JPH08144722A - 内燃機関用エンジンバルブ及びその製法 - Google Patents
内燃機関用エンジンバルブ及びその製法Info
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- JPH08144722A JPH08144722A JP28305294A JP28305294A JPH08144722A JP H08144722 A JPH08144722 A JP H08144722A JP 28305294 A JP28305294 A JP 28305294A JP 28305294 A JP28305294 A JP 28305294A JP H08144722 A JPH08144722 A JP H08144722A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 強度が確保され、向上された耐熱性と耐摩耗
性と耐衝撃性を有するエンジンバルブの構造である。 【構成】Ｔｉ−Ａｌの金属間化合物の精密鋳造により、
エンジンバルブ本体を形成し、焼き入れ可能な耐熱鋼
で、エンジンバルブの軸端部分を形成し、この両者の接
合面を摩擦溶接した後に、徐冷処理を行なうことによ
り、接合構造を形成した、向上した耐熱性と耐摩耗性と
耐衝撃性を有する内燃機関用エンジンバルブが得られ
た。
性と耐衝撃性を有するエンジンバルブの構造である。 【構成】Ｔｉ−Ａｌの金属間化合物の精密鋳造により、
エンジンバルブ本体を形成し、焼き入れ可能な耐熱鋼
で、エンジンバルブの軸端部分を形成し、この両者の接
合面を摩擦溶接した後に、徐冷処理を行なうことによ
り、接合構造を形成した、向上した耐熱性と耐摩耗性と
耐衝撃性を有する内燃機関用エンジンバルブが得られ
た。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、引張強度が確保され、
向上されたバルブ軸端面の耐摩耗性と耐熱性と耐衝撃性
を有するエンジンバルブの構造及びその製法に関する。
向上されたバルブ軸端面の耐摩耗性と耐熱性と耐衝撃性
を有するエンジンバルブの構造及びその製法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、チタン金属を用いて形成した内燃
機関のエンジンバルブの本体は、高い強度が得られる
が、耐熱性が不足するために、ほとんどが吸気弁にのみ
使用しており、排気弁には、使用されていなかった。
機関のエンジンバルブの本体は、高い強度が得られる
が、耐熱性が不足するために、ほとんどが吸気弁にのみ
使用しており、排気弁には、使用されていなかった。
【０００３】また、このようなチタンエンジンバルブ
は、カムとの衝突を繰り返すバルブ弁と反対の端には、
その耐衝撃力を増すために、また、耐摩耗性を確保する
ために、Ｃｏ基、Ｎｉ基、Ｆｅ基等の異種合金材を、ろ
う付け等により溶接して耐摩耗性部分を形成していた。
は、カムとの衝突を繰り返すバルブ弁と反対の端には、
その耐衝撃力を増すために、また、耐摩耗性を確保する
ために、Ｃｏ基、Ｎｉ基、Ｆｅ基等の異種合金材を、ろ
う付け等により溶接して耐摩耗性部分を形成していた。
【０００４】然し乍ら、これらのろう付け溶接は、その
異種合金材とバルブ本体との溶接すべき面の端部だけに
形成することになりがちになり、異種合金材とバルブ本
体のチタン合金材との間に充分な溶着強度が確保できな
く、また、溶接作業に手間がかかり、信頼性のある溶接
強度が保持できなかった。
異種合金材とバルブ本体との溶接すべき面の端部だけに
形成することになりがちになり、異種合金材とバルブ本
体のチタン合金材との間に充分な溶着強度が確保できな
く、また、溶接作業に手間がかかり、信頼性のある溶接
強度が保持できなかった。
【０００５】Ｔｉ−Ａｌ系耐熱合金は、耐高温超時間加
熱脆化特性にすぐれている合金材料として、知られてい
る（特開平３−２３６４５４号参照）。
熱脆化特性にすぐれている合金材料として、知られてい
る（特開平３−２３６４５４号参照）。
【０００６】また、Ｔｉ−Ａｌ系耐熱合金により、精密
鋳造法によりエンジン用部品を製造し、次に、製造した
エンジン用部品に、ＨＩＰ処理を施すことにより、エン
ジン用部品を製造することは、従来、知られている（特
開平６−２０９５号参照）。このＴｉ−Ａｌ合金は、Ｔ
ｉ3Ａｌ（α2）相とＴｉＡｌ（γ）相が層状になったも
のである。これは、延性に乏しいが、高い強度となる。
従って、この技術は、Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物のみ
を、ＨＩＰ処理等により、層状にしたものを、エンジン
バルブ等に用いている。この技術だけでは、エンジン形
式によっては、バルブ軸端面の耐摩耗性が十分ではな
い。
鋳造法によりエンジン用部品を製造し、次に、製造した
エンジン用部品に、ＨＩＰ処理を施すことにより、エン
ジン用部品を製造することは、従来、知られている（特
開平６−２０９５号参照）。このＴｉ−Ａｌ合金は、Ｔ
ｉ3Ａｌ（α2）相とＴｉＡｌ（γ）相が層状になったも
のである。これは、延性に乏しいが、高い強度となる。
従って、この技術は、Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物のみ
を、ＨＩＰ処理等により、層状にしたものを、エンジン
バルブ等に用いている。この技術だけでは、エンジン形
式によっては、バルブ軸端面の耐摩耗性が十分ではな
い。
【０００７】また、Ｔｉ−Ａｌ合金をエンジンバルブ本
体とするエンジンバルブに、中間材として、オーステナ
イト系鋼若しくは耐熱鋼又はＮｉ基若しくはＣｏ基超合
金を用いて、構造用鋼との接合を、摩擦圧接する形成方
法は、従来行なわれていた（特開平２−１３３１８３号
参照）。然し乍ら、この従来技術では、上記のように、
中間層を媒介を利用して、Ｔｉ−Ａｌ合金とマルテンサ
イト系耐熱鋼とは、接合されている。
体とするエンジンバルブに、中間材として、オーステナ
イト系鋼若しくは耐熱鋼又はＮｉ基若しくはＣｏ基超合
金を用いて、構造用鋼との接合を、摩擦圧接する形成方
法は、従来行なわれていた（特開平２−１３３１８３号
参照）。然し乍ら、この従来技術では、上記のように、
中間層を媒介を利用して、Ｔｉ−Ａｌ合金とマルテンサ
イト系耐熱鋼とは、接合されている。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、吸気弁にも
排気弁にも使用できるチタン金属系の強度が確保され、
耐熱性、耐摩耗性、耐衝撃性、引張強度が改良された内
燃機関用エンジンバルブを提供することを目的とする。
更に、本発明は、溶接作業に手間がかからず、溶接強度
が確保される一体化したチタン金属系のエンジンバルブ
を提供することを目的とする。
排気弁にも使用できるチタン金属系の強度が確保され、
耐熱性、耐摩耗性、耐衝撃性、引張強度が改良された内
燃機関用エンジンバルブを提供することを目的とする。
更に、本発明は、溶接作業に手間がかからず、溶接強度
が確保される一体化したチタン金属系のエンジンバルブ
を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明によると、Ｔｉ−
Ａｌの金属間化合物の精密鋳造により、エンジンバルブ
本体を形成し、焼き入れ可能な耐熱鋼で、エンジンバル
ブの軸端部分を形成し、この両者の接合面を摩擦溶接し
た後に、徐冷処理を行なうことにより、接合構造を形成
した、耐熱性と耐摩耗性と耐衝撃性の向上した内燃機関
用エンジンバルブを提供する。そして、徐冷処理は、冷
却過程において、一旦、５００〜７００℃の温度に、１
０〜２０分間保持した後に、放冷することによる。ま
た、Ｔｉ−Ａｌの金属間化合物は、Ｔｉ3Ａｌ金属間化
合物０．１モル％〜１０モル％、ＴｉＡｌ金属間化合物
９０モル％〜９９．９モル％の割合であり、全体に対し
て、０．１〜２．０重量％のＳｉと、０．１〜５．０重
量％のＮｂと０．１〜３．０重量％のＣｒを含有するも
のが好適である。また、Ｔｉ−Ａｌの金属間化合物は、
ＴｉＡｌの金属間化合物を主成分として含有する精密鋳
造体である。
Ａｌの金属間化合物の精密鋳造により、エンジンバルブ
本体を形成し、焼き入れ可能な耐熱鋼で、エンジンバル
ブの軸端部分を形成し、この両者の接合面を摩擦溶接し
た後に、徐冷処理を行なうことにより、接合構造を形成
した、耐熱性と耐摩耗性と耐衝撃性の向上した内燃機関
用エンジンバルブを提供する。そして、徐冷処理は、冷
却過程において、一旦、５００〜７００℃の温度に、１
０〜２０分間保持した後に、放冷することによる。ま
た、Ｔｉ−Ａｌの金属間化合物は、Ｔｉ3Ａｌ金属間化
合物０．１モル％〜１０モル％、ＴｉＡｌ金属間化合物
９０モル％〜９９．９モル％の割合であり、全体に対し
て、０．１〜２．０重量％のＳｉと、０．１〜５．０重
量％のＮｂと０．１〜３．０重量％のＣｒを含有するも
のが好適である。また、Ｔｉ−Ａｌの金属間化合物は、
ＴｉＡｌの金属間化合物を主成分として含有する精密鋳
造体である。
【００１０】
【作用】本発明による内燃機関エンジンバルブ本体の形
成に利用するＴｉ−Ａｌ系金属間化合物は、Ｔｉ3Ａｌ
金属間化合物とＴｉＡｌ金属間化合物とが、適当な割合
に含有している金属間化合物混合粉末の精密鋳造された
ものである。即ち、Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物を母材と
して内燃機関用エンジンバルブの本体を形成したもので
ある。
成に利用するＴｉ−Ａｌ系金属間化合物は、Ｔｉ3Ａｌ
金属間化合物とＴｉＡｌ金属間化合物とが、適当な割合
に含有している金属間化合物混合粉末の精密鋳造された
ものである。即ち、Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物を母材と
して内燃機関用エンジンバルブの本体を形成したもので
ある。
【００１１】ＴｉＡｌ金属間化合物は、６０％の金属結
合と４０％の共有結合とからなり、化学量論組成（Ｔｉ
−５０原子％Ａｌ）のＡｌ側に、広い固溶領域を有し、
第３の元素（金属）も固溶可能である。そして、この金
属間化合物は、セラミックスに近い低密度を有し、高温
での比強度（強度／密度）は、Ｎｉ基超合金インコネル
７１３やインコネル７１８に勝るすぐれた材料となる。
合と４０％の共有結合とからなり、化学量論組成（Ｔｉ
−５０原子％Ａｌ）のＡｌ側に、広い固溶領域を有し、
第３の元素（金属）も固溶可能である。そして、この金
属間化合物は、セラミックスに近い低密度を有し、高温
での比強度（強度／密度）は、Ｎｉ基超合金インコネル
７１３やインコネル７１８に勝るすぐれた材料となる。
【００１２】本発明によると、Ｔｉ−Ａｌの金属間化合
物で形成されるエンジンバルブの本体は、精密鋳造法で
製造される。
物で形成されるエンジンバルブの本体は、精密鋳造法で
製造される。
【００１３】Ｔｉ3Ａｌ金属間化合物の結晶構造は、DO
19型、六方晶系であり、これに対して、ＴｉＡｌ金属間
化合物の結晶構造は、ＬＩ0型の面心正方晶である。
19型、六方晶系であり、これに対して、ＴｉＡｌ金属間
化合物の結晶構造は、ＬＩ0型の面心正方晶である。
【００１４】更に、本発明により、エンジンバルブ本体
を形成する材料として、利用されるＴｉ−Ａｌの金属間
化合物は、Ｔｉ3Ａｌ金属間化合物０．１モル％〜１０
モル％、ＴｉＡｌ金属間化合物９０モル％〜９９．９モ
ル％の割合であり、全体に対して、０．１〜２．０重量
％のＳｉと、０．１〜５．０重量％のＮｂと０．１〜
３．０重量％のＣｒを含有する。即ち、ＴｉＡｌ金属間
化合物を主成分として、Ｔｉ3Ａｌ金属間化合物を少量
混合しているものである。
を形成する材料として、利用されるＴｉ−Ａｌの金属間
化合物は、Ｔｉ3Ａｌ金属間化合物０．１モル％〜１０
モル％、ＴｉＡｌ金属間化合物９０モル％〜９９．９モ
ル％の割合であり、全体に対して、０．１〜２．０重量
％のＳｉと、０．１〜５．０重量％のＮｂと０．１〜
３．０重量％のＣｒを含有する。即ち、ＴｉＡｌ金属間
化合物を主成分として、Ｔｉ3Ａｌ金属間化合物を少量
混合しているものである。
【００１５】Ｓｉの添加は、Ｎｂと共に耐酸化性の向上
が目的であり、０．１重量％未満では、効果がなく、
２．０重量％を超えると、効果は一定となる。また、Ｎ
ｂは、耐酸化性と延性の向上に効果があり、０．１重量
％未満では、効果がなく、５．０重量％を超えると、耐
酸化性は向上するが、延性の面では、脆性化する。Ｃｒ
の添加は、強度の向上が目的であり、０．１重量％未満
では、効果がなく、３．０重量％を超えると、延性と耐
酸化性を阻害する。
が目的であり、０．１重量％未満では、効果がなく、
２．０重量％を超えると、効果は一定となる。また、Ｎ
ｂは、耐酸化性と延性の向上に効果があり、０．１重量
％未満では、効果がなく、５．０重量％を超えると、耐
酸化性は向上するが、延性の面では、脆性化する。Ｃｒ
の添加は、強度の向上が目的であり、０．１重量％未満
では、効果がなく、３．０重量％を超えると、延性と耐
酸化性を阻害する。
【００１６】この重量％に相当する原子％は、図１にお
いて、４７原子％Ａｌに相当している。図１では、点線
で記した箇所の組成である。この場合において、本発明
によるＴｉ−Ａｌ系金属間化合物を構成するものは、Ｘ
線回折線により測定したところによると、ＴｉＡｌ金属
間化合物を主成分とし、Ｔｉ3Ａｌ金属間化合物を、２
０容量％含有していた。
いて、４７原子％Ａｌに相当している。図１では、点線
で記した箇所の組成である。この場合において、本発明
によるＴｉ−Ａｌ系金属間化合物を構成するものは、Ｘ
線回折線により測定したところによると、ＴｉＡｌ金属
間化合物を主成分とし、Ｔｉ3Ａｌ金属間化合物を、２
０容量％含有していた。
【００１７】更に、本発明に用いるＴｉ−Ａｌの金属間
化合物は、精密鋳造体であり、ＨＩＰ処理を、１０００
〜１２００℃の温度範囲及び１０００〜３０００気圧の
範囲で行なうことにより、充分な強度を確保できる。こ
のように、本発明により用いるＴｉ−Ａｌ系金属間化合
物は、ＨＩＰ処理を活用することにより、成形できるも
のである。
化合物は、精密鋳造体であり、ＨＩＰ処理を、１０００
〜１２００℃の温度範囲及び１０００〜３０００気圧の
範囲で行なうことにより、充分な強度を確保できる。こ
のように、本発明により用いるＴｉ−Ａｌ系金属間化合
物は、ＨＩＰ処理を活用することにより、成形できるも
のである。
【００１８】次に、バルブの軸端部分（即ち、カムと接
触する端面を有する部分）を形成するために、用いる耐
熱鋼としては、焼き入れ可能のマルテンサイト系耐熱合
金であり、例えば、ＳＵＨ１１、ＳＵＨ３等のマルテン
サイト系の耐熱鋼で形成する。そして、その溶接すべき
接合端面面同志を、圧接して、摩擦溶接したものであ
る。
触する端面を有する部分）を形成するために、用いる耐
熱鋼としては、焼き入れ可能のマルテンサイト系耐熱合
金であり、例えば、ＳＵＨ１１、ＳＵＨ３等のマルテン
サイト系の耐熱鋼で形成する。そして、その溶接すべき
接合端面面同志を、圧接して、摩擦溶接したものであ
る。
【００１９】この摩擦溶接の条件は、次のようなもので
ある。回転速度：２０００〜５０００ｒｐｍ、回転時
間：２〜５秒間、圧力：３０〜６０kgf／mm2で、両者の
端面を接触させながら、接触回転して、急速に停止し、
両方から加圧し、溶接させる。
ある。回転速度：２０００〜５０００ｒｐｍ、回転時
間：２〜５秒間、圧力：３０〜６０kgf／mm2で、両者の
端面を接触させながら、接触回転して、急速に停止し、
両方から加圧し、溶接させる。
【００２０】このように加圧して摩擦熱を発生せしめ、
その熱で急速に両接合面を加熱して、融合接合させ、直
後に、炉の中に入れるなどの手段により、接合部分を徐
冷する。このような徐冷処理により、マルテンサイト変
態が生じないで、バルブ本体のＴｉ−Ａｌ系金属間化合
物と焼き入れできるマルテンサイト系耐熱鋼とが、溶接
される。
その熱で急速に両接合面を加熱して、融合接合させ、直
後に、炉の中に入れるなどの手段により、接合部分を徐
冷する。このような徐冷処理により、マルテンサイト変
態が生じないで、バルブ本体のＴｉ−Ａｌ系金属間化合
物と焼き入れできるマルテンサイト系耐熱鋼とが、溶接
される。
【００２１】次に、本発明のチタン−アルミニウム間の
金属間化合物によるエンジンバルブを更に、比較例と比
較して、実施例により説明するが、本発明はそれらによ
って限定されるものではない。
金属間化合物によるエンジンバルブを更に、比較例と比
較して、実施例により説明するが、本発明はそれらによ
って限定されるものではない。
【００２２】
【実施例】以下、本発明によるエンジンバルブを比較例
合金と比較して説明する。３３．５重量％のＡｌ；０．
５重量％のＳｉ；１．０重量％のＮｂ；０．５重量％の
Ｃｒと残りのＴｉとなるような組成物を、精密鋳造し
た。次いでＨＩＰ処理して、エンジンバルブ形状に形成
した。即ち、Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物製のエンジンバ
ルブには、体積率で、約２０容量％のＴｉ3Ａｌ金属間
化合物を含んでいる。
合金と比較して説明する。３３．５重量％のＡｌ；０．
５重量％のＳｉ；１．０重量％のＮｂ；０．５重量％の
Ｃｒと残りのＴｉとなるような組成物を、精密鋳造し
た。次いでＨＩＰ処理して、エンジンバルブ形状に形成
した。即ち、Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物製のエンジンバ
ルブには、体積率で、約２０容量％のＴｉ3Ａｌ金属間
化合物を含んでいる。
【００２３】但し、図１において、○はＴｉＡｌのγ相
の結晶が形成され、●はＴｉ3Ａｌのα相の結晶が形成
され、□はＴｉβ相の結晶が形成されることを示し、半
黒丸は、ＴｉＡｌのγ相結晶とＴｉ3Ａｌのα相結晶と
混合物が形成されることを示す。上記のＡｌ含有量は、
グラフ中の４７原子％Ａｌに相当する。
の結晶が形成され、●はＴｉ3Ａｌのα相の結晶が形成
され、□はＴｉβ相の結晶が形成されることを示し、半
黒丸は、ＴｉＡｌのγ相結晶とＴｉ3Ａｌのα相結晶と
混合物が形成されることを示す。上記のＡｌ含有量は、
グラフ中の４７原子％Ａｌに相当する。
【００２４】次に、マルテンサイト系耐熱合金ＳＵＨ１
１を母材とするエンジルバルブ軸端部分に対して、本発
明のＴｉ−Ａｌ系金属間化合物のバルブ本体を形成す
る。比較例として、オーステナイト系ＳＵＨ３６耐熱鋼
で、バルブ軸端部分を形成した。
１を母材とするエンジルバルブ軸端部分に対して、本発
明のＴｉ−Ａｌ系金属間化合物のバルブ本体を形成す
る。比較例として、オーステナイト系ＳＵＨ３６耐熱鋼
で、バルブ軸端部分を形成した。
【００２５】以上のＨＩＰ処理で形成したＴｉ−Ａｌ系
金属間化合物のエンジンバルブ形状のフェース部と反対
の端面に対して、マルテンサイト系耐熱鋼による軸端部
分及びオーステナイト系ＳＵＨ耐熱鋼による軸端部分
を、各々、次の摩擦溶接により、圧接した。即ち、回転
速度：２７００ｒｐｍ、回転時間：３秒間、圧力：４５
kgf/mm2で、両者の端面を接触させながら、接触回転し
て、急速に停止し、両方から加圧し、溶接させる。
金属間化合物のエンジンバルブ形状のフェース部と反対
の端面に対して、マルテンサイト系耐熱鋼による軸端部
分及びオーステナイト系ＳＵＨ耐熱鋼による軸端部分
を、各々、次の摩擦溶接により、圧接した。即ち、回転
速度：２７００ｒｐｍ、回転時間：３秒間、圧力：４５
kgf/mm2で、両者の端面を接触させながら、接触回転し
て、急速に停止し、両方から加圧し、溶接させる。
【００２６】以上のような摩擦圧接処理した直後、表１
に示す処理温度に保持した加熱炉に入れて、表１に示す
加熱時間保持し、徐冷した。以上のような圧接で接合を
形成した各々のバルブ構造体の引張強度を測定した。そ
の結果を、その比較例と共に示す。
に示す処理温度に保持した加熱炉に入れて、表１に示す
加熱時間保持し、徐冷した。以上のような圧接で接合を
形成した各々のバルブ構造体の引張強度を測定した。そ
の結果を、その比較例と共に示す。
【００２７】
【表１】
【００２８】Ｐ1及びＰ2は、各々摩擦回転で加える加圧
力及びその後の熱処理において圧接のために直接加える
加圧力であり、即ち、圧接処理に用いる加圧力であり、
比較例は、ＳＵＨ１１マルテンサイト系耐熱鋼とＴｉ−
Ａｌ系金属間化合物とを摩擦溶接した後、熱処理及び徐
冷処理をしない例を示し、その溶接部分には、亀裂が見
られる。また、実施例では、摩擦溶接後、加熱処理した
もので、亀裂がないことが分かる。
力及びその後の熱処理において圧接のために直接加える
加圧力であり、即ち、圧接処理に用いる加圧力であり、
比較例は、ＳＵＨ１１マルテンサイト系耐熱鋼とＴｉ−
Ａｌ系金属間化合物とを摩擦溶接した後、熱処理及び徐
冷処理をしない例を示し、その溶接部分には、亀裂が見
られる。また、実施例では、摩擦溶接後、加熱処理した
もので、亀裂がないことが分かる。
【００２９】また、溶接後の徐冷処理を、５００℃〜７
００℃の温度範囲で行なう理由は、次の通りである。溶
接後に大気中で放冷した場合、摩擦熱により局部的に加
熱された部分にマルテンサイト系変態が生じ、変態に伴
う変形又は残留応力により母材に割れが生じる危険があ
る。また、Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物とＳＵＨ１１マル
テンサイト系耐熱鋼とは、熱伝導率、熱膨張係数が異な
るため、溶接後の冷却時に歪みが生じ、割れの発生につ
ながる危険がある。即ち、 金属間化合物 ＳＵＨ１１ 熱伝導率(cal/cm2℃) ０．０４３ ０．０６６ 熱膨張係数(×10-6） １０．８ １２．４ これに対して、溶接後、５００〜７００℃に保持した
後、徐冷処理することにより、マルテンサイト変態を抑
え、また、徐冷処理により、熱伝導率、熱膨張係数の差
による応力の発生を抑える。即ち、５００℃未満の処理
では、上記の効果が少なく、７００℃を超える温度から
の徐冷では、ＳＵＨ１１マルテンサイト系耐熱鋼が軟化
し、強度が低下するために、溶接後の割れ防止対策とし
ては、５００〜７００℃の温度範囲に保持した後に、徐
冷することが好適である。
００℃の温度範囲で行なう理由は、次の通りである。溶
接後に大気中で放冷した場合、摩擦熱により局部的に加
熱された部分にマルテンサイト系変態が生じ、変態に伴
う変形又は残留応力により母材に割れが生じる危険があ
る。また、Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物とＳＵＨ１１マル
テンサイト系耐熱鋼とは、熱伝導率、熱膨張係数が異な
るため、溶接後の冷却時に歪みが生じ、割れの発生につ
ながる危険がある。即ち、 金属間化合物 ＳＵＨ１１ 熱伝導率(cal/cm2℃) ０．０４３ ０．０６６ 熱膨張係数(×10-6） １０．８ １２．４ これに対して、溶接後、５００〜７００℃に保持した
後、徐冷処理することにより、マルテンサイト変態を抑
え、また、徐冷処理により、熱伝導率、熱膨張係数の差
による応力の発生を抑える。即ち、５００℃未満の処理
では、上記の効果が少なく、７００℃を超える温度から
の徐冷では、ＳＵＨ１１マルテンサイト系耐熱鋼が軟化
し、強度が低下するために、溶接後の割れ防止対策とし
ては、５００〜７００℃の温度範囲に保持した後に、徐
冷することが好適である。
【００３０】次に、Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物材料と各
耐熱鋼とを摩擦溶接した後に、その溶接結合間の引張強
度を測定した。テストピースの大きさは、Ｔｉ−Ａｌ系
金属間化合物の本体；直径６．０ｍｍΦ×長さ５０ｍｍ
で、耐熱鋼軸端面部材；７．２ｍｍΦ×長さ５０ｍｍで
行なった。その結果を表２に示す。
耐熱鋼とを摩擦溶接した後に、その溶接結合間の引張強
度を測定した。テストピースの大きさは、Ｔｉ−Ａｌ系
金属間化合物の本体；直径６．０ｍｍΦ×長さ５０ｍｍ
で、耐熱鋼軸端面部材；７．２ｍｍΦ×長さ５０ｍｍで
行なった。その結果を表２に示す。
【００３１】
【表２】
【００３２】測定の結果は、比較例として示したオース
テナイト系ＳＵＨ３６耐熱鋼の軸端部分とＴｉ−Ａｌ系
金属間化合物のバルブ本体とを摩擦溶接した構造のもの
は、５５kgf/mm2であるのに対して、マルテンサイト系
耐熱鋼の軸端部分とＴｉ−Ａｌ系金属間化合物のバルブ
本体とを摩擦溶接した構造のものは、４０kgf/mm2であ
る。
テナイト系ＳＵＨ３６耐熱鋼の軸端部分とＴｉ−Ａｌ系
金属間化合物のバルブ本体とを摩擦溶接した構造のもの
は、５５kgf/mm2であるのに対して、マルテンサイト系
耐熱鋼の軸端部分とＴｉ−Ａｌ系金属間化合物のバルブ
本体とを摩擦溶接した構造のものは、４０kgf/mm2であ
る。
【００３３】オーステナイト系耐熱鋼は、焼きが入ら
ず、単体では、耐摩耗性が不足し、実用には何らかの表
面処理が必要である。然し乍ら、本発明による摩擦溶接
を使用してマルテンサイト系耐熱鋼を接合したものの方
が、焼き入れができ、実用に供することができ、オース
テナイト系鋼以上の耐摩耗性、耐衝撃性、耐熱性にすぐ
れた接触面部分（軸端部分）を形成させるばかりでな
く、すぐれた引張強度が得られた。
ず、単体では、耐摩耗性が不足し、実用には何らかの表
面処理が必要である。然し乍ら、本発明による摩擦溶接
を使用してマルテンサイト系耐熱鋼を接合したものの方
が、焼き入れができ、実用に供することができ、オース
テナイト系鋼以上の耐摩耗性、耐衝撃性、耐熱性にすぐ
れた接触面部分（軸端部分）を形成させるばかりでな
く、すぐれた引張強度が得られた。
【００３４】
【発明の効果】以上説明したように、本発明により、Ｔ
ｉ−Ａｌ系金属間化合物本体に、マルテンサイト系耐熱
鋼による接触面部分を、摩擦溶接に接合して形成した内
燃機関エンジンバルブにより、上記のような技術的効果
が得られた。それをまとめると、次のようである。第１
に、引張強度が確保される同時に、向上された耐熱性と
耐摩耗性と耐衝撃性を有する構造の内燃機関エンジンバ
ルブを提供した。また、摩擦溶接作業でも、マルテンサ
イト系耐熱鋼にマルテンサイト変態が生じさせないで、
即ち、マルテンサイト変態による破断を抑え、エンジン
バルブの強度、特に、引張強度が確保された著しく特性
の改良されたエンジンバルブを提供できた。
ｉ−Ａｌ系金属間化合物本体に、マルテンサイト系耐熱
鋼による接触面部分を、摩擦溶接に接合して形成した内
燃機関エンジンバルブにより、上記のような技術的効果
が得られた。それをまとめると、次のようである。第１
に、引張強度が確保される同時に、向上された耐熱性と
耐摩耗性と耐衝撃性を有する構造の内燃機関エンジンバ
ルブを提供した。また、摩擦溶接作業でも、マルテンサ
イト系耐熱鋼にマルテンサイト変態が生じさせないで、
即ち、マルテンサイト変態による破断を抑え、エンジン
バルブの強度、特に、引張強度が確保された著しく特性
の改良されたエンジンバルブを提供できた。
【図１】本発明のエンジンバルブに用いられるＴｉ−Ａ
ｌ系金属間化合物の原子％に対して析出する相を示す相
図である。
ｌ系金属間化合物の原子％に対して析出する相を示す相
図である。
Claims (6)
- 【請求項１】 Ｔｉ−Ａｌの金属間化合物の精密鋳造に
より、エンジンバルブ本体を形成し、焼き入れ可能なマ
ルテンサイト系耐熱鋼でエンジンバルブの軸端部分を形
成し、この両者の接合面を摩擦溶接した後に、徐冷処理
を行なうことにより、接合構造を形成した、耐熱性と耐
摩耗性及び耐衝撃性の向上した内燃機関用エンジンバル
ブ。 - 【請求項２】 前記の徐冷処理は、冷却過程において、
一旦、５００〜７００℃の温度に、１０〜２０分間保持
した後に、放冷することを特徴とする請求項１に記載の
内燃機関用エンジンバルブ。 - 【請求項３】 前記のＴｉ−Ａｌの金属間化合物は、Ｔ
ｉ3Ａｌ金属間化合物０．１モル％〜１０モル％、Ｔｉ
Ａｌ金属間化合物９０モル％〜９９．９モル％の割合で
あり、全体に対して、０．１〜２．０重量％のＳｉと、
０．１〜５．０重量％のＮｂと０．１〜３．０重量％の
Ｃｒを含有することを特徴とする請求項１或いは２に記
載の内燃機関用エンジンバルブ。 - 【請求項４】 前記のＴｉ−Ａｌの金属間化合物は、Ｔ
ｉＡｌの金属間化合物を主成分として含有する精密鋳造
体である請求項１〜３のいずれかに記載の内燃機関用エ
ンジンバルブ。 - 【請求項５】 Ｔｉ3Ａｌ金属間化合物０．１モル％〜
１０モル％、ＴｉＡｌ金属間化合物９０モル％〜９９．
９モル％の割合であり、全体に対して、０．１〜２．０
重量％のＳｉと、０．１〜５．０重量％のＮｂと０．１
〜３．０重量％のＣｒを含有するＴｉ−Ａｌの金属間化
合物を精密鋳造することにより、エンジンバルブ本体を
形成し、次に、焼き入れ可能なマルテンサイト系耐熱鋼
でエンジンバルブの軸端部分を形成し、この両者の接合
面を摩擦溶接し、その後に、徐冷処理を行なうことによ
り、接合構造を形成し、改良された耐熱性と耐摩耗性及
び耐衝撃性を有する内燃機関用エンジンバルブの製造方
法。 - 【請求項６】 前記の徐冷処理は、冷却過程において、
一旦、５００〜７００℃の温度に、１０〜２０分間保持
した後に、放冷するものであることを特徴とする請求項
５に記載の内燃機関用エンジンバルブの製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28305294A JPH08144722A (ja) | 1994-11-17 | 1994-11-17 | 内燃機関用エンジンバルブ及びその製法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28305294A JPH08144722A (ja) | 1994-11-17 | 1994-11-17 | 内燃機関用エンジンバルブ及びその製法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08144722A true JPH08144722A (ja) | 1996-06-04 |
Family
ID=17660585
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP28305294A Pending JPH08144722A (ja) | 1994-11-17 | 1994-11-17 | 内燃機関用エンジンバルブ及びその製法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08144722A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1998045081A1 (en) * | 1997-04-04 | 1998-10-15 | Nguyen Dinh Xuan | Friction welding interlayer and method for joining gamma titanium aluminide to steel, and turbocharger components thereof |
| DE102018102574A1 (de) | 2017-02-08 | 2018-08-09 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | Motorventil |
-
1994
- 1994-11-17 JP JP28305294A patent/JPH08144722A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1998045081A1 (en) * | 1997-04-04 | 1998-10-15 | Nguyen Dinh Xuan | Friction welding interlayer and method for joining gamma titanium aluminide to steel, and turbocharger components thereof |
| US6291086B1 (en) * | 1997-04-04 | 2001-09-18 | Xuan Nguyen-Dinh | Friction welding interlayer and method for joining gamma titanium aluminide to steel, and turbocharger components thereof |
| DE102018102574A1 (de) | 2017-02-08 | 2018-08-09 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | Motorventil |
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