JPH1122427A - ディーゼルエンジンバルブの製造方法 - Google Patents
ディーゼルエンジンバルブの製造方法Info
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- JPH1122427A JPH1122427A JP9178113A JP17811397A JPH1122427A JP H1122427 A JPH1122427 A JP H1122427A JP 9178113 A JP9178113 A JP 9178113A JP 17811397 A JP17811397 A JP 17811397A JP H1122427 A JPH1122427 A JP H1122427A
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- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F01—MACHINES OR ENGINES IN GENERAL; ENGINE PLANTS IN GENERAL; STEAM ENGINES
- F01L—CYCLICALLY OPERATING VALVES FOR MACHINES OR ENGINES
- F01L3/00—Lift-valve, i.e. cut-off apparatus with closure members having at least a component of their opening and closing motion perpendicular to the closing faces; Parts or accessories thereof
- F01L3/02—Selecting particular materials for valve-members or valve-seats; Valve-members or valve-seats composed of two or more materials
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- General Engineering & Computer Science (AREA)
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- Forging (AREA)
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 ディーゼルエンジン用の吸排気バルブにおい
て、耐食性がよく、かつフェース面の強度が高められ、
従って耐久性の高いものを製造する方法を提供する。 【解決手段】 強析出硬化型のＮｉ基耐熱合金またはＦ
ｅ基耐熱合金を材料として使用し、熱間鍛造によりバル
ブの粗形状を与えたのち固溶化熱処理し、フェース部分
を冷間加工した上で時効処理を施し、フェース部分の硬
さを高める。
て、耐食性がよく、かつフェース面の強度が高められ、
従って耐久性の高いものを製造する方法を提供する。 【解決手段】 強析出硬化型のＮｉ基耐熱合金またはＦ
ｅ基耐熱合金を材料として使用し、熱間鍛造によりバル
ブの粗形状を与えたのち固溶化熱処理し、フェース部分
を冷間加工した上で時効処理を施し、フェース部分の硬
さを高める。
Description
【０００１】
【発明が属する技術分野】本発明は、耐食性および強度
に優れたディーゼルエンジンの吸排気バルブの製造方法
に関する。
に優れたディーゼルエンジンの吸排気バルブの製造方法
に関する。
【０００２】
【従来の技術】ディーゼルエンジンの吸排気バルブは、
多くの場合、Ｎｉｍｏｎｉｃ８０Ａを代表とする強析出
硬化型のＮｉ基耐熱合金を材料として製造されている。
バルブの耐用寿命を延長することは常に課題であり、
耐食性および強度のいっそうの向上が望まれている。
具体的には、９００℃以上の熱間でバルブ形状に鍛造
後、固溶化熱処理および時効硬化処理を施す。
多くの場合、Ｎｉｍｏｎｉｃ８０Ａを代表とする強析出
硬化型のＮｉ基耐熱合金を材料として製造されている。
バルブの耐用寿命を延長することは常に課題であり、
耐食性および強度のいっそうの向上が望まれている。
具体的には、９００℃以上の熱間でバルブ形状に鍛造
後、固溶化熱処理および時効硬化処理を施す。
【０００３】ところが、バルブ材料全体の耐食性や強度
を高めることは、一般に加工性を悪くしたり、コストの
上昇を招いたりすることが避け難いから、高い特性が必
要なフェース部分に限定して改善することが行なわれて
いる。 たとえば出願人は、舶用ディーゼルエンジンの
バルブに関して、強析出硬化型耐熱合金を材料とし、傘
部を７００〜９００℃の温度範囲で加工率２０％以上の
鍛造により成形し、時効硬化処理を施してなるものを提
案した（特公昭６４−８０９９）。 これと同様に、７
００〜９００℃で鍛造成形し、固溶化熱処理を施したの
ち、部分的な冷間加工を施すことも知られている。
を高めることは、一般に加工性を悪くしたり、コストの
上昇を招いたりすることが避け難いから、高い特性が必
要なフェース部分に限定して改善することが行なわれて
いる。 たとえば出願人は、舶用ディーゼルエンジンの
バルブに関して、強析出硬化型耐熱合金を材料とし、傘
部を７００〜９００℃の温度範囲で加工率２０％以上の
鍛造により成形し、時効硬化処理を施してなるものを提
案した（特公昭６４−８０９９）。 これと同様に、７
００〜９００℃で鍛造成形し、固溶化熱処理を施したの
ち、部分的な冷間加工を施すことも知られている。
【０００４】出願人の提案した上記技術は、熱間鍛造の
温度が７００〜９００℃と比較的低いため、熱間加工性
の低い材料は加工時に割れが生じやすく、高い加工率で
成形するのは困難であるから、部分的な硬化を高度に実
現することができない。 固溶化熱処理および時効硬化
処理後に部分的冷間加工を施す方法では、冷間の加工硬
化だけが強度上昇の手段であり、ここで強加工を施さな
いと十分な強度が望めない。 しかし、時効硬化により
すでにある程度硬化しているバルブに対する冷間加工
は、やはり加工量に限界があり、従って強度の向上にも
限界がある。
温度が７００〜９００℃と比較的低いため、熱間加工性
の低い材料は加工時に割れが生じやすく、高い加工率で
成形するのは困難であるから、部分的な硬化を高度に実
現することができない。 固溶化熱処理および時効硬化
処理後に部分的冷間加工を施す方法では、冷間の加工硬
化だけが強度上昇の手段であり、ここで強加工を施さな
いと十分な強度が望めない。 しかし、時効硬化により
すでにある程度硬化しているバルブに対する冷間加工
は、やはり加工量に限界があり、従って強度の向上にも
限界がある。
【０００５】バルブ寿命を長くする上では、強度と並ん
で耐食性も重要であるが、この観点からいえば、一般に
耐食性のすぐれた材料は強度は高くないため、両立が困
難である。 そこで、高耐食性の材料の部分強化が好適
に行なえれば、この問題もおのずから解決できる。
で耐食性も重要であるが、この観点からいえば、一般に
耐食性のすぐれた材料は強度は高くないため、両立が困
難である。 そこで、高耐食性の材料の部分強化が好適
に行なえれば、この問題もおのずから解決できる。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、ディ
ーゼルエンジンバルブの製造方法に関する従来技術がも
つ上記の限界を打破して、より高強度であって耐食性が
高く、その結果長寿命であるものを製造する技術を提供
することにある。
ーゼルエンジンバルブの製造方法に関する従来技術がも
つ上記の限界を打破して、より高強度であって耐食性が
高く、その結果長寿命であるものを製造する技術を提供
することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明のディーゼルエン
ジンバルブの製造方法は、強析出硬化型耐熱合金を材料
として使用し、ディーゼルエンジンのバルブ形状に熱間
で鍛造加工し、フェース部に部分的に冷間加工を施した
後に時効処理を施して冷間加工部分の硬さを高めること
を特徴とする。
ジンバルブの製造方法は、強析出硬化型耐熱合金を材料
として使用し、ディーゼルエンジンのバルブ形状に熱間
で鍛造加工し、フェース部に部分的に冷間加工を施した
後に時効処理を施して冷間加工部分の硬さを高めること
を特徴とする。
【０００８】上記の製造工程において、熱間鍛造の後、
冷間加工に先立って固溶化熱処理を施す工程を加えたも
のも、本発明に含まれる。
冷間加工に先立って固溶化熱処理を施す工程を加えたも
のも、本発明に含まれる。
【０００９】
【発明の実施の形態】強析出硬化型耐熱合金からバルブ
を製造する第一の工程として行なう熱間鍛造に関して
は、加熱温度、加工量とも、とくに制限はない。 加熱
時の結晶粒の粗大化を防ぐためには、加工可能な範囲で
低い温度で鍛造することが好ましい。９００〜１１００
℃の温度範囲内に存在する、ある境界より高い温度で鍛
造する場合は、続いて固溶化熱処理を行なわなくてよい
が、低い温度で鍛造する場合は、固溶化熱処理が必要に
なる。
を製造する第一の工程として行なう熱間鍛造に関して
は、加熱温度、加工量とも、とくに制限はない。 加熱
時の結晶粒の粗大化を防ぐためには、加工可能な範囲で
低い温度で鍛造することが好ましい。９００〜１１００
℃の温度範囲内に存在する、ある境界より高い温度で鍛
造する場合は、続いて固溶化熱処理を行なわなくてよい
が、低い温度で鍛造する場合は、固溶化熱処理が必要に
なる。
【００１０】固溶化熱処理は、鍛造時に生じた析出物を
素地に固溶させるとともに、加工時の歪みを除去するた
めに行なう。 一般に、１０２０〜１０８０℃の温度範
囲に１〜１８時間加熱する。 この条件は、析出物の量
や加工歪みの程度に応じて決定する。 上記のように、
高温で鍛造したときはこれらが軽微であるから、固溶化
熱処理を省略することができる。
素地に固溶させるとともに、加工時の歪みを除去するた
めに行なう。 一般に、１０２０〜１０８０℃の温度範
囲に１〜１８時間加熱する。 この条件は、析出物の量
や加工歪みの程度に応じて決定する。 上記のように、
高温で鍛造したときはこれらが軽微であるから、固溶化
熱処理を省略することができる。
【００１１】部分的な冷間加工を行なう目的は、加工に
よる転位の導入で後の時効処理における析出硬化を促進
することにある。 促進効果を十分にするためには、析
出物が十分に素地に固溶していることが必要であり、上
記の固溶化熱処理がこの役割を果す。 部分的冷間加工
の効果は、加工率５％以上で期待できるようになり、加
工率の上昇に伴って高まるが、５０％を超えると飽和す
る。
よる転位の導入で後の時効処理における析出硬化を促進
することにある。 促進効果を十分にするためには、析
出物が十分に素地に固溶していることが必要であり、上
記の固溶化熱処理がこの役割を果す。 部分的冷間加工
の効果は、加工率５％以上で期待できるようになり、加
工率の上昇に伴って高まるが、５０％を超えると飽和す
る。
【００１２】最後の時効処理は、６００〜８００℃の温
度範囲に１〜１８時間保持することによって行なう。
好ましい温度範囲は、７００〜７５０℃である。
度範囲に１〜１８時間保持することによって行なう。
好ましい温度範囲は、７００〜７５０℃である。
【００１３】本発明でディーゼルエンジンバルブの材料
として使用する強析出硬化型耐熱合金は、Ｎｉ基または
Ｆｅ基の耐熱合金であって、それぞれ下記の合金組成
（重量％）を有するものである。
として使用する強析出硬化型耐熱合金は、Ｎｉ基または
Ｆｅ基の耐熱合金であって、それぞれ下記の合金組成
（重量％）を有するものである。
【００１４】Ｎｉ基耐熱合金 Ｃ：０．１％以下、Ｓｉ：１.０％以下、Ｍｎ：１.０％
以下およびＣｒ：１５〜３５％に加えて、Ｔｉ：３.０
％以下、Ａｌ：２.０％以下およびＮｂ:３.０％以下の
１種または２種以上を含有し、残部が実質上Ｎｉからな
る合金。 この範囲内で好ましい組成は、Ｃｒ：２５％
超過３２％以下、Ｔｉ：２.０％超過３.０％以下および
Ａｌ：１.０〜２.０％を含有し、残部が実質上Ｎｉから
なるものである。
以下およびＣｒ：１５〜３５％に加えて、Ｔｉ：３.０
％以下、Ａｌ：２.０％以下およびＮｂ:３.０％以下の
１種または２種以上を含有し、残部が実質上Ｎｉからな
る合金。 この範囲内で好ましい組成は、Ｃｒ：２５％
超過３２％以下、Ｔｉ：２.０％超過３.０％以下および
Ａｌ：１.０〜２.０％を含有し、残部が実質上Ｎｉから
なるものである。
【００１５】各合金成分の作用と組成の限定理由は、そ
れぞれつぎのとおりである。
れぞれつぎのとおりである。
【００１６】Ｃ：０．１％以下 ＣはＴｉおよびＣｒと結合して炭化物を形成し、高温強
度の向上に役立つ。０．１％を超えて存在すると延性が
低下して加工しにくくなるため、これを上限とした。
度の向上に役立つ。０．１％を超えて存在すると延性が
低下して加工しにくくなるため、これを上限とした。
【００１７】Ｓｉ：１．０％以下 Ｓｉも強度の向上に寄与するが、多量になるとやはり延
性を低下させるので、上限を１．０％とした。
性を低下させるので、上限を１．０％とした。
【００１８】Ｍｎ：１．０％以下 ＭｎはＳがひきおこす脆化を防ぐ働きがあるが、延性を
害するη相(Ｎi3Ｔi）の析出を助長するので、１．０％
の上限を置いた。
害するη相(Ｎi3Ｔi）の析出を助長するので、１．０％
の上限を置いた。
【００１９】Ｃｒ：１５〜３５％、好ましくは２５％超
過３２％以下 Ｃｒは耐食性を高める上で必須の元素であって、この効
果を得る上で１５％以上含有させる必要がある。 一
方、３５％を超える多量の存在は、バルブとして使用し
ている間に脆化相を析出させる。 とくに耐食性を重視
する場合は、Ｃｒを２５％を上回って添加することが推
奬される。 長時間使用中の脆化を避けるためには、３
２％以内の添加に止めるべきである。 そこで、上記の
好ましい範囲を定めた。
過３２％以下 Ｃｒは耐食性を高める上で必須の元素であって、この効
果を得る上で１５％以上含有させる必要がある。 一
方、３５％を超える多量の存在は、バルブとして使用し
ている間に脆化相を析出させる。 とくに耐食性を重視
する場合は、Ｃｒを２５％を上回って添加することが推
奬される。 長時間使用中の脆化を避けるためには、３
２％以内の添加に止めるべきである。 そこで、上記の
好ましい範囲を定めた。
【００２０】Ｔｉ：３．０％以下、Ａｌ：３．０％以
下、Ｎｂ：３．０％以下の１種または２種以上、好まし
くはＴｉ：２.０％超過３.０％以下およびＡｌ：１.０
〜２.０％Ｔｉ，Ａｌ，Ｎｂは、Ｎｉと結合してγプラ
イム相を析出させ、高温強度を高める働きをするが、多
量に過ぎると、時効硬化時の過剰な析出による脆化を招
き、かつ熱間加工性が低下する。 そこで、それぞれ
３．０％の上限を設けた。高温強度をとくに高めたい場
合は、上記のように、２．０％を超えるＴｉと１．０％
以上のＡｌとを併用する。
下、Ｎｂ：３．０％以下の１種または２種以上、好まし
くはＴｉ：２.０％超過３.０％以下およびＡｌ：１.０
〜２.０％Ｔｉ，Ａｌ，Ｎｂは、Ｎｉと結合してγプラ
イム相を析出させ、高温強度を高める働きをするが、多
量に過ぎると、時効硬化時の過剰な析出による脆化を招
き、かつ熱間加工性が低下する。 そこで、それぞれ
３．０％の上限を設けた。高温強度をとくに高めたい場
合は、上記のように、２．０％を超えるＴｉと１．０％
以上のＡｌとを併用する。
【００２１】Ｎｉ基耐熱合金のさらに好ましい態様とし
て、上記のいずれかの合金組成、とくに好ましい態様に
おいて、さらにＢ：０．０２％以下およびＺｒ：０．１
５％の１種または２種を含有する合金がある。 それぞ
れの作用と限定理由はつぎのとおりである。
て、上記のいずれかの合金組成、とくに好ましい態様に
おいて、さらにＢ：０．０２％以下およびＺｒ：０．１
５％の１種または２種を含有する合金がある。 それぞ
れの作用と限定理由はつぎのとおりである。
【００２２】Ｂ：０．０２％以下 Ｂは結晶粒界に偏析してクリープ強度を高めるほか、熱
間加工性を改善する。この効果は少量で得られるが、多
量になるとかえって熱間加工性を損なうので、０．０２
％以内の添加に止める。
間加工性を改善する。この効果は少量で得られるが、多
量になるとかえって熱間加工性を損なうので、０．０２
％以内の添加に止める。
【００２３】Ｚｒ：０．１５％以下 ＺｒもＢも同様に粒界に偏析してクリープ強度を高める
が、多量になるとむしろクリープ特性にとって有害にな
るから、０．１５％までに添加量をえらぶ。
が、多量になるとむしろクリープ特性にとって有害にな
るから、０．１５％までに添加量をえらぶ。
【００２４】上述したＮｉ基耐熱合金は、Ｎｉの一部を
若干のＦｅおよび（または）Ｃｏで置き換えることがで
きる。 ただし、Ｃｒを２５％を超えて添加した場合
は、オーステナイト相安定のため、Ｆｅの含有量を３．
０％以内に止めてＮｉ量を確保しなければならない。
ＣｏはＮｉと同様にオーステナイト相の安定に寄与する
が、高価であるから、多量に添加することは得策でな
い。 上限として２．０％を置いた。
若干のＦｅおよび（または）Ｃｏで置き換えることがで
きる。 ただし、Ｃｒを２５％を超えて添加した場合
は、オーステナイト相安定のため、Ｆｅの含有量を３．
０％以内に止めてＮｉ量を確保しなければならない。
ＣｏはＮｉと同様にオーステナイト相の安定に寄与する
が、高価であるから、多量に添加することは得策でな
い。 上限として２．０％を置いた。
【００２５】Ｆｅ基耐熱合金 Ｃ：０．１％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１０％
以下、Ｎｉ：３０％以下およびＣｒ：１２〜２５％に加
えて、Ｔｉ：３．０％以下、Ａｌ：２．０％以下および
Ｍｏ：４．０％以下の１種または２種以上を含有し、残
部が実質上Ｆｅからなる合金。 この合金にさらに、
Ｎ：０．５％以下を含有させたものも有用である。 Ｍ
ｎ＋Ｎｉ：１０〜３０％とすることが好ましい。
以下、Ｎｉ：３０％以下およびＣｒ：１２〜２５％に加
えて、Ｔｉ：３．０％以下、Ａｌ：２．０％以下および
Ｍｏ：４．０％以下の１種または２種以上を含有し、残
部が実質上Ｆｅからなる合金。 この合金にさらに、
Ｎ：０．５％以下を含有させたものも有用である。 Ｍ
ｎ＋Ｎｉ：１０〜３０％とすることが好ましい。
【００２６】各合金成分の作用と組成範囲の限定理由
は、つぎのとおりである。
は、つぎのとおりである。
【００２７】Ｃ：０．１％以下、Ｓｉ：１．０％以下 Ｎｉ基耐熱合金に関して前述したとおりである。
【００２８】Ｍｎ：１０％以下、Ｎｉ：３０％以下、好
ましくは、Ｍｎ＋Ｎｉ：１０〜３０％Ｍｎは、オ−ステ
ナイト組織を得るために添加する。 多量になると延性
が低下するので、１０％を添加の上限とする。 Ｎｉも
またオ−ステナイト形成元素であり、Ｍｎとともに添加
する。 原料としては比較的高価であるから、３０％以
内の添加量をえらぶ。 オ−ステナイト組織の確保に
は、Ｍｎ＋Ｎｉが１０％以上あることが望ましい。 一
方、コスト面からは、Ｍｎ＋Ｎｉで３０％以下の添加量
をえらぶのが得策である。
ましくは、Ｍｎ＋Ｎｉ：１０〜３０％Ｍｎは、オ−ステ
ナイト組織を得るために添加する。 多量になると延性
が低下するので、１０％を添加の上限とする。 Ｎｉも
またオ−ステナイト形成元素であり、Ｍｎとともに添加
する。 原料としては比較的高価であるから、３０％以
内の添加量をえらぶ。 オ−ステナイト組織の確保に
は、Ｍｎ＋Ｎｉが１０％以上あることが望ましい。 一
方、コスト面からは、Ｍｎ＋Ｎｉで３０％以下の添加量
をえらぶのが得策である。
【００２９】Ｔｉ：３．０％以下、Ａｌ：２．０％以下 Ｎｉ基耐熱合金に関して前記したことが、Ｎｉ基耐熱合
金にもあてはまる。
金にもあてはまる。
【００３０】Ｍｏ：４．０％以下 Ｍｏは、素地に固溶してこれを強化する作用があるか
ら、適量を添加する。４％を超える添加は脆化を招くの
で、この値を上限とした。
ら、適量を添加する。４％を超える添加は脆化を招くの
で、この値を上限とした。
【００３１】Ｎ：０．５％以下 Ｎは、固溶強化とともに、析出強化の作用を期待して添
加する。 多量に過ぎると脆化を招くので、０．５％の
上限を設けた。
加する。 多量に過ぎると脆化を招くので、０．５％の
上限を設けた。
【００３２】Ｂおよび（または）Ｚｒの添加は、Ｆｅ基
耐熱合金に対しても好ましく、Ｎｉ基耐熱合金に関して
得られると同じ効果を期待することができる。
耐熱合金に対しても好ましく、Ｎｉ基耐熱合金に関して
得られると同じ効果を期待することができる。
【００３３】
【実施例】表１に示す化学組成の合金を真空誘導炉で溶
解し、３０kgのインゴットに鍛造した。
解し、３０kgのインゴットに鍛造した。
【００３４】 表 １ No. C Si Mn Ni Cr Ti Al Nb Fe Co その他 １ 0.06 0.1 0.2 残 20 2.5 1.5 − − − − ２ 0.05 0.2 0.1 残 30 1.5 0.9 − − − ３ 0.03 0.1 0.1 残 19 3.1 1.5 − − 12 − ４ 0.04 0.1 0.1 残 15 2.5 0.8 0.8 7 − − ５ 0.05 0.6 1.5 25 14 2.1 0.3 − 残 − Mo:1.3 ６ 0.40 0.2 9.2 4 21 − − − 残 − N :0.41 ７ 0.05 0.3 0.1 残 26 2.4 1.4 − 0.6 0.3 − ８ 0.04 0.1 0.7 残 27 2.2 1.0 − 0.02 0.2 − ９ 0.09 0.8 0.1 残 30 2.5 1.4 − 0.3 − B :0.004 Zr:0.064 10 0.04 0.2 0.7 残 32 2.9 1.4 − − 0.03 B :0.004 Zr:0.06 11 0.01 0.8 0.04 残 28 2.1 1.8 − 2.4 0.01 B :0.014 Zr:0.06 12 0.03 0.3 0.3 残 26 2.3 1.2 − 29 1.8 B :0.004 各インゴットを直径８５mmの丸棒に鍛造した後、下記の
条件で熱間鍛造して、図１に示すようなバルブの粗形状
を与えた。 下記の順序で熱処理および一部につきフェ
ース部分への冷間鍛造を行なって図２に示すような形状
とし、フェース部分近傍の硬さを測定した。
条件で熱間鍛造して、図１に示すようなバルブの粗形状
を与えた。 下記の順序で熱処理および一部につきフェ
ース部分への冷間鍛造を行なって図２に示すような形状
とし、フェース部分近傍の硬さを測定した。
【００３５】 実施例 熱間鍛造 鍛造温度７００〜１１５０℃ 固溶化熱処理 １０５０℃×４時間 フェース面冷間鍛造 加工率４０％ 時効処理 ７５０℃×１６時間 比較例１ 熱間鍛造 上記条件 固溶化熱処理 上記条件 時効処理 上記条件 比較例２ 熱間鍛造 鍛造温度７００〜９００℃ 時効処理 上記条件 比較例３ 熱間鍛造 鍛造温度７００〜１１５０℃ 固溶化熱処理 １０５０℃×４時間 時効処理 ７５０℃×１６時間 フェース部分冷間鍛造 加工率４０％ 実施例のバルブからは試験片を切り出して、下記の条件
で、Ｖ（バナジウム）アタック試験、Ｓ（サルファー）
アタック試験を行なった。
で、Ｖ（バナジウム）アタック試験、Ｓ（サルファー）
アタック試験を行なった。
【００３６】（Ｖアタック試験）２５mm×１５mm×５mm
に加工した試験片を、＃５００エメリーペーパーで全面
を研摩した上で、腐食灰（Ｖ2Ｏ5：８５％＋Ｎａ2Ｓ
Ｏ4：１５％の混合物）中に入れた。 ８００℃に２０
時間保持したのち、試験片に付着している腐食生成物を
酸で溶かし去り、腐食減量を測定した。
に加工した試験片を、＃５００エメリーペーパーで全面
を研摩した上で、腐食灰（Ｖ2Ｏ5：８５％＋Ｎａ2Ｓ
Ｏ4：１５％の混合物）中に入れた。 ８００℃に２０
時間保持したのち、試験片に付着している腐食生成物を
酸で溶かし去り、腐食減量を測定した。
【００３７】（Ｓアタック試験）上記と同じ試験片を、
やはりエメリーペーパーによる研摩をした上で、混合灰
（Ｎａ2ＳＯ4：９０％＋ＮａＣｌ：１０％の混合物）中
に入れた。 ８００℃に２０時間保持したのち、試験片
に付着している腐食生成物を除去し、腐食減量を測定し
た。
やはりエメリーペーパーによる研摩をした上で、混合灰
（Ｎａ2ＳＯ4：９０％＋ＮａＣｌ：１０％の混合物）中
に入れた。 ８００℃に２０時間保持したのち、試験片
に付着している腐食生成物を除去し、腐食減量を測定し
た。
【００３８】硬さ試験、Ｓアタック試験およびＶアタッ
ク試験の結果を、表２にまとめて示す。
ク試験の結果を、表２にまとめて示す。
【００３９】 表 ２ 合金 硬 さ （Hv） Ｖアタック Ｓアタック No. 実施例 比較例１ 比較例２ 比較例３ 試 験 試 験 １ 483 347 420 445 24.3mg 135.2mg ２ 401 302 351 380 20.4 3.1 ３ 472 357 419 456 25.2 2.2 ４ 482 363 445 462 23.4 152.3 ５ 402 304 363 384 94.3 142.3 ６ 425 312 372 392 34.2 62.2 ７ 467 335 421 431 21.7 2.3 ８ 473 334 割れ*1 442 22.5 2.2 ９ 493 356 〃 割れ*2 25.1 1.4 10 481 344 〃 451 23.6 2.1 11 458 345 413 432 22.4 3.3 12 461 332 423 431 21.6 2.9 ＊１ 熱間鍛造時に割れ発生 ＊２ フェース部分冷間加工時に割れ発生
【００４０】
【発明の効果】表２のデータから、つぎのことが明らか
である： １）本発明の実施例のバルブは、従来技術に
よる製品よりもフェース部分の硬さが高い。 ２）熱間
加工性の低い合金 No.８〜１０を材料とするとき、従来
技術によったのでは熱間鍛造時に割れが生じ、時効後の
硬さの高い No.９の合金ではフェース面の冷間加工時に
も割れが発生しているのに対し、実施例の方法に従え
ば、これらの合金もバルブに加工することができる。
３）合金 No.７〜１２すなわち本発明において好ましい
合金組成を採用した例においては、高い硬さとともにす
ぐれた耐食性が実現している。 このような特性は多量
のＣｏを含有する No.３の合金を材料とした場合にも得
られているが、 No.７〜１２はＣｏを含有しなくても成
績であり、コスト面で有利である。
である： １）本発明の実施例のバルブは、従来技術に
よる製品よりもフェース部分の硬さが高い。 ２）熱間
加工性の低い合金 No.８〜１０を材料とするとき、従来
技術によったのでは熱間鍛造時に割れが生じ、時効後の
硬さの高い No.９の合金ではフェース面の冷間加工時に
も割れが発生しているのに対し、実施例の方法に従え
ば、これらの合金もバルブに加工することができる。
３）合金 No.７〜１２すなわち本発明において好ましい
合金組成を採用した例においては、高い硬さとともにす
ぐれた耐食性が実現している。 このような特性は多量
のＣｏを含有する No.３の合金を材料とした場合にも得
られているが、 No.７〜１２はＣｏを含有しなくても成
績であり、コスト面で有利である。
【図１】 本発明の実施例において製造したディーゼル
エンジンの吸排気バルブの、熱間鍛造により得た粗材の
形状を示す、半ばを断面とした側面図。
エンジンの吸排気バルブの、熱間鍛造により得た粗材の
形状を示す、半ばを断面とした側面図。
【図２】 図１の粗材のフェース部分を冷間鍛造したも
のの形状を示す、図１に対応する図。
のの形状を示す、図１に対応する図。
１ 吸排気バルブ ２ バルブフェース部分
フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６４０ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６４０Ａ ６４１ ６４１Ｂ ６５０ ６５０Ａ ６８６ ６８６ 1/10 1/10 Ｈ
Claims (7)
- 【請求項１】 強析出硬化型耐熱合金を材料として使用
し、ディーゼルエンジンのバルブ形状に熱間で鍛造加工
し、フェース部に部分的に冷間加工を施した後に時効処
理を施して冷間加工部分の硬さを高めることを特徴とす
るディーゼルエンジンバルブの製造方法。 - 【請求項２】 熱間鍛造の後、冷間加工に先立って固溶
化熱処理を施す工程を加えた請求項１のディーゼルエン
ジンバルブの製造方法。 - 【請求項３】 強析出硬化型耐熱合金として、重量％
で、Ｃ：０．１％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：
１．０％以下およびＣｒ：１５〜３５％に加えて、Ｔ
ｉ：３．０％以下、Ａｌ：２．０％以下およびＮｂ：
３．０％以下の１種または２種以上を含有し、残部がＮ
ｉであるＮｉ基耐熱合金を使用する請求項１または２の
ディーゼルエンジンバルブの製造方法。 - 【請求項４】 請求項３に記載の合金において、Ｃｒ：
２５％超過３２％以下であり、Ｔｉ：２．０％超過３％
以下およびＡｌ：１．０〜２．０％を含有するＮｉ基耐
熱合金を使用する請求項３のディーゼルエンジンバルブ
の製造方法。 - 【請求項５】 請求項４に記載の合金において、Ｂ：
０．０２％以下およびＺｒ：０．１５％以下の１種また
は２種を含有するＮｉ基耐熱合金を使用する請求項４の
ディーゼルエンジンバルブの製造方法。 - 【請求項６】 強析出硬化型耐熱合金として、重量％
で、Ｃ：０．６％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１
０％以下、Ｎｉ：３０％以下およびＣｒ：１２〜２５％
に加えて、Ｔｉ：３．０％以下、Ａｌ：２．０％以下お
よびＭｏ：４．０％以下の１種または２種以上を含有
し、残部がＦｅであるＦｅ基耐熱合金を使用する請求項
１または２のディーゼルエンジンバルブの製造方法。 - 【請求項７】 請求項６に記載の合金において、さらに
Ｎ：０．５％以下を含有するＦｅ基耐熱合金を使用する
請求項１または２のディーゼルエンジンバルブの製造方
法。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9178113A JPH1122427A (ja) | 1997-07-03 | 1997-07-03 | ディーゼルエンジンバルブの製造方法 |
| US09/099,205 US6193822B1 (en) | 1997-07-03 | 1998-06-18 | Method of manufacturing diesel engine valves |
| DE69810197T DE69810197T2 (de) | 1997-07-03 | 1998-06-30 | Verfahren zur Herstellung der Ventile einer Diesel-Brennkraftmaschine |
| AT98112051T ATE230066T1 (de) | 1997-07-03 | 1998-06-30 | Verfahren zur herstellung der ventile einer diesel-brennkraftmaschine |
| EP98112051A EP0889207B1 (en) | 1997-07-03 | 1998-06-30 | Method of manufacturing diesel engine valves |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9178113A JPH1122427A (ja) | 1997-07-03 | 1997-07-03 | ディーゼルエンジンバルブの製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1122427A true JPH1122427A (ja) | 1999-01-26 |
Family
ID=16042893
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9178113A Pending JPH1122427A (ja) | 1997-07-03 | 1997-07-03 | ディーゼルエンジンバルブの製造方法 |
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| US (1) | US6193822B1 (ja) |
| EP (1) | EP0889207B1 (ja) |
| JP (1) | JPH1122427A (ja) |
| AT (1) | ATE230066T1 (ja) |
| DE (1) | DE69810197T2 (ja) |
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| US10870908B2 (en) | 2014-02-04 | 2020-12-22 | Vdm Metals International Gmbh | Hardening nickel-chromium-iron-titanium-aluminium alloy with good wear resistance, creep strength, corrosion resistance and processability |
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| DE10117519A1 (de) * | 2001-04-07 | 2002-10-17 | Volkswagen Ag | Brennkraftmaschine mit Direkteinspritzung und Verfahren zum Betreiben dieser |
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| JP4972972B2 (ja) * | 2006-03-22 | 2012-07-11 | 大同特殊鋼株式会社 | Ｎｉ基合金 |
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| CN110814662B (zh) * | 2019-11-22 | 2021-08-17 | 重庆跃进机械厂有限公司 | 一种柴油机气门毛坯的加工方法 |
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1997
- 1997-07-03 JP JP9178113A patent/JPH1122427A/ja active Pending
-
1998
- 1998-06-18 US US09/099,205 patent/US6193822B1/en not_active Expired - Fee Related
- 1998-06-30 DE DE69810197T patent/DE69810197T2/de not_active Expired - Fee Related
- 1998-06-30 EP EP98112051A patent/EP0889207B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1998-06-30 AT AT98112051T patent/ATE230066T1/de not_active IP Right Cessation
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