験を含む排気バルブ１に用いた合金とほぼ同等の耐高温腐食性や機械強度を与え維持し得る合金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。

Ｃｒは、α−Ｃｒ相を形成し硬さを高めるとともに結晶粒の粗大化を抑制すると考えられる。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。一方、Ｃｒは過剰に添加すると、鍛造抵抗を高めて鍛造加工が困難となる。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。

Ａｌは、Ｎｉ系金属間化合物でありＮｉ基時析出化合金における強化機構に寄与する時効硬化相であるγ’相を形成し、高温における機械強度を高め得る。また、一定の範囲内では、耐高温腐食性を高め得る。一方、γ’相の過剰な析出は脆化を促進させる。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。

Ｆｅは、Ｎｉの代替で添加されるが、α−Ｃｒ相とともに、γ相内部にγ’相が微細に析出した層状組織の析出を促進させ、過時効処理及び時効処理の時間を短縮させ得る。一方、Ｆｅの添加量が多すぎると、耐高温腐食性が低下する。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。

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。

Ｓｉは、Ａｌと同様に、高温における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、高温における耐腐食性を向上させる。一方、金属間化合物相の過剰な析出は脆化を引き起こす。そこで、Ｓｉは、質量％で、５％以下、好ましくは３．５％以下である。

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。

Ｃは、高温における耐腐食性に影響を与えるとともに、後述する所定の元素との間で炭化物を析出させ機械強度に影響を与え得る。ここでは、Ｃは、質量％で、０．１％以下である。

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。

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、高温における耐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。

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。

１排気バルブ
２軸部
３傘部

Claims

Ｎｉ−Ｃｒ−Ａｌ系のＮｉ基時効析出型の合金からなる軸部及び傘部一体の大型船舶用ディーゼルエンジンの排気バルブであって、ピーク機械強度を超えて時効され、γ相内部にγ’相の微細に析出した化合物層と、幅１５０ｎｍ以上で前記化合物層よりも小さい幅のα−Ｃｒ相からなる層と、のラメラ状の層状組織と６００ＨＶ以下の硬さとを全体として有することを特徴とする大型船舶用エンジン排気バルブ。
前記合金は、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、
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％以下で含み得て、残部を不可避的不純物及びＮｉとした成分組成を有することを特徴とする請求項１記載の大型船舶用エンジン排気バルブ。
Ｎｉ−Ｃｒ−Ａｌ系のＮｉ基時効析出型の合金からなる軸部及び傘部一体の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、
真空溶解により鋼塊を得る溶製工程と、
前記鋼塊から鍛造加工用ビレットを得るビレッティング工程と、
γ相内部にγ’相の微細に析出した化合物層と、幅１５０ｎｍ以上で前記化合物層よりも小さい幅のα−Ｃｒ相からなる層と、のラメラ状の層状組織を与えるようピーク機械強度を超えて時効熱処理する時効熱処理工程と、
前記ビレットを軸部及び傘部一体で鍛造加工する工程と、
α−Ｃｒ相からなる層の前記幅を維持しつつ６００ＨＶ以下の硬さを全体として与える調整熱処理工程と、を含み、
前記溶製工程から前記時効熱処理工程までを少なくとも６００℃以上に維持しつつ行う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。
前記ビレッティング工程は、前記鋼塊を予圧延してから熱間で表面研削を行って、本圧延を行うことを特徴とする請求項３記載の大型船舶用エンジン排気バルブの製造方法。
前記合金は、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、
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％以下で含み得て、残部を不可避的不純物及びＮｉとした成分組成を有することを特徴とする請求項３又は４に記載の大型船舶用エンジン排気バルブの製造方法。
前記ビレッティング工程は、
１１００℃以上かつ１０時間以上の均熱処理工程を最初に含むことを特徴とする請求項５記載の大型船舶用エンジン排気バルブの製造方法。
前記ビレッティング工程は８００℃以上に維持したまま行われることを特徴とする請求項５又は６に記載の大型船舶用エンジン排気バルブの製造方法。
Ｎｉ−Ｃｒ−Ａｌ系のＮｉ基時効析出型の合金からなる軸部及び傘部一体の大型船舶用ディーゼルエンジンの排気バルブであって、請求項３乃至７のうちの１つの製造方法によって得られ、ピーク機械強度を超えて時効され、γ相内部にγ’相の微細に析出した化合物層と、幅１５０ｎｍ以上で前記化合物層よりも小さい幅のα−Ｃｒ相からなる層と、のラメラ状の層状組織と６００ＨＶ以下の硬さとを全体として有することを特徴とする大型船舶用エンジン排気バルブ。