JPH074215A - 鉄−アルミニウム系材料からなる吸込み弁 - Google Patents

鉄−アルミニウム系材料からなる吸込み弁

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JPH074215A
JPH074215A JP5315264A JP31526493A JPH074215A JP H074215 A JPH074215 A JP H074215A JP 5315264 A JP5315264 A JP 5315264A JP 31526493 A JP31526493 A JP 31526493A JP H074215 A JPH074215 A JP H074215A
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Mohan Kurup
モハン・クルップ
Roger R Wills
ロジャー・アール・ウィルス
Mark F Scherer
マーク・エフ・シェレー
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Abstract

(57)【要約】 【目的】 鉄−アルミニウム系材料からなる軽量で高温
特性の改善された内燃機関用吸込み弁を提供する。 【構成】 下記の組成： ａ）７６.０５〜９０.１５重量％の鉄、 ｂ）９〜１３.３重量％のアルミニウム、 ｃ）０.０５〜０.３５重量％の炭素、 ｄ）０.５〜３重量％の耐熱性金属および／または０.３
〜１.５重量％のチタン、 からなる内燃機関用の吸込み弁。

Description

【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、内燃機関の吸込み弁の
製造、およびその製造における鉄−アルミニウム合金の
使用に関する。
【０００２】
【発明の背景】内燃機関の開発における最近の傾向は、
高速度で運転することができ、燃料経済性が高く、エン
ジン効率が良く、排出レベルが低いマルチバルブエンジ
ンの使用に向かっている。エンジンにおける速度制御装
置は、弁機構とピストン装置である。弁機構の不安定性
がエンジン速度を制限する。というのは、弁機構が不安
定なモードで運転された場合、弁機構の構成部品の破損
と過大な摩耗が生じるからである。特定の構造の弁機構
については、弁機構の構成部品の重量がこの不安定性の
主要な原因である。弁機構における最も重い可動部分
は、弁それ自体である。
【０００３】従って、弁の重量を小さくするのが望まし
い。それによって、弁機構の安定性が増大するのみなら
ず、弁機構を駆動するのに要するエンジン出力量が低減
し、燃料消費が改善される。弁の重量の低下による別の
利点は、従来よりも弁を早く開きそして遅く閉じる攻勢
的なカムプロフィールの使用が可能となることである。
これによって容積効率が改善され、ひいてはエンジン出
力が増大する。
【０００４】さらに、燃料経済性の増大は、弁の動きを
コントロールするように設計された弁ばねの負荷が比例
して低下することによって理解される。弁座への負荷に
よって生じる動的応力は弁の重量に比例し、従って軽量
な弁による低い接触応力によって弁座インサート材料の
摩耗が低減する。
【０００５】弁の重量を低下させるために最近行われて
いる手段は、細いステムや中空のステムを用いることに
よって弁の質量を低下させるか、あるいはバルブヘッド
から材料を除去することである。鉄−アルミニウム合金
の使用は、標準的なＳＡＥ１５４１鋼製の吸込み弁材料
から製造される中空のバルブステムの使用によって得ら
れる重量の節約と同等の効果があると見積もることがで
きる。
【０００６】
【従来の技術】鉄−アルミニウム系は、０〜５２原子％
アルミニウムの範囲で固溶体を形成する。室温において
は、アルミニウムが１８.５原子％（約１０重量％）未
満の合金は不規則構造のＢＣＣ型固溶体である。しか
し、アルミニウムが１８.５〜３５原子％（約１０〜１
８重量％）の合金はＤＯ3 型の規則構造を形成し、アル
ミニウムが約３５原子％を超える（約１８重量％を超え
る）合金は立方晶Ｂ２型の規則構造を形成する。２種の
広く用いられている吸込み弁材料は、冷間押出し加工と
温間ヘッディング加工を行うことのできる１５４１マル
テンサイト炭素−マンガン鋼と、ケイ素とクロムの含有
量の高いＳＩＬ−１材（シルクローム（Ｓilcrome））
である。これらの材料の組成は以下の通りである：
【０００７】１５４１合金は現在、自動車用吸込み弁の
市場では最も高いシェアをもっている。ＳＩＬ−１合金
は耐酸化性が良いなどの幾つかの特徴を有し、それらの
特徴は１５４１合金よりも優れている。ＳＩＬ−１合金
は高負荷の吸込み弁用、例えばトラックエンジンに広く
用いられている。
【０００８】特許第 3,582,323号明細書（Ｓawyer 他）
は、内燃機関の排気弁に有用な鉄−アルミニウム合金を
開示している。その合金はアルミニウムを３０〜５０原
子％、すなわち約１７.１〜３２.６重量％含む。アルミ
ニウムの好ましい範囲は３８〜４２原子％である。この
合金は主として、比較的脆い金属間化合物であるＦeＡl
を含有する。従ってこの合金は、内燃機関の吸込み弁の
製造に用いるには実用的ではないと考えられる。
【０００９】特許第 4,961,903号明細書（ＭcＫamey
他）は、ＤＯ3 型の鉄−アルミニウム合金を開示してい
る。この合金は２６〜３０原子％のアルミニウムを含
む。この合金の大部分はホウ素を含む。この合金は、改
良されたエネルギー腐食システムに用いるために開発さ
れた。その特許においては、この合金を内燃機関の吸込
み弁の製造に用いることについては何ら言及されていな
い。
【００１０】特許第 5,084,109号明細書（Ｓikka）も、
ＤＯ3 型の鉄−アルミニウム合金を開示している。この
合金は約２５〜３１原子％のアルミニウムを含む。その
特許は、鉄−アルミニウム合金の延性を改善するため
の、Ｂ２規則相の室温での焼入れを含む加工熱処理を開
示している。その特許には、この合金が構造材として有
用であることが記載されている。その特許においては、
この合金を内燃機関の吸込み弁の製造に用いることにつ
いては何ら言及されていない。
【００１１】特許第 2,172,023号明細書（Ｇat）は、ア
ルミニウム含有量が約８重量％（１５原子％）と比較的
低い鉄−アルミニウム合金を開示している。従ってこの
合金は不規則構造を有する。その特許は、粒界に沿う炭
化物の析出による有害な影響を強調していて、そしてモ
リブデン、タンタル、コロンビウム、チタンなどの炭化
物形成元素を使用して鉄−アルミニウム合金の全体に均
一に分布する微細な炭化物を形成させることを開示して
いる。
【００１２】
【発明の要約】本発明は、内燃機関の吸込み弁を製造す
る方法に関する。コイル材または棒材の鉄−アルミニウ
ム合金が提供される。この合金は、７６.０５〜９０.１
５重量％の鉄と、９〜１３.３重量％のアルミニウム
と、０.０５〜０.３５重量％の炭素と、０.５〜３重量
％の耐熱性金属元素と、この耐熱性金属元素とともに添
加するかまたはこれの代わりに添加する０.３〜１.５重
量％のチタンからなる。コイル材または棒材は８００°
〜２０００°Ｆの範囲の温度で約０.５〜２.２の真ひず
みで押出しされて、きのこ弁形の予備成形体にされる。
次いで、この予備成形体はヘッディング加工されて切削
加工前の形状にされるが、この間、予備成形体のヘッド
部は押出し温度よりも通常高い温度好ましくは１８００
°Ｆ〜２２００°Ｆの範囲に維持され、このヘッディン
グ加工は約１.４〜２.３の真ひずみで行われる。
【００１３】次いで予備成形体は、熱処理を行わずに所
望の外形寸法に研削され、次いでステムを窒化またはク
ロムめっきによって被覆する。
【００１４】焼入れ可能なステムまたはチップをバルブ
ステムに装着して、最終的な弁を形成してもよい。
【００１５】好ましい耐熱性元素は、モリブデン、バナ
ジウム、ニオブ、タングステン、タンタルからなる群か
ら選択される。
【００１６】本発明の一態様として、鉄−アルミニウム
合金は、重量に基づいて、１０％〜１１.５％のアルミ
ニウム、０.０７％〜０.２５％の炭素、０.３％〜１.５
％のチタン、０.５％〜０.８％のジルコニウム、および
残部の鉄からなる。
【００１７】本発明の別の態様として、鉄−アルミニウ
ム合金は、重量に基づいて、１０.５％〜１１.８％のア
ルミニウム、０.０７％〜０.３２％の炭素、０.８％〜
１.６％のバナジウム、および残部の鉄からなる。
【００１８】本発明はまた、上述の方法によって製造さ
れた吸込み弁に関する。
【００１９】本発明はまた、２ピースの吸込み弁に関
し、その弁の第１の部分は上述の方法によって製造され
たものであり、第２の部分は抵抗溶接または摩擦溶接に
よって第１の部分に溶接された焼入れ可能な鋼のチップ
またはステムからなる。
【００２０】
【好ましい態様の説明】本発明の上述のおよびその他の
態様は、添付図面を参照して以下の詳細な説明を考察す
ることによって当業者に明らかなものとなるだろう。
【００２１】本発明において、特に断らない限り、％表
示はすべて重量に基づく。温度は華氏温度である。以下
のデータも用いられる。
【００２２】硬度：この値はロックウェル（Ｒc）硬度
試験法を用いて得られる。
【００２３】真応力：真応力は、応力測定時における、
１０００ポンド単位での荷重（ｋ）を平方インチ単位で
の瞬間面積（in2）で割った値である。
【００２４】真ひずみ：真ひずみは、初期面積を瞬間面
積で割った対数値である。
【００２５】本発明の方法の第１工程は、圧延され切削
加工された状態の棒材またはコイル材を供給する工程で
ある。棒材またはコイル材は、所望により焼きなましさ
れてもよい。棒材またはコイル材の直径は公知の手順に
従って選択されるが、それは棒材またはコイル材の組
成、バルブステムとバルブヘッドの最終直径、ステムの
押出しに用いられる方法すなわち温間押出しか熱間押出
しか、などを考慮して選択される。
【００２６】本発明の棒材またはコイル材は鉄−アルミ
ニウム合金である。この合金は、広い範囲では、７６.
０５〜９０.１５重量％の鉄と、９〜１３.３重量％のア
ルミニウムと、０.０５〜０.３５重量％の炭素と、０.
５〜３重量％の耐熱性金属元素と、この耐熱性金属元素
とともに添加するかまたはこれの代わりに添加する０.
３〜１.５重量％のチタンからなる。
【００２７】より具体的には、本発明の合金の組成は以
下の通りである：成 分 重 量 ％ アルミニウム ９〜１３.３ 炭素 ０.０５〜０.３５ 耐熱性金属元素 ０.５〜３ ＊ チタン ０.３〜１.５ ＊ ジルコニウム ０〜１ マンガン ０〜１ ケイ素 ０〜０.８ クロム ０〜３ 鉄 残部 （＊：いずれか選択して、または同時に添加する） 好ましい耐熱性金属元素は、モリブデン、バナジウム、
ニオブ、タングステン、タンタルからなる群から選択さ
れる。
【００２８】本発明の鉄−アルミニウム合金において、
アルミニウムは重量の低減をもたらす。さらに、それは
優れた耐酸化性を与える。十分な重量低減と弁の運転温
度における十分w酸化性を与えるために、鉄−アルミニ
ウム合金において少なくとも９重量％のアルミニウムが
必要である。アルミニウムの量の好ましい下限は１０％
である。アルミニウムの量が１３.３重量％を超える場
合、長範囲の規則性（規則構造）が生じ、ひいては降伏
強さが低下する。さらに、アルミニウムの重量％が高く
なれば延性−脆性遷移温度が高くなる傾向があるので、
合金が脆化する。これによってひいては、鉄−アルミニ
ウム合金の環境的および熱的に誘起される割れに対する
感受性が増大する。
【００２９】本発明の合金において、９〜１３.３重量
％アルミニウムの範囲は、弁に仕上げるための最適の成
形性を与え、同時に、成形ままの弁および空冷された弁
における長範囲の規則性が回避される。
【００３０】本発明の鉄−アルミニウム合金における炭
素は、合金を製造する際のベース材料としての鋼中に存
在する炭素であっても、あるいは添加される炭素であっ
てもよい。炭素は本発明の合金中に、チタンや耐熱性金
属元素のような有力な炭化物形成元素と結合した形での
み存在する。これらの炭化物は、鉄−アルミニウム材料
全体に均一に分散または分布する析出物を形成してい
る。この析出物は、再結晶化を阻止して異常結晶粒成長
をコントロールすることによって高温強度を改善する。
炭素の有効最大量は０.３５重量％である。０.３５重量
％を超えると合金の圧延性が急激に低下し、合金を弁に
成形することが困難になる。高温強度を得るためには、
少なくとも約０.０５重量％の炭素が必要である。
【００３１】チタンおよび／または耐熱性金属元素のよ
うな炭化物形成元素の量は、存在する炭素と反応するの
に必要な量である。鉄とアルミニウムの複炭化物は面心
立方構造を有し、それは粒界に沿って析出することによ
って鉄−アルミニウム合金を脆化させる。炭素はまた延
性−脆性遷移温度を高くして、鉄−アルミニウム合金を
脆化させる。
【００３２】耐熱性金属元素については、少なくとも
０.５重量％必要である。適当な耐熱性金属元素はバナ
ジウム、モリブデン、ニオブ、タングステン、およびタ
ンタルである。
【００３３】耐熱性金属元素の上限は約３重量％であ
る。例えば、遊離バナジウムが約１.５重量％存在する
場合、０.３重量％の炭素が存在しなければ、鉄−アル
ミニウム合金の室温での延性が約３０％低下する。ま
た、バナジウムが約１.５重量％存在する場合、０.３重
量％の炭素が存在しなければ、鉄−アルミニウム合金の
耐クリープ性が延性の低下に匹敵する量だけ低下するこ
とが見いだされた。
【００３４】同様に、本発明の合金中に炭素が存在せ
ず、モリブデンが例えば約２重量％以上存在する場合、
鉄−アルミニウム合金が脆化することが見いだされた。
【００３５】従って、バナジウムの炭化物が形成される
のに十分な炭素が存在する場合、バナジウムの実際的な
上限は約１.６重量％である。同様に、本発明の合金中
でのモリブデンの実際的な上限は、モリブデンの炭化物
が形成されるのに十分な量の炭素が存在する場合、約
１.８重量％である。
【００３６】耐熱性金属元素の炭化物はまた、エンジン
の弁のチップ部とステム部に硬度と耐摩耗性を与える。
【００３７】チタンの場合、炭素と反応するのに少なく
とも約０.３重量％が必要である。チタンの上限は約１.
５重量％である。
【００３８】本発明の合金はまた、炭素とともにジルコ
ニウムを約１重量％まで含んでいてもよい。ジルコニウ
ムは固溶体の形では存在しない。この元素は、基地全体
にわたって均一な析出物を形成するのに優れた効果を発
揮する。
【００３９】本発明の合金はまた、付加的な元素、例え
ば１重量％までのマンガンと０.８重量％までのケイ素
を含んでいてもよい。これらは痕跡添加元素であると考
えられ、本発明の鉄−アルミニウム合金のための原材料
としての市販鋼の使用による副産物である。
【００４０】
【表１】 表 １ 鉄−アルミニウム合金の組成（重量％） 合 金 元 素 L2 L2C E7A E8A E9A E4A 炭素 0.29 0.29 0.09 0.09 0.19 0.17 窒素 0.005 ＜0.01 0.01 0.01 0.01 0.01 マンガン 0.51 0.46 硫黄 酸素 0.001 .0042 アルミニウム 10.5 11.68 11.25 11.32 11.43 10.53 バナジウム 1.3 1.53 1.54 チタン 0.58 .059 .056 ジルコニウム 0.59 0.57 0.84 モリブデン 0.70 0.73 鉄 残部 残部 残部 残部 残部 残部
【００４１】本発明のきのこ型吸込み弁を製造するため
の工程は、おおむね従来の方法に従う。予め決められた
直径の棒材またはコイル材が供給される。所望の長さの
半加工品が、棒材またはコイル材から切断される。次い
で半加工品は、ヘッド部を除いて、例えば押出しによっ
てその長さにわたって直径が低減される。次いで半加工
品の押出しされなかったヘッド部がコイニングされて、
断面が大きくされる。
【００４２】本発明によれば、半加工品の押出しは８０
０°〜２０００°Ｆの範囲の温度で約０.５〜２.２の真
ひずみで行われる。ヘッディングは適当なヘッディング
温度で行われるが、それは通常押出し温度よりも高い温
度、好ましくは１８００°〜２２００°Ｆの範囲であ
る。ヘッディングは１.４〜２.３のひずみで行われる。
【００４３】例えば１８００°Ｆ以上の高温において
は、押出しとヘッディングを含む成形工程は熱間鍛造で
あるとみなすことができる。通常これはクランクプレス
とスクリュープレスによって熱間加工工具を用いて、約
１４〜２０ピース／分の平均製造速度で行われる。
【００４４】表１に示した合金の幾つかは、例えばＥ４
Ａで表示した合金は、７５０°〜９５０°Ｆで温間押出
しすることができる。これは、本発明のこれらの合金か
ら弁をヘッダー成形工程で製造する可能性を与える。こ
の工程は、より大きな製造速度、例えば６０〜１００ピ
ース／分の速度で行うことができる利点を有する。また
この工程によれば、熱間鍛造によって製造される部品よ
りも真直度が高く最終形状に近い吸込み弁部品が得られ
る。
【００４５】この工程において、半加工品は７５０°〜
９５０°の温度で温間押出しされ、次いでそれよりも高
い温度例えば１８００°Ｆ以上でコイニングされる。
【００４６】押出し工程における高い製造速度を維持す
るために、拡大されたエンド部を誘導熱源を用いて外部
からコイニング温度まで加熱するのが好ましい。
【００４７】本発明の一つの特徴は、表１の合金は押出
しとコイニングの後に熱処理する必要がないということ
である。１５４１合金やＳＩＬ−１合金を用いて製造さ
れる従来の吸込み弁の製造工程における次工程は、熱処
理である。これは、弁に適当な硬度と微細な組織を付与
するために必要である。本発明の合金を用いた場合、熱
処理する必要がないことによって時間とコストが節減さ
れる。
【００４８】本発明の鉄−アルミニウム合金からなる弁
は、約４００°Ｆ以上の温度で真っすぐにするのが好ま
しい。これは押出しおよびコイニング工程とともに矯正
機を配置することによって容易に行われ、前の成形操作
からの弁の残留熱がこの矯正工程のために利用される。
これによって別の再加熱工程が不要となる。
【００４９】本発明の弁を組み込むエンジンのタイプに
よっては、弁にチップまたはステムを溶接してもよい。
これには特別のチップ耐摩耗性を与える利点がある。チ
ップの耐摩耗性が低ければ内燃機関において過剰なタペ
ット衝撃が生じ、バルブヘッドのオーバーヒートひいて
は弁の破損が起こる。
【００５０】例えば、バルブヘッドとステム部のある部
分を表１に示した本発明の軽量な鉄−アルミニウム合金
から製造することができ、ステム部の残りの部分をＳＡ
Ｅ４１４０のような焼入れ可能な標準鋼から製造するこ
とができる。
【００５１】ＳＡＥ４１４０鋼は以下の組成を重量基準
で有する：成 分 重 量 ％ 炭素 ０.３８〜０.４３ マンガン ０.７５〜１.０ リン ０.０３５以下 硫黄 ０.０４０以下 ケイ素 ０.１５〜０.３０ クロム ０.８〜１.１ モリブデン ０.１５〜０.２５ 鉄 残部 ＳＡＥ４１４０のチップを用いる利点は、約５０以上の
Ｒc 硬度に容易に硬化することができることである。２
つの部分は種々の方法で接合することができる。一つの
好ましい方法は摩擦溶接である。表１の本発明のＬ２Ｃ
合金は、ＳＡＥ４１４０鋼のステムに良好に摩擦溶接さ
れた。
【００５２】ＳＡＥ４１４０鋼のチップを本発明の鉄−
アルミニウム合金からなるバルブステムに抵抗溶接また
はプロジェクション溶接することもできる。ＳＡＥ４１
４０鋼からなる約０.０６〜０.１インチの範囲の厚さを
有する鋼のチップを、表１に示すＬ２Ｃ鉄−アルミニウ
ム合金からなる直径０.３インチのバルブステムに良好
にプロジェクション溶接することもできた。
【００５３】弁を製造するためにそのような溶接に必要
な許容できる押圧強度は、１８００ポンドである。本発
明の鉄−アルミニウム合金を用いて行う溶接は、もっと
高い２８００〜３３００ポンドの押圧強度を有する。
【００５４】本発明の弁は、中間の熱処理を行うことな
く特定の寸法に切削加工され、次いでクロムめっきまた
は窒化によって最終仕上げするのが好ましい。クロムめ
っきまたは窒化の目的は、良好な耐スカッフィング性を
付与することである。本発明の合金におけるアルミニウ
ムは、１０６０°Ｆで行われる塩浴窒化工程において、
約８１５ミクロンインチの深さまで硬化される複合層の
形成を促進する。本発明の合金から製造されたバルブス
テムもクロムめっきすることができる。表１に示すＬ２
鉄−アルミニウム合金からなるバルブステムに施される
クロムめっきは、良好な表面仕上げと３５ミクロンイン
チの深さを有する。この被覆のバルブステムへの接着性
は優れている。弁の特定仕様の最大仕上げについて、Ｒ
a（二乗平均平方根）は１８ミクロンインチである。表
１のＬ２Ｃ合金から製造され、クロムめっきされた弁の
平均のＲa 値は１３ミクロンインチであった。
【００５５】以下の実施例によって本発明をさらに説明
する。
【００５６】実施例 １ 吸込み弁用合金については良好な降伏強さが重要な特性
である。吸込み弁がいわゆる "カッピング（cuppin
g）”に耐えるためには、運転温度における高い降伏強
さが必要である。これが弁を破損に導く最も顕著な変形
である。降伏強さは試験試料を０.１２５インチまで切
削することによって決定される。次いで試料は炉中で試
験温度まで加熱され、次いでボールドウィン（Ｂaldwi
n）試験機を用いて０.０５インチ／分の速度で引っ張ら
れる。この速度と温度において試料を引っ張るのに要す
る応力が、ひずみの関数としてＫsi 単位でプロットさ
れる。このグラフから降伏強さが決定される。降伏強さ
は０.２％ひずみに相当する応力として定義される。こ
の降伏強さを、各々の試料について異なる温度において
測定することができる。
【００５７】本実施例において、表１のＬ２の組成を有
する直径０.７４インチの金属片が０.５インチの直径ま
で圧延され、次いで０.１２５インチの試験直径まで切
削された。金属片は室温から約１５００°Ｆまでの範囲
の温度で試験された。得られた降伏強さの値が、試験温
度の関数として図１にプロットされた。
【００５８】ＳＡＥ１５４１の組成を有する吸込み弁の
試料も得られた。この吸込み弁は本出願の譲受人によっ
て "ＶＭＳ−３１”の呼称で市販されている。このＳＡ
Ｅ１５４１は、冷間押出しと温間ヘッディング加工を行
うことのできる標準的な低炭素マルテンサイト鋼の吸込
み弁材料である。この合金は現在、自動車用吸込み弁の
市場で最大のシェアを有している。
【００５９】ＳＡＥ１５４１の弁の試験試料も、所望の
試験直径まで切削することによって準備され、次いで上
述の手順を用いて異なる温度において降伏強さが試験さ
れた。結果を同様に図１に示す。
【００６０】図１にはまた、３１６ステンレス鋼と米国
特許第5,084,109号に開示されている組成についての降
伏強さのデータも示されている。３１６ステンレス鋼に
ついての異なる温度における降伏強さは便覧から得るこ
とができる。比較のために米国特許第5,084,109号から
選択された組成物は、その特許において "Ｆe3Ａl＋２
％Ｃr 合金”として示されている。この合金は２５〜３
１％のアルミニウムと２％のクロムを含有している。そ
れはＢ２型の規則構造を有している。異なる温度におけ
る降伏強さを含む引張りのデータは、その特許の表III
に示されている。３１６ステンレス鋼のデータと特許第
5,084,109号の表IIIからの降伏強さのデータも図１に示
されている。
【００６１】大部分の自動車用吸込み弁についての運転
温度範囲は、約７００°〜１０００°Ｆの範囲である。
これは図１において垂直な点線によって囲まれた領域で
ある。
【００６２】図１からわかるように、この運転温度範囲
において本発明のＬ２鉄−アルミニウム合金の降伏強さ
は、１５４１合金によって得られたものに匹敵してい
た。さらに、Ｌ２合金を用いて製造された弁部品は、１
５４１合金を用いて製造されたものよりも１４％軽量で
あった。
【００６３】同じ運転範囲において、本発明のＬ２合金
は、米国特許第5,084,109号の合金よりもほぼ２００％
高い降伏強さを示し、３１６ステンレス鋼よりもほぼ４
００％高い降伏強さを示した。
【００６４】実施例 ２ 吸込み弁合金の性能は、そのクリープ破断、すなわち高
温での一定の応力下での時間依存変形に関係している。
これは重要な特性であり、クリープ破断試験を用いて測
定される。運転温度におけるクリープ強度の不足によっ
て、弁の早期の破壊が起こる可能性がある。
【００６５】クリープ破断試験においては、直径０.１
２５インチ、公称長さ１.１２インチ、標点間距離０.５
インチの試験片が空気中で試験温度まで加熱される。次
いで、予め決められた荷重（応力）が加えられ、その荷
重における％伸びが時間の関数として測定される。
【００６６】図２は、本発明の鉄−アルミニウム合金の
一つである表１におけるＬ２Ｃについて、１１００°Ｆ
での１０Ｋsiの応力におけるクリープについてのデータ
を要約したものである。このＬ２Ｃ合金の弁は、直径
０.７４インチで長さ１.３１６インチの金属片から製造
された。金属片はガス燃焼炉中で１５分間１６５０°Ｆ
の温度まで加熱された。次いで金属片は０.２９０イン
チのステム直径まで押出しされた。弁を１８３０°Ｆま
で再加熱した後、バルブヘッドのコイニングをヘッドの
直径が１.３１２インチになるまで行った。この工程に
続いて、弁のステムが５００°Ｆで矯正された。次いで
弁を仕上げ研削して、ステムの直径が０.２７３インチ
でヘッドの直径が１.２７２インチにされ、次いでクロ
ムめっきされた。クリープ破断試験のための試料がこれ
らの弁から得られた。
【００６７】図２においてはまた、ＳＩＬ−１合金から
製造された弁からの試料についての１１００°Ｆでの１
０Ｋsiの応力におけるクリープについてのデータも要約
されている。ＳＩＬ−１は、前述したように、高負荷の
吸込み弁の製造に最も広く用いられている合金である。
ＳＩＬ−１製の弁は、本出願の譲受人によって "ＶＭＳ
−４２”の呼称で市販されている。
【００６８】図２においてはまた、１５４１合金から製
造された弁からの試料と、Ｌ２Ｓ鉄−アルミニウム合金
から製造された弁からの試料についてのデータも示され
ている。
【００６９】このＬ２Ｓ鉄−アルミニウム合金は下記の
組成を有する：成 分 重 量 ％ 炭素 ０.０８ 窒素 ０.０１ マンガン ０.２６ 硫黄 ０.００７ アルミニウム １１.５ 鉄 残部 Ｌ２Ｓ合金は耐熱性金属元素とチタンのいずれをも含ん
でいなかった。Ｌ２Ｓ合金は、Ｌ２Ｃ合金に関して上述
したのと同じ手順を用いて、７５０°Ｆおよび１８００
°Ｆにおいて弁の形状に押出しされ、次いでコイニング
され、クロムめっきされた。７５０°Ｆの温間押出しは
６０パーツ／分の速度でヘッダープロセスを用いて行わ
れ、一方１８００°Ｆの押出しは１０〜１４パーツ／分
の速度でマキシプレス（Ｍaxipress）によって行われ
た。マキシプレスは、ＡＪＡＸ社（ＡＪＡＸ Ｍanufact
uring Ｃompany）によって製造された１０００トン機械
である。用いられている特定の機械についてのモデルナ
ンバーは３８１６である。
【００７０】７５０°Ｆおよび１８００°Ｆにおいて押
出しされたＬ２Ｓ合金試料についてのクリープ試験は、
１１００°Ｆにおいて１０ksiで行われた。
【００７１】図２からわかるように、耐クリープ性にお
いて、本発明のＬ２Ｃ鉄−アルミニウム合金から製造さ
れた弁とＳＩＬ−１合金から製造された弁は、１５４１
合金から製造された弁よりもかなり良好であり、またＬ
２Ｓ鉄−アルミニウム合金から製造された弁よりもかな
り良好であった。これらは１８００°Ｆもしくは７５０
°Ｆにおいて押出しされた。この後者に関して、本実施
例は、本発明における鉄−アルミニウム合金中での約５
重量％までの耐熱性金属元素および／または約３重量％
までのチタンの存在の重要性を例証している。
【００７２】吸込み弁についての耐クリープ性のパラメ
ータは、炉中での１１００°Ｆにおける１００時間の１
００００psiの引張りによる２％以下伸びである。図２
に示されているように、Ｌ２Ｃの組成を有する本発明の
弁はこのパラメータの範囲内であった。
【００７３】実施例 ３ 内燃機関の寿命の間の弁の多数回の開放と閉鎖のため
に、弁合金の疲労寿命はきのこ弁の設計に関する重要な
特性である。
【００７４】疲労寿命はＲ.Ｒ.Ｍoore疲労試験を用いて
測定される。この試験においては１２インチの長さの疲
労試験片が用いられる。標点間部分が炉を用いて試験温
度（この場合１１００°Ｆ）に加熱され、全試験サイク
ルの間この温度に維持される。試料は５０００ＲＰＭで
回転される。試料に試験荷重がベアリングハウジングを
介して加えられる。試料が破壊するまでこの温度と応力
で試験が続けられる。破壊するまでの回転数がカウンタ
ーに記録され、次いでそれは応力に対するサイクル数と
してプロットされ、標準の疲労曲線（Ｓ−Ｎ曲線）が得
られる。
【００７５】疲労試験は、表１においてＬ２で示した本
発明の鉄−アルミニウム合金を用いて行われた。この合
金についての１１００°ＦにおけるＲ.Ｒ.Ｍoore疲労試
験の結果は、図３にプロットされている。特許第4,961,
903号において開示されているＦＡ−１２９として示さ
れている合金についての比較データも、図３に示されて
いる。この合金について図３でプロットされているデー
タは、4,961,903号特許から得られた。ＦＡ−１２９合
金は下記の組成を有している。
【００７６】成 分 重 量 ％ アルミニウム １５.８ クロム ５.４ ニオブ １ 炭素 ０.０５ 鉄 残部 ＳＩＬ−１合金および１５４１合金についてのデータは
図３に示されている。この図からわかるように、Ｌ２鉄
−アルミニウム合金によって達成される１０8サイクル
までの応力は、外挿法によれば、高負荷の吸込み弁用Ｓ
ＩＬ−１合金によって達成される応力と同等であり、１
５４１合金によって達成される応力よりも高かった。Ｌ
２合金は、特許第4,961,903号のＦＡ−１２９合金より
もかなり良好な疲労強度を有していた。
【００７７】実施例 ４ 弁用合金についての別の重要な特性は、運転温度におけ
る合金の耐酸化性である。ＳＩＬ−１合金は高負荷の吸
込み弁に用いられるが、その理由は主として、１５４１
合金よりも耐酸化性が優れているためである。耐酸化性
は以下の手順を用いて測定される。表面積が１.１８平
方インチで直径が０.３インチの試料がこの試験に用い
られる。試料は、炉中で１１００°Ｆの温度まで空気中
で１００時間加熱される。酸化期間の終わりに試料は室
温まで空冷され、酸化物をすべて除去するために表面が
ワイヤブラッシングされる。次いで酸化が単位面積当た
りの質量損失として表される。
【００７８】図４は、多数の合金材料について、１１０
０°Ｆにおける空気中１００時間後の耐酸化性試験から
のデータを要約したものである。この図からわかるよう
に、本発明の鉄−アルミニウム合金は、ＳＩＬ−１合金
と比較しても優れた耐酸化性を有していて、最も広く用
いられている吸込み弁用合金である１５４１よりもほぼ
３０倍良好である。
【００７９】上述の実施例１〜４は、本発明の合金が従
来の吸込み弁用合金と同等のあるいはそれらよりも優れ
た特性を有していることを証明する。同時に、本発明の
合金から製造された弁は、従来の吸込み弁よりもかなり
軽量である。
【００８０】実施例 ５ Ｌ２Ｃの組成を有する２つの吸込み弁が、上記実施例２
で示された手順に従って製造された。弁は上述のように
して切削され、矯正された。次いで弁は１.９リットル
の内燃機関において、標準４００時間ゼネラルモーター
ズ社の耐久試験を用いて試験された。これは、エンジン
の吸込み弁の性能を評価するために自動車製造会社によ
って採用されている標準的な試験である。試験はサター
ンＤＯＨＣ、１.９リットルエンジンにおいて４００時
間行われた。試験の間、以下の３０分サイクルが繰り返
された。エンジンは２７分間全負荷において２０００〜
６２００rpm の間で運転された。次いで２分間のアイド
ル期間をおいた後、６７５０rpm の速度バースト（spee
d burst）を短時間行った。次いでこの３０分サイクル
が繰り返された。エンジンは、本発明の鉄−アルミニウ
ムからなる弁を、１５４１合金から製造された吸込み弁
と比較して試験された。鉄−アルミニウムからなる弁
も、他の全てのエンジン特性の要求を満たしていた。
【００８１】実施例 ６ 本実施例は、異なる組成のバルブステムピースを摩擦溶
接するための手順を説明するものである。この手順にお
いて、２つのバルブステムは摩擦によって発生する熱に
よって接合される。直径０.３２９インチのＳＡＥ４１
４０製のステムが、直径０.３２５インチのＬ２Ｃ製バ
ルブステムに接合された。Ｌ２Ｃ製ステムは静置され、
一方４１４０鋼製ステムは高速度で回転された。次いで
２つのピースは熱を発生させるために接触され、界面が
熱くなったときにわずかの圧力をかけることによって、
連続的な溶接接合が形成された。
【００８２】実施例 ７ 本実施例は、異なる組成のバルブステムピースを抵抗溶
接するための手順を説明するものである。この手順は、
ＳＡＥ４１４０製のチップをＬ２Ｃ製バルブステムに溶
接するために用いられた。チップ材は上側の電極で保持
され、一方下側の電極でバルブステムを固定した。この
溶接における機械の設定条件は、１０サイクルの押しつ
け（squeeze）と、１０サイクルの間の８５％のトータ
ル出力と、それに続く１０サイクルの電流停止である。
この手順の間、上側の電極が下降して、４１４０製のチ
ップがバルブステムの上側に接触された。電流に対する
抵抗によってステム材との界面で熱が発生し、溶接接合
が形成された。接触サイクルの間に適用された応力は約
１３００psi であった。
【００８３】次いで４１４０製チップは、誘導コイルに
よる加熱と油焼入れによって選択的に硬化された。
【００８４】次いで、チップをバルブステムから引き離
すのに要した剪断力（プッシュオフ強度）が測定され
た。下記のデータが得られた： Ｌ２Ｃステムの直径＝０.２７インチ 弁の軸方向での４１４０製チップの厚さ＝０.０９イン
チ 直径０.３０インチのバルブステムについてのプッシュ
オフ強度（設計値）＝１８００ lbs チップを接合したＬ２Ｃ製弁のプッシュオフ強度（実測
値）＝２８００〜３３００ lbs ４１４０製チップはＲc＝５０以上の硬度に容易に焼入
れすることができた。
【００８５】本発明についての以上の説明から、当業者
は改良手段、変更手段、あるいは修正手段を理解するで
あろう。当分野の技術レベルの範囲内でのそのような改
良手段、変更手段、あるいは修正手段は添付した特許請
求の範囲内のものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明に従って製造された部品の降伏強さと先
行技術に従って製造された部品の降伏強さを比較したグ
ラフである。
【図２】本発明に従って製造された部品の１１００°Ｆ
における耐クリープ性と先行技術に従って製造された部
品の１１００°Ｆにおける耐クリープ性を比較したグラ
フである。
【図３】本発明に従って製造された部品の１１００°Ｆ
における耐疲れ性と先行技術に従って製造された部品の
１１００°Ｆにおける耐疲れ性を比較したグラフであ
る。
【図４】本発明の合金の耐酸化性と市販の弁用合金の耐
酸化性を比較した棒グラフである。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成６年１月２０日
【手続補正１】
【補正対象書類名】図面
【補正対象項目名】全図
【補正方法】変更
【補正内容】
【図１】
【図２】
【図３】
【図４】
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 ロジャー・アール・ウィルス アメリカ合衆国オハイオ州44139，ソロン, ランブルウッド・コート 5135 (72)発明者 マーク・エフ・シェレー アメリカ合衆国オハイオ州44060，メンタ ー，カマーランド・ドライブ 6226

Claims (15)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】 アルミニウムを９〜１３.３重量％含有
    する鉄−アルミニウム系組成を有していて、高温特性を
    改善する不規則構造を有する、内燃機関用の弁。
  2. 【請求項２】 下記の組成： ａ）７６.０５〜９０.１５重量％の鉄、 ｂ）９〜１３.３重量％のアルミニウム、 ｃ）０.０５〜０.３５重量％の炭素、 ｄ）０.５〜３重量％の耐熱性金属および／または０.３
    〜１.５重量％のチタン、 からなる請求項１に記載の弁。
  3. 【請求項３】 前記耐熱性金属は、モリブデン、バナジ
    ウム、ニオブ、タングステン、およびタンタルからなる
    群から選択される、請求項２に記載の弁。
  4. 【請求項４】 焼入れされた鋼チップがバルブステムに
    溶接されている、請求項１に記載の弁。
  5. 【請求項５】 重量に基づいて本質的に、１０％〜１
    １.５％のアルミニウム、０.０７％〜０.２５％の炭
    素、０.３％〜１.５％のチタン、０.５％〜０.８％のジ
    ルコニウム、および残部の鉄からなる組成を有する、請
    求項１に記載の弁。
  6. 【請求項６】 重量に基づいて本質的に、１０.５％〜
    １１.８％のアルミニウム、０.０７％〜０.３２％の炭
    素、０.８％〜１.６％のバナジウム、および残部の鉄か
    らなる組成を有する、請求項１に記載の弁。
  7. 【請求項７】 下記の組成： （i）７６.０５〜９０.１５重量％の鉄、 （ii）９〜１３.３重量％のアルミニウム、 （iii）０.０５〜０.３５重量％の炭素、 （iv）モリブデン、バナジウム、ニオブ、タングステ
    ン、およびタンタルからなる群から選択される０.５〜
    ３重量％の耐熱性金属 （v）０〜１重量％のジルコニウム、 （vi）０〜１重量％のマンガン、 （vii）０〜０.８重量％のケイ素、および （viii）０〜３重量％のクロム、からなり、不規則構造
    と改善された高温降伏強さを有する、軽量の鉄−アルミ
    ニウム合金。
  8. 【請求項８】 重量に基づいて本質的に、１０.５％〜
    １１.８％のアルミニウム、０.０７％〜０.３２％の炭
    素、０.８％〜１.６％のバナジウム、および残部の鉄か
    らなる、請求項７に記載の合金。
  9. 【請求項９】 下記の組成： （i）７６.０５〜９０.１５重量％の鉄、 （ii）９〜１３.３重量％のアルミニウム、 （iii）０.０５〜０.３５重量％の炭素、 （iv）０.３〜１.５重量％のチタン、 （v）０.５〜１重量％のジルコニウム、 からなり、不規則構造と改善された延性と高温降伏強さ
    を有する、軽量の鉄−アルミニウム合金。
  10. 【請求項１０】 重量に基づいて本質的に、１０％〜１
    １.５％のアルミニウム、０.０７％〜０.２５％の炭
    素、０.３％〜１.５％のチタン、０.５〜０.８％のジル
    コニウム、および残部の鉄からなる、請求項９に記載の
    合金。
  11. 【請求項１１】 鉄−アルミニウム合金からなり、下記
    の工程： （ａ）下記の組成を有する鉄−アルミニウム合金からな
    るコイル材または棒材を供給する工程： （i）７６.０５〜９０.１５重量％の鉄、（ii）９〜１
    ３.３重量％のアルミニウム、（iii）０.０５〜０.３５
    重量％の炭素、（iv）０.５〜３重量％の耐熱性金属お
    よび／または０.３〜１.５重量％のチタン、 （ｂ）前記コイル材または棒材を８００°〜２０００°
    Ｆの範囲の温度で約０ .５〜２.２の真ひずみ
    で押出しして、きのこ弁の予備成形体にする工
    程： （ｃ）前記予備成形体を２２００°Ｆ以下の有効ヘッデ
    ィング温度において約１.４〜２.３の真ひずみでヘッデ
    ィング加工して、切削加工前の形状にする工程：および （ｄ）熱処理を行わずに、前記ヘッディング加工した成
    形体を研削することによって、仕上げ形状にする工程：
    によって製造された、内燃機関用の吸込み弁。
  12. 【請求項１２】 前記耐熱性金属は、モリブデン、バナ
    ジウム、ニオブ、タングステン、およびタンタルからな
    る群から選択される、請求項１１に記載の弁。
  13. 【請求項１３】 前記棒材またはコイル材は、重量に基
    づいて、１０％〜１１.５％のアルミニウム、０.０７％
    〜０.２５％の炭素、０.３％〜１.５％のチタン、０.５
    ％〜０.８％のジルコニウム、および残部の鉄からな
    る、請求項１１に記載の弁。
  14. 【請求項１４】 前記棒材またはコイル材は、重量に基
    づいて、１０.５％〜１１.８％のアルミニウム、０.０
    ７％〜０.３２％の炭素、０.８％〜１.６％のバナジウ
    ム、および残部の鉄からなる、請求項１２に記載の弁。
  15. 【請求項１５】 焼入れ可能な鋼製チップがバルブステ
    ムに溶接されていて、前記チップは焼入れされている、
    請求項１１に記載の弁。
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