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WO2014014069A1 - 大型船舶用エンジン排気バルブの製造方法 - Google Patents

大型船舶用エンジン排気バルブの製造方法 Download PDF

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WO2014014069A1
WO2014014069A1 PCT/JP2013/069558 JP2013069558W WO2014014069A1 WO 2014014069 A1 WO2014014069 A1 WO 2014014069A1 JP 2013069558 W JP2013069558 W JP 2013069558W WO 2014014069 A1 WO2014014069 A1 WO 2014014069A1
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WO
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exhaust valve
less
welding
manufacturing
alloy
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PCT/JP2013/069558
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English (en)
French (fr)
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堀尾　浩次
原　理
義人 鈴木
敦郎 益永
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Daido Steel Co Ltd
Original Assignee
Daido Steel Co Ltd
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Publication date
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    • F01L2820/00—Details on specific features characterising valve gear arrangements
    • F01L2820/01—Absolute values

Definitions

  • the present invention relates to a method of manufacturing an engine exhaust valve used for a diesel engine for a large vessel, and more particularly to an engine exhaust valve for a large vessel using at least a part of a Ni-based aging deposited alloy.
  • Heavy oil is mainly used as a fuel in diesel engines for large vessels, and exhaust gases discharged from the combustion chamber contain a large amount of highly corrosive sulfides and the like. Therefore, a metal material having high resistance to high temperature corrosion called S attack or V attack by contact with the exhaust gas flow is used for the exhaust valve.
  • materials having such high temperature corrosion resistance for example, Ni-based aging precipitation alloys such as Nimonic 80A and Inconel 718, and Co-based alloys such as Stellite are known (“Nimonic”, “Inconel”, and “Stelite” are , All are registered trademarks).
  • exhaust valves using high alloys such as Ni-based alloys and Co-based alloys are all expensive, exhaust valves provided with such high alloys only to areas requiring high-temperature corrosion resistance have also been proposed. .
  • Patent Document 1 as an exhaust valve for a large-sized diesel engine, a Co-based alloy is applied to the umbrella face face of a main body made of austenitic heat resistant steel, and a Ni-based alloy is applied to the umbrella exposed surface.
  • a combined exhaust valve is disclosed.
  • Both Co-based alloys and Ni-based alloys are excellent in high temperature corrosion resistance, but in particular, the former is excellent in wear resistance and the latter is excellent in thermal shock resistance.
  • Such a composite exhaust valve is provided by overlay welding with a material that is more suitable for the required properties of the umbrella face and umbrella contact surface respectively.
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and an object of the present invention is to provide a method of manufacturing a highly durable large vessel engine exhaust valve capable of withstanding the high load of a large vessel diesel engine. It is.
  • the method for producing an engine exhaust valve for a large vessel is a method for producing an exhaust valve for a large vessel diesel engine, comprising a Ni-Cr-Al Ni-based aging precipitation alloy so as to cover the tip of a round bar steel material.
  • the welding material is piled up a plurality of times and welded in a pile, and then the fore-end is forged into a hot shape to form the umbrella while giving structure adjustment of the welded portion, and subjected to solution heat treatment and aging precipitation heat treatment It is characterized by
  • the lamellar structure of the ⁇ -Cr phase and the ⁇ 'phase formed in the lining weld formed by overlaying welding several times is prepared by forging and the ⁇ -Cr phase is finely grained It is possible to suppress abnormal growth of the ⁇ 'phase when using the engine. Therefore, it is possible to suppress the occurrence of cracking in the welded portion and manufacture an exhaust valve for a large-sized ship engine having excellent durability.
  • the Ni-Cr-Al Ni-based aged precipitation alloy contains, by mass%, Cr: 32 to 50%, Al: 0.5 to 10.0%, and Fe: 0.1 as essential additive elements. It may be characterized in that it contains up to 20.0%, and the balance is inevitable impurities and Ni. According to this invention, high temperature corrosion resistance such as S attack resistance and V attack resistance can be enhanced, and an exhaust valve of a large ship engine excellent in durability can be manufactured.
  • the Ni-Cr-Al Ni-based aged precipitation alloy contains, by mass%, Cr: 32 to 50%, Al: 0.5 to 10.0%, and Fe: 0.1 as essential additive elements. While containing ⁇ 20.0%, Si: 5% or less, B: 0.01% or less, C: 0.1% or less, Cu: 5% or less, Ti: 0.1% as an optional additive element In the following, it may be characterized by containing Nb: 0.1% or less, Ta: 0.1% or less, V: 0.1% or less, and Ti + Nb + Ta + V: 0.1% or less. According to this invention, it is possible to manufacture an exhaust valve for a large marine engine which has better high temperature corrosion resistance and is excellent in durability.
  • the overlay welding may be characterized in that a softening heat treatment is applied between a plurality of applications.
  • a softening heat treatment is applied between a plurality of applications.
  • the welding material may be an alloy wire for overlay welding.
  • FIG. 5 is a cross-sectional view of an exhaust valve obtained by the manufacturing method according to the present invention. It is process drawing which shows the manufacturing method by this invention. It is a side view of the exhaust valve in a manufacturing process. It is sectional drawing of the exhaust valve in a forge process. It is a figure which shows the component composition of a steel ingot. It is a figure which shows the component composition and manufacturing condition of an exhaust valve. It is a figure which shows the result of S attack resistance test and V attack resistance test. It is a drawing showing the photograph which shows section organization. It is a drawing showing the photograph which shows section organization.
  • the inventor of the present invention has applied a Ni-Cr-Al alloy which is excellent in high temperature strength and has high V attack resistance and S attack resistance by overlay welding so as to cover a predetermined portion of a large ship engine exhaust valve.
  • overlay welding is repeated several times to obtain the thickness.
  • cracks were generated in the weld overlay, and it was found that the cause was abnormal growth of fine particles of the ⁇ 'phase which is an intermetallic compound responsible for high temperature strength.
  • the inventor found that it is possible to suppress abnormal growth of fine particles of the ⁇ 'phase by performing forge processing of the lamellar structure to perform structure adjustment, that is, structure adjustment in which the ⁇ -Cr phase is made into fine particles. .
  • structure adjustment that is, structure adjustment in which the ⁇ -Cr phase is made into fine particles.
  • the exhaust valve 1 is composed of a shaft 2 made of austenitic heat resistant steel and an umbrella 3 at its tip.
  • the umbrella portion 3 includes a surface layer lining portion 4 made of a Ni-Cr-Al alloy given by multilayer build-up welding.
  • the surface layer lining portion 4 has a structure in which fine particles 14 of the ⁇ 'phase (Ni 3 Al) and fine particles 15 of the ⁇ -Cr phase are uniformly dispersed in a matrix 13 consisting of a ⁇ phase (Ni solid solution). Have. This will be described later along with FIGS. 8 and 9.
  • the exhaust valve 1 provided with the surface layer lining portion 4 is provided with high S attack resistance and V attack resistance by the Ni-Cr-Al alloy, and is maintained at a high temperature for a long time when using the engine.
  • the coarse particles 15 of the -Cr phase can suppress the coarsening of the fine particles 14 of the ⁇ 'phase, and the generation of cracks in the surface layer lining portion 4 can be suppressed. That is, the durability of the large marine vessel engine as an engine exhaust valve can be greatly enhanced.
  • the stepped round rod 1 ′ has a round rod-like shaft 2, a connecting portion 2a whose diameter is continuously increased from the shaft 2, and a diameter larger than that of the shaft 2. It is a rod-like body which consists of processing part 3a which has. The surface of the front end portion of the processed portion 3a is ground to give a buildup weld portion 3b.
  • the grinding process is a surface process for enhancing the adhesion of buildup welding in buildup welding step S2 described later.
  • a Ni-Cr-Al based alloy is melted, and for example, while preparing an alloy powder for buildup welding powderized by gas atomization method or the like, as shown in FIG. 3 (b)
  • the alloy powder is overlay-welded on the surface of the weld overlay 3b. That is, build-up welding is performed multiple times so as to give an alloy layer of a predetermined thickness required as an exhaust valve of a large ship engine, and a build-up welded portion 4 'is provided.
  • the surface of the weld build-up welded portion 3b is entirely covered with a Ni-Cr-Al based alloy which is considered to have high S attack resistance and V attack resistance.
  • a welding material used for overlay welding an alloy wire for overlay welding, an alloy rod for overlay welding, or an alloy for overlay welding consisting of a Ni-Cr-Al based alloy instead of the alloy powder for overlay welding. A band may be used.
  • This softening heat treatment is, for example, a heat treatment in which the weld overlay weld 4 'is heated to about 850 ° C., and held for 16 hours for air cooling.
  • This softening heat treatment is, for example, a heat treatment in which the weld overlay weld 4 'is heated to about 850 ° C., and held for 16 hours for air cooling.
  • the ⁇ -Cr phase in particular, the lamellar structure of the ⁇ -Cr phase and the ⁇ ′ phase formed by the above-described multiple build-up welding operations is spheroidized. That is, the welded portion can be softened to reduce the forging resistance in the subsequent forging step S3.
  • the stepped round bar 1 'to which the weld overlay 4' is applied is cast forged by the forging die 9 and the anvil 10, and the umbrella portion 3 (See FIG. 1).
  • the forging die 9 which has the processing surface 9a corresponding to the curved surface which should give the face surface of the umbrella part 3 (refer FIG. 1) is prepared. Insert the shaft 2 of the stepped round rod 1 'into the central through hole 9b of the forging die 9 from the side of the working surface 9a, and push it until at least a part of the connecting portion 2a abuts on the working surface 9a of the forging die 9. . This is held by the holder 12 at two places separated along the shaft 2.
  • the end portion of the weld overlay 4 ' is brought into contact with the anvil 10, and the anvil 10 is made to approach the forging die 9 along the axis of the stepped round bar 1' to perform mold insert forging.
  • the connecting portion 2a, the processed portion 3a, and the weld buildup portion 4 ' can be forged into a substantially conical shape, and the umbrella portion 3 including the surface layer lining portion 4 as shown in FIG. Can be obtained.
  • the forging step S3 not only gives the formation of the umbrella portion 3 (see FIG. 1), but also causes the layered body of the ⁇ -Cr phase in the lamellar structure of the weld overlay 4 ′ to be made into fine particles It is also a step of adjustment. From this point of view, for example, in a 57Ni-38Cr-3.8Al-based alloy described later, forging is performed in a temperature range of 1000 to 1100 ° C., preferably in a temperature range of 1060 ° C. to 1100 ° C.
  • the processing distortion due to forging is removed, and the precipitates such as carbides and intermetallic compounds in the entire area of the valve material and the surface layer lining portion 4 are heated to a high temperature so as to form solid solution in the ⁇ phase.
  • Perform heat treatment to hold For example, after heating to 1050 ° C. and holding for 1 hour, water cooling is performed.
  • the ⁇ -Cr phase finely pulverized in the forging step S3 can be further spheroidized.
  • aging treatment is performed, for example, by holding for 24 hours at 700 to 800 ° C. and air cooling so that the ⁇ ′ phase is precipitated in the matrix, for the solution treated valve material. That is, the processing temperature and time can be appropriately adjusted depending on the component composition of the Ni-Cr-Al based alloy and the like.
  • the exhaust valve 1 obtained through the above steps includes fine particles 14 of ⁇ ′ phase (Ni 3 Al) and ⁇ -Cr phase in a matrix 13 composed of ⁇ phase (Ni solid solution) as shown in FIG.
  • the umbrella portion 3 has the surface layer lining portion 4 obtained from the structure in which the fine particles 15 are uniformly dispersed. That is, in addition to the high S attack resistance and the V attack resistance provided by the Ni-Cr-Al alloy, the ⁇ -Cr phase fine particles 15 have the ⁇ 'phase (even if the engine is used at high temperature. The coarsening of the fine particles 14 of Ni 3 Al) is suppressed. Therefore, a reduction in mechanical strength can be suppressed, and durability as a large ship engine exhaust valve can be enhanced.
  • the stepped round bar 1 ' is processed in the round bar processing step S1.
  • the round bar may be used.
  • the forging step S3 mold forging as described above is good.
  • a step of machining the stepped round bar may be provided between these steps.
  • FIG. 5 shows the component composition of the sample collected from the ladle during melting and refining.
  • the shaft portion 2 with a diameter of 100 mm, the processed portion 3a with a diameter of 213 mm, and the welded portion 3b with a diameter of 183 mm were processed by rough forging to obtain a stepped round bar 1 '.
  • the alloy powder for overlay welding was obtained by melting and pulverizing 57Ni-38Cr-3.8Al-based alloy having the component composition corresponding to Examples 1 to 9 shown in FIG. 6 and alloys similar thereto by a gas atomizing method.
  • the alloy wire for overlay welding is prepared by melting and rolling a 57Ni-38Cr-3.8Al-based alloy having a component composition corresponding to Examples 10 to 18 shown in FIG. It was obtained by drawing into a 6 mm linear body.
  • An alloy powder for overlay welding by plasma arc welding or an alloy wire for overlay welding by TIG (Tungsten Inert Gas) welding is applied to the surface of the weld overlay 3b of the stepped round rod 1 'by plasma arc welding.
  • Overlay welding was performed to a thickness of about 15 mm. That is, five build-up welds were repeated and constructed with a thickness of 3 mm at one time.
  • a softening heat treatment was performed by heating to 850 ° C. and holding for 16 hours for air cooling. Then, it machined so that the thickness of build-up welding part 4 'might remain about 8 mm.
  • the stepped round bar 1 ′ was heated to 1050 ° C. and held for a predetermined time, and then forged into a hot mold to obtain a valve material.
  • a solution treatment was performed by heating to 1050 ° C., holding for 1 hour, and water cooling.
  • valve material was heated to the aging treatment temperature shown in FIG. 6, respectively, and was subjected to an aging treatment of holding for 24 hours and air cooling.
  • the exhaust valve 1 of Examples 1 to 18 is obtained.
  • the conventional material Nimonic 80A material and Inconel 718 material are respectively processed into the same shape as the exhaust valve 1 without the above-described overlay welding.
  • the S attack resistance test and the V attack resistance test were performed in accordance with JIS Z 2292. Specifically, in the S attack resistance test, 90% Na 2 O 4 + 10% NaCl was applied at a coating amount of 20 mg / cm 2 to the above-described corrosion resistance test piece which was weighed in advance, and maintained at 800 ° C. for 20 hours It was carried out by measuring the weight after removing the scale formed. That is, the S attack resistance was evaluated by the corrosion loss before and after the test. Moreover, anti-V attack resistance test by changing the liquid to be applied to the 85% V 2 O 5 + 15 % Na 2 O 4, were evaluated by in resistance to S-attacking property test the same method.
  • the room temperature tensile test and the high temperature tensile test measured tensile strength and 0.2% proof stress with a commercially available tensile testing apparatus.
  • the high temperature tensile test was conducted at temperatures of 500 ° C. and 650 ° C.
  • any of the test pieces of Examples 1 to 18 had lower corrosion loss as compared with the test pieces of Comparative Examples 1 and 2 which are the conventional materials. Furthermore, in the S attack resistance test, any of the test pieces of Examples 1 to 18 also exhibited low corrosion loss as compared with the test pieces of Comparative Examples 1 and 2. That is, a build-up welded portion made of the alloy powder for build-up welding or the alloy wire for build-up welding shown in FIG. 6 is superior in V attack resistance and S attack resistance to conventional materials.
  • composition range of the alloy powder for overlay welding and the alloy wire for overlay welding shown in the component composition of FIG. It is determined in First, the essential additive elements Cr, Al and Fe will be described.
  • Cr tends to form an ⁇ -Cr phase as described above and to increase the hardness.
  • high temperature corrosion resistance such as V attack resistance and S attack resistance can be enhanced within a certain addition range.
  • Cr is, in mass%, in the range of 32 to 50%, preferably in the range of 35 to 45%.
  • Al can form a? 'Phase to enhance high-temperature mechanical strength, and can also improve high-temperature corrosion resistance within a certain range. On the other hand, excessive formation of the ⁇ 'phase causes embrittlement. Taking these into consideration, Al is in the range of 0.5 to 10.0% by mass, preferably in the range of 3.4 to 5.0%.
  • Fe is added for the purpose of reducing the material cost because it is less expensive than Ni. On the other hand, when the addition amount of Fe is too large, the high temperature corrosion resistance is lowered. Therefore, in mass%, Fe is in the range of 0.1 to 20.0%, preferably in the range of 0.5 to 5%.
  • Si, B, C, Cu, Ti, Nb, Ta, V which are optional additive elements will be described.
  • Si like Al, forms particulate intermetallic compounds that affect high temperature mechanical strength, and tends to improve high temperature corrosion resistance. From the viewpoint of embrittlement due to excessive formation of intermetallic compound particles, Si is at most 5% by mass, preferably at most 3.5% by mass.
  • B affects the mechanical strength of grain boundaries.
  • B is 0.01% or less, preferably 0.005% or less by mass.
  • C affects high temperature corrosion resistance.
  • C is 0.1% or less by mass%.
  • Cu dissolves in the ⁇ phase to affect the mechanical strength.
  • Cu is at most 5%, preferably at most 1%, by mass.
  • Ti, Nb, Ta, and V combine with C to form carbides and affect mechanical strength, and also affect high-temperature corrosion resistance.
  • Ti 0.1% or less
  • Nb 0.1% or less
  • Ta 0.1% or less
  • V 0.1% or less
  • Ti + Nb + Ta + V 0.1% or less in mass%. It is preferable to do.
  • Reference Signs List 1 exhaust valve 2 shaft 2a connection 3 umbrella 4 surface lining 4 'overlay welding 13 matrix 14 ⁇ ' phase (Ni 3 Al) fine particles 15 ⁇ -Cr phase fine particles

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Description

大型船舶用エンジン排気バルブの製造方法
　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の製造方法に関し、特にＮｉ基時効析出合金を少なくともその一部に使用した大型船舶用エンジン排気バルブに関する。
　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ている。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して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基の時効析出合金や、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）。一方、Ｎｉ基合金やＣｏ基合金のような高合金を使用した排気バルブはいずれも高価なため、耐高温腐食性を要求される部位のみにかかる高合金を与えた排気バルブも提案されている。
　例えば、特許文献１では、大型ディーゼル機関用の排気バルブとして、オーステナイト系耐熱鋼からなる本体の傘部フェイス面にＣｏ基合金を、傘部触火面にＮｉ基合金を肉盛溶接により与えた複合排気バルブが開示されている。Ｃｏ基合金及びＮｉ基合金は、ともに耐高温腐食性に優れるが、特に、前者は耐摩耗性に、後者は耐熱衝撃性に優れる。かかる複合排気バルブは傘部フェイス面及び傘部触火面においてそれぞれ必要とされる特性に対してより適した材料を肉盛溶接によって与えているのである。
日本国特開平１１－０５０８２１号公報
　近年、運輸業界の高速搬送の要求から船舶用ディーゼルエンジンへの負荷が高まることとなり、排気バルブが急速に劣化してしまうといった問題が生じた。つまり、排気ガスが高温化し、例えば、Ｎｉ基時効析出合金であれば、機械強度を担う金属間化合物γ’相の時効析出粒子が徐々に粗大化し、機械強度が大幅に低下してしまうのである。
　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、大型船舶のディーゼルエンジンにおける高負荷にも耐え得る耐久性の高い大型船舶用エンジン排気バルブの製造方法を提供することである。
　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、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、丸棒鋼材の先端を覆うようにＮｉ－Ｃｒ－Ａｌ系Ｎｉ基時効析出合金からなる溶接材料を複数回重ねて肉盛溶接した後に、前記先端を熱間型入鍛造して溶接部の組織調整を与えつつ傘部を成形し、固溶化熱処理及び時効析出熱処理を与えて供されることを特徴とする。
　かかる発明によれば、複数回重ねて肉盛溶接したライニング溶接部に形成されるα－Ｃｒ相とγ’相とのラメラ状組織を鍛造加工により組織調製し、α－Ｃｒ相を微細粒子化させて、エンジンの使用時のγ’相の異常成長を抑制できる。故に、溶接部での割れの発生を抑制し、耐久性に優れる大型船舶用エンジンの排気バルブを製造できるのである。
　上記した発明において、前記Ｎｉ－Ｃｒ－Ａｌ系Ｎｉ基時効析出合金は、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％を含み、残部を不可避的不純物及びＮｉとすることを特徴としてもよい。かかる発明によれば、耐Ｓアタック性や耐Ｖアタック性といった耐高温腐食性を高めることができて、耐久性に優れる大型船舶用エンジンの排気バルブを製造できるのである。
　上記した発明において、前記Ｎｉ－Ｃｒ－Ａｌ系Ｎｉ基時効析出合金は、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、更に、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％以下で含むことを特徴としてもよい。かかる発明によれば、更に良好な耐高温腐食性を有し、耐久性に優れる大型船舶用エンジンの排気バルブを製造できるのである。
　上記した発明において、前記肉盛溶接は複数回の施工の間に軟化熱処理を与えることを特徴としてもよい。かかる発明によれば、これに続く熱間型入鍛造の鍛造抵抗を低減でき工程を容易にできるとともに、組織調整を完全に行い得るので、耐久性に優れる大型船舶用エンジンの排気バルブをより効率的に製造できるのである。
　また、上記した発明において、前記溶接材料は肉盛溶接用合金ワイヤであってもよい。
本発明による製造方法で得られる排気バルブの断面図である。 本発明による製造方法を示す工程図である。 製造工程における排気バルブの側面図である。 鍛造工程における排気バルブの断面図である。 鋼塊の成分組成を示す図である。 排気バルブの成分組成及び製造条件を示す図である。 耐Ｓアタック性試験及び耐Ｖアタック性試験の結果を示す図である。 断面組織を示す写真をあらわす図面である。 断面組織を示す写真をあらわす図面である。
　本発明者は、高温強度に優れるとともに高い耐Ｖアタック性及び耐Ｓアタック性を有するとされるＮｉ－Ｃｒ－Ａｌ系合金を大型船舶用エンジン排気バルブの所定部を覆うように肉盛溶接で与えることを考慮した。大型船舶用エンジンとして必要とされる厚さの合金層を与えるためには、肉盛溶接を複数回重ねて厚さを得る。一方、エンジンの使用時において、この肉盛溶接部で割れが発生し、その原因が高温強度を担う金属間化合物であるγ’相の微細粒子の異常成長によることを突き止めた。また、肉盛溶接を複数回重ねたことでα－Ｃｒ相とγ’相とがラメラ状組織を形成し、この異常成長が生じやすくなることも判った。そこで、本発明者は、ラメラ状組織を鍛造加工して組織調整、すなわち、α－Ｃｒ相を微細粒子化させる組織調整を行って、γ’相の微細粒子の異常成長を抑制できることを見い出した。以下に、この詳細を述べる。
　まず、本発明による１つの実施例としての製造方法により得られる大型船舶用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、オーステナイト系耐熱鋼からなる軸部２とその先端の傘部３とからなる。傘部３には、多層肉盛溶接によって与えられたＮｉ－Ｃｒ－Ａｌ合金からなる表層ライニング部４を含む。ここで表層ライニング部４は、γ相（Ｎｉ固溶体）からなるマトリクス１３内にγ’相（Ｎｉ３Ａｌ）の微細粒子１４と、α－Ｃｒ相の微細粒子１５とを均一に分散させた組織を有する。なお、これについては図８及び図９とともに後述する。
　表層ライニング部４を与えられた排気バルブ１は、Ｎｉ－Ｃｒ－Ａｌ合金による高い耐Ｓアタック性や耐Ｖアタック性を与えられるとともに、エンジンの使用時において高温で長時間維持されても、α－Ｃｒ相の微細粒子１５によりγ’相の微細粒子１４の粗大化を抑制できて、表層ライニング部４における割れの発生を抑制できる。すなわち、大型船舶用エンジンのエンジン排気バルブとしての耐久性を大幅に高めることができるのである。
　次に、上記した大型船舶用エンジン排気バルブの製造方法の１つの実施例について、図２に沿って、図３及び４を併せて用いて説明する。
　図２を参照すると、丸棒加工ステップＳ１では、オーステナイト系耐熱鋼などの従来のエンジンバルブにも使用されている鋼材を熱間鍛造して段付き丸棒を作製する。図３（ａ）に示すように、段付き丸棒１’は、丸棒状の軸部２と、軸部２から連続的に径を増加させた接続部２ａと、軸部２よりも大きい径を有する加工部３ａとからなる棒状体である。なお、加工部３ａの先端部には、その表面を研削加工して被肉盛溶接部３ｂを与える。かかる研削加工は、後述する肉盛溶接ステップＳ２における肉盛り溶接の密着性を高めるための表面加工である。
　肉盛溶接ステップＳ２では、まず、Ｎｉ－Ｃｒ－Ａｌ系合金を溶融し、例えば、ガスアトマイズ法などで粉体化させた肉盛溶接用合金粉末を準備するとともに、図３（ｂ）に示すように、被肉盛溶接部３ｂの表面にこの合金粉末を肉盛溶接するステップである。すなわち、大型船舶用エンジンの排気バルブとして必要とされる所定の厚さの合金層を与えるよう、肉盛溶接を複数回施工し、肉盛溶接部４’を与える。これにより、被肉盛溶接部３ｂの表面は、高い耐Ｓアタック性や耐Ｖアタック性を有するとされるＮｉ－Ｃｒ－Ａｌ系合金で全面を覆われる。なお、肉盛溶接に用いる溶接材料として、肉盛溶接用合金粉末の代わりにＮｉ－Ｃｒ－Ａｌ系合金からなる肉盛溶接用合金ワイヤ、肉盛溶接用合金棒、又は、肉盛溶接用合金帯を使用してもよい。
　なお、肉盛溶接ステップＳ２において、複数回の肉盛溶接の施工の間には、軟化熱処理をして組織調整を行うことが好ましい。この軟化熱処理は、例えば、肉盛溶接部４’を８５０℃程度に加熱し、１６時間保持して空冷する熱処理である。これにより、上記した複数回の肉盛溶接の施工により形成されてしまうα－Ｃｒ相とγ’相とのラメラ状組織の特にα－Ｃｒ相の少なくとも一部を球状化させる。つまり、溶接部を軟化させて、続く鍛造加工ステップＳ３における鍛造抵抗を低下させ得るのである。更に、肉盛溶接部４’の厚みの調整として、肉盛溶接ステップＳ２の最後に、肉盛溶接部４’を機械加工することが好ましい。
　鍛造加工ステップＳ３では、図４（ａ）に示すように、肉盛溶接部４’を付与された段付き丸棒１’を鍛造金型９、金敷１０により型入れ鍛造し、傘部３（図１参照）を与えるステップである。
　詳細には、図４（ａ）に示すように、傘部３（図１参照）のフェイス面を与えるべき曲面に対応した加工面９ａを有する鍛造金型９を用意する。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、接続部２ａの少なくとも一部が鍛造金型９の加工面９ａに当接するまで押し込む。軸部２に沿って離間した２ヶ所でこれを保持具１２により保持する。そして、肉盛溶接部４’の端部を金敷１０に当接させ、更に、金敷１０を段付き丸棒１’の軸線に沿って鍛造金型９に接近させて型入れ鍛造を行う。これにより、接続部２ａと加工部３ａと肉盛溶接部４’を略円錐形状に鍛造加工できて、図４（ｂ）に示すような、表層ライニング部４を含む傘部３（図１参照）を有するバルブ材を得られるのである。
　かかる鍛造加工ステップＳ３は、傘部３（図１参照）の成形を与えるだけでなく、併せて、肉盛溶接部４’のラメラ状組織におけるα－Ｃｒ相の層状体を微細粒子化させる組織調整のステップでもある。かかる観点において、例えば、後述する５７Ｎｉ－３８Ｃｒ－３．８Ａｌ系合金では、１０００～１１００℃の温度範囲、好ましくは１０６０℃～１１００℃の温度範囲で鍛造加工を行う。
　固溶化処理ステップＳ４では、鍛造による加工歪みを取り除くとともに、バルブ材の全域部及び表層ライニング部４における炭化物や金属間化合物などの析出物をγ相内に固溶させるように高い温度に加熱し保持する熱処理を行う。例えば、１０５０℃に加熱し１時間保持した後に水冷する。ここでは、鍛造加工ステップＳ３によって微細粒子化したα－Ｃｒ相をより球状化させ得る。
　時効処理ステップＳ５では、固溶化処理されたバルブ材について、γ’相をマトリクス中に析出させるように、例えば、７００～８００℃で２４時間保持し空冷する時効処理を行う。つまり、処理温度及び時間は、Ｎｉ－Ｃｒ－Ａｌ系合金の成分組成などによって適宜、調整され得る。
　以上のステップを経て得られた排気バルブ１は、図１に示すようなγ相（Ｎｉ固溶体）からなるマトリクス１３内にγ’相（Ｎｉ３Ａｌ）の微細粒子１４と、α－Ｃｒ相の微細粒子１５とを均一に分散させた組織を得た表層ライニング部４を傘部３に有するのである。つまり、Ｎｉ－Ｃｒ－Ａｌ合金による高い耐Ｓアタック性や耐Ｖアタック性を与えられるとともに、エンジン使用時において、高い温度に保持されても、α－Ｃｒ相の微細粒子１５がγ’相（Ｎｉ３Ａｌ）の微細粒子１４の粗大化を抑制するのである。したがって、機械強度の低下を抑制できて、大型船舶用エンジン排気バルブとしての耐久性を高めることができるのである。
　なお、本実施例では、丸棒加工ステップＳ１で段付き丸棒１’に加工したがこれは丸棒であってもよく、一方で、鍛造加工ステップＳ３において上記したような型入れ鍛造が良好にできるよう、かかるステップまでの間に段付き丸棒に機械加工する工程を適宜、与えても良い。
〔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について行った評価試験を説明する。
　まず、溶解精錬により９Ｎｉ－１９Ｃｒ－１．８Ｗ－０．１Ｎの３．６ｔｏｎの鋼塊を造塊し、１１５０～１２００℃の温度範囲に加熱して分塊鍛造を行った。図５には、溶解精錬の際に取り鍋から採取したサンプルの成分組成を示した。さらに、図３（ａ）に示すような、荒地鍛造によりφ１００ｍｍの軸部２、φ２１３ｍｍの加工部３ａ、φ１８３ｍｍの被肉盛溶接部３ｂを加工し段付き丸棒１’を得た。一方、肉盛溶接用合金粉末は、図６に示す実施例１乃至９に対応する成分組成の５７Ｎｉ－３８Ｃｒ－３．８Ａｌ系合金及びこれに類する合金を溶融しガスアトマイズ法により製粉して得た。また、肉盛溶接用合金ワイヤは、図６に示す実施例１０乃至１８に対応する成分組成の５７Ｎｉ－３８Ｃｒ－３．８Ａｌ系合金及びこれに類する合金を溶解、圧延して、さらに直径１．６ｍｍの線状体に伸線加工して得た。
　段付き丸棒１’の被肉盛溶接部３ｂの表面には、プラズマアーク溶接法により肉盛溶接用合金粉末を、又は、ＴＩＧ（Ｔｕｎｇｓｔｅｎ　Ｉｎｅｒｔ　Ｇａｓ）溶接法により肉盛溶接用合金ワイヤを、約１５ｍｍの厚さとなるように肉盛溶接した。すなわち、１回あたり３ｍｍの厚さで５回の肉盛溶接を重ねて施工した。なお、肉盛溶接の間には、８５０℃に加熱して１６時間保持して空冷する軟化熱処理を行った。その後、肉盛溶接部４’の厚さを約８ｍｍ残すようにして機械加工した。機械加工後、段付き丸棒１’は、１０５０℃に加熱し、所定時間保持した後に熱間型入鍛造し、バルブ材を得た。更に、１０５０℃に加熱し１時間保持して水冷する固溶化処理を行った。
　ここで、バルブ材をそれぞれ図６に示す時効処理温度に加熱し、２４時間保持し空冷する時効処理を行なった。これによって、実施例１乃至１８の排気バルブ１が得られる。なお、比較例１及び２では、従来材であるＮｉｍｏｎｉｃ８０Ａ材、及び、Ｉｎｃｏｎｅｌ７１８材をそれぞれ用いて、上記した肉盛溶接を行わずに、排気バルブ１と同様の形状に加工している。
　次に、排気バルブ１の傘部３（図１参照）から、後述する耐Ｖアタック性試験及び耐Ｓアタック性試験用の高さ１５ｍｍ、幅１０ｍｍ、厚さ４ｍｍの略直方体状の耐食性試験片を切り出した。比較例１及び２においても同様に耐食性試験片を切り出した。続いて、実施例１乃至３、及び、実施例１０乃至１２の排気バルブ１の傘部３から、後述するビッカース硬度試験用試験片、及び、ＡＳＴＭ　Ｅ８に定められた３号引張試験片（直径６ｍｍ、標点距離２５ｍｍ）を切り出した。この３号引張試験片は、後述する常温引張試験及び高温引張試験に供した。
　耐Ｓアタック性試験及び耐Ｖアタック性試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２９２に準拠して行った。詳細には、耐Ｓアタック性試験は、あらかじめ秤量しておいた上記した耐食性試験片に９０％Ｎａ２Ｏ４＋１０％ＮａＣｌを塗布量２０ｍｇ／ｃｍ２で塗布し、８００℃で２０時間保持し、形成したスケールを除去した後の重量を測定して行った。つまり、試験前後の腐食減量で耐Ｓアタック性の評価を行った。また、耐Ｖアタック性試験は、塗布する液剤を８５％Ｖ２Ｏ５＋１５％Ｎａ２Ｏ４に変えて、耐Ｓアタック性試験と同様の方法で行って評価した。
　ビッカース硬度試験は、市販のビッカース硬度計を用い、常温で表面（フェイス面）から内部方向にかけて５点を計測し、その平均値を計測値とした。また、常温から８００℃までの各温度で保持し、同様にビッカース硬度を測定した。
　室温引張試験及び高温引張試験は、市販の引張試験装置により、引張強さ、及び、０．２％耐力を計測した。なお、高温引張試験は、５００℃及び６５０℃の温度で行った。
　図７に示すように、耐Ｖアタック性試験において、実施例１乃至１８のいずれの試験片においても、従来材である比較例１及び２の試験片と比較して低い腐食減量であった。さらに、耐Ｓアタック性試験においても、実施例１乃至１８のいずれの試験片においても、やはり比較例１及び２の試験片と比較して低い腐食減量であった。つまり、図６に示す成分組成の肉盛溶接用合金粉末又は肉盛溶接用合金ワイヤによる肉盛溶接部は、従来材と比較して耐Ｖアタック性及び耐Ｓアタック性に優れている。
　また、ビッカース硬度試験において、実施例１乃至３、及び、実施例１０乃至１２のいずれの試験片でも、常温から７００℃の温度までＨｖ４２０～５２０程度の高い硬さを得られることが確認された。また、引張試験において、室温、５００℃及び６５０℃のいずれの温度でも、引張強度及び０．２％耐力について、Ｎｉｍｏｎｉｃ８０Ａなどの従来材からなるバルブの規格値以上の高い値を得られることが確認された。
　ところで、図８に示すように、溶接材料として肉盛溶接用合金粉末を用いた実施例１乃至３の断面組織写真からは、図１にも示したα－Ｃｒ相の微細粒子の均一な分散が観察される。また、図９に示すように、溶接材料として肉盛溶接用合金ワイヤを用いた実施例１１の断面組織写真からも、同様に、α－Ｃｒ相の微細粒子の均一な分散が観察される。かかる微細粒子状のα－Ｃｒ相により、高温保持下においてγ’相の成長を抑制できるのである。つまり、この機構により、上記した室温から高温までの高い硬さ、及び、優れた引張強度及び０．２％耐力を得られるのである。
　ところで、図６の成分組成に示した肉盛溶接用合金粉末及び肉盛溶接用合金ワイヤと、ほぼ同等の上記した化学的及び機械的性質を有する合金粉末及び合金ワイヤ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、上記したようにα－Ｃｒ相を形成し、硬さを高める傾向にある。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。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、γ’相を形成し高温機械強度を高め得るとともに、一定の範囲内では、耐高温腐食性を高め得る。一方、γ’相の過剰な形成は脆化を生じさせる。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に比較して安価であることから、材料コストの低減を目的として添加される。一方、Ｆｅの添加量が多すぎると、耐高温腐食性を低下させる。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、耐高温腐食性を向上させる傾向にある。金属間化合物の粒子の過剰な形成による脆化の観点から、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、耐高温腐食性に影響を与える。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、耐高温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。
　本出願は、２０１２年７月２０日付けで出願された日本特許出願（特願２０１２－１６１６１０）に基づいており、その全体が引用により援用される。
　本発明の製造方法によれば、大型船舶のディーゼルエンジンにおける高負荷にも耐え得る耐久性の高い大型船舶用エンジン排気バルブを提供することが出来る。
１　　　排気バルブ
２　　　軸部
２ａ　　接続部
３　　　傘部
４　　　表層ライニング部
４’　　肉盛溶接部
１３　　マトリクス
１４　　γ’相（Ｎｉ３Ａｌ）微細粒子
１５　　α－Ｃｒ相微細粒子

Claims (5)

  1. 　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、
    　丸棒鋼材の先端を覆うようにＮｉ－Ｃｒ－Ａｌ系Ｎｉ基時効析出合金からなる溶接材料を複数回重ねて肉盛溶接した後に、前記先端を熱間型入鍛造して溶接部の組織調整を与えつつ傘部を成形し、固溶化熱処理及び時効析出熱処理を与えて供される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。
  2. 　前記Ｎｉ－Ｃｒ－Ａｌ系Ｎｉ基時効析出合金は、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％を含み、
    　残部を不可避的不純物及びＮｉと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の製造方法。
  3. 　前記Ｎｉ－Ｃｒ－Ａｌ系Ｎｉ基時効析出合金は、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、
    　更に、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％以下で含む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の製造方法。
  4. 　前記肉盛溶接は複数回の施工の間に軟化熱処理を与えることを特徴とする請求項１乃至３のうちの１つに記載の大型船舶用エンジン排気バルブの製造方法。
  5. 　前記溶接材料が肉盛溶接用合金ワイヤである請求項１乃至４のうちの１つに記載の大型船舶用エンジン排気バルブの製造方法。
PCT/JP2013/069558 2012-07-20 2013-07-18 大型船舶用エンジン排気バルブの製造方法 Ceased WO2014014069A1 (ja)

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