CN103764861A

CN103764861A - 排气阀用耐热钢

Info

Publication number: CN103764861A
Application number: CN201280041280.XA
Authority: CN
Inventors: 大崎元嗣; 植田茂纪; 露无崇志
Original assignee: Honda Motor Co Ltd; Daido Steel Co Ltd
Current assignee: Honda Motor Co Ltd; Daido Steel Co Ltd
Priority date: 2011-08-24
Filing date: 2012-08-24
Publication date: 2014-04-30
Anticipated expiration: 2032-08-24
Also published as: JP2013060654A; JP5788360B2; EP2749663B1; EP2749663A4; US9745649B2; BR112014004063A2; WO2013027841A1; CN103764861B; EP2749663A1; US20140212321A1

Abstract

本发明的目的在于提供Ni含量相对少、高温下的机械特性（例如拉伸强度、疲劳强度、耐磨耗性、硬度等）高、而且耐蚀性优异的排气阀用耐热钢。本发明提供排气阀用耐热钢，其含有0.45≤C＜0.60质量%、0.30＜N＜0.50质量%、19.0≤Cr＜23.0质量%、5.0≤Ni＜9.0质量%、8.5≤Mn＜10.0质量%、2.5≤Mo＜4.0质量%、0.01≤Si＜0.50质量%、以及0.01≤Nb＜0.30质量%，余量由Fe及不可避免的杂质组成，满足0.02≤Nb/C＜0.70，且满足4.5≤Mo/C＜8.9。

Description

排气阀用耐热钢

技术领域

本发明涉及排气阀用耐热钢。

背景技术

引擎中使用用于将燃料和空气的混合气体导入气缸内的吸气阀、以及用于将燃烧气体排出至气缸外的排气阀。它们之中，排气阀由于暴露在高温的燃烧气体中，因此排气阀使用高温特性（例如高温硬度、疲劳特性、高温强度、耐磨耗性、耐氧化性等）高的材料。作为排气阀用材料，已知有Ni基超合金（例如NCF751）、奥氏体系耐热钢（例如SUH35）等。

Ni基超合金是通过时效处理使γ'相析出，由此提高高温下的强度及耐磨耗性的材料。Ni基超合金是昂贵的，但耐热性极高。因此，使用其的阀门主要被用于暴露在800℃以上的温度的高输出引擎。

另一方面，奥氏体系耐热钢是使M₂₃C₆型碳化物析出，由此提高了高温下的强度及耐磨耗性的材料。奥氏体系耐热钢与Ni基超合金相比，高温特性差，但价格便宜。因此，使用其的阀门主要被用于不需要高耐热性的引擎。

关于适合这种排气阀的材料，目前为止提出了各种方案。

例如，专利文献1中公开了一种排气阀用耐热合金，以重量%计，其含有C：0.01～0.2%、Si：1%以下、Mn：1%以下、Ni：30～62%、Cr：13～20%、W：0.01～3.0%、Al：0.7%以上且小于1.6%、Ti：1.5～3.0%、及B：0.001～0.01%，P：0.02%以下、S：0.01%以下，余量由Fe及不可避免的杂质组成。

另外，专利文献2中公开了一种Fe-Cr-Ni系耐热合金，以重量%计，其含有C：0.01～0.10%、Si：2%以下、Mn：2%以下、Cr：14～18%、Nb＋Ta：0.5～1.5%、Ti：2.0～3.0%、Al：0.8～1.5%、Ni：30～35%、B：0.001～0.01%、Cu：0.5%以下、P：0.02%以下、S：0.01%以下、O：0.01%以下、N：0.01%以下，余量由Fe及不可避免的杂质组成，且具有规定成分平衡。

此外，专利文献3中公布了一种汽车用引擎阀的制造方法，其是将具有Fe-0.53%C-0.2%Si-9.2%Mn-3.9%Ni-21.5%Cr-0.43%N组成的Fe基耐热钢在1100～1180℃下进行固溶化热处理，将锥部在700～1000℃下进行锻造，并进行时效处理。

同一文献中记载了对于具有规定组成的Fe基耐热钢在规定条件下进行固溶化热处理、锻造及时效处理时，能够使阀门表面部的硬度达到HV400以上。

由于近年的原料费高涨，原料成本的变动对排气阀的制造成本有较大影响。特别是Ni基超合金的Ni含量较多，因此Ni基超合金制排气阀的原料成本及制造成本受到Ni价格的较大影响。因此，期望Ni量更加减少、原料成本的变动幅度减小的材料。然而，Ni基超合金中，Ni是强化相γ'相的生成元素，因此对于其以上的Ni量的减少，利用γ'相的高强度化变难。

另一方面，碳化物析出型的奥氏体系耐热钢不易受到Ni价格的影响，但与γ'析出型的Ni基超合金相比，存在高温特性差的问题。为了解决此问题，已知有高强度化了SUH35的材料（例如海外规格LV21-43钢（SUH35+1W、2Nb））。然而，LV21-43钢留下组织控制难、热加工性差等问题。

现有技术文献

专利文献

专利文献1:日本国特开2004-277860号公报

专利文献2:日本国特开平9-279309号公报

专利文献3:日本国特开2001-323323号公报

发明内容

发明要解决的问题

本发明所要解决的问题在于提供Ni含量相对少、高温下的机械特性（例如拉伸强度、疲劳强度、耐磨耗性、硬度等）高、而且耐氧化性优异的排气阀用耐热钢。

用于解决问题的方案

为了解决上述问题，本发明所述的排气阀用耐热钢重点在于具备以下构成。

（1）前述排气阀用耐热钢含有

0.45≤C＜0.60质量%、

0.30＜N＜0.50质量%、

19.0≤Cr＜23.0质量%、

5.0≤Ni＜9.0质量%、

8.5≤Mn＜10.0质量%、

2.5≤Mo＜4.0质量%、

0.01≤Si＜0.50质量%、以及

0.01≤Nb＜0.30质量%，

余量由Fe及不可避免的杂质组成。

（2）前述排气阀用耐热钢满足0.02≤Nb/C＜0.70。

（3）前述排气阀用耐热钢满足4.5≤Mo/C＜8.9。

（其中，Nb/C表示Nb含量（质量%）与C含量（质量%）之比，Mo/C表示Mo含量（质量%）与C含量（质量%）之比。）

另外，前述排气阀用耐热钢优选满足5.2≤Mo/C≤8.0。

另外，前述排气阀用耐热钢还可以进一步含有0.0001≤（Al、Mg、Ca）＜0.01质量%（其中，（Al、Mg、Ca）表示Al、Mg及Ca的总量)。

另外，前述排气阀用耐热钢还可以进一步含有选自0.0001≤B＜0.03质量%和0.0001≤Zr＜0.1质量%中的1种以上。

发明的效果

奥氏体型耐热钢中，优化N、Mo等固溶强化元素以及Nb、Cr等碳化物生成元素，由此优化MX型碳化物量、M₂₃C₆型碳化物量以及固溶强化量时，获得高温特性（耐磨耗性、耐冲击性）提高、且热加工性优异的排气阀用耐热钢。

特别是，将Mo/C设为规定范围时，通过固溶强化元素产生的固溶强化来提高耐磨耗性，且通过碳化物量的减少来提高冲击特性。另外，将Nb/C设为规定范围时，Nb系碳化物（NbC）量和尺寸被优化，冲击特性提高。此外，通过将固溶强化元素限定为Mo，能够确保相稳定性。

附图说明

图1是显示加工范围温度的测定事例的图。

图2是显示Nb/C与冲击值的关系的图。

图3是显示Mo/C与800℃硬度的关系的图。

具体实施方式

以下，针对本发明的一个实施方式进行详细说明。

[1.排气阀用耐热钢]

本发明的排气阀用耐热钢含有如下的元素，且余量由Fe及不可避免的杂质组成。添加元素的种类、其成分范围、以及其限定理由如下所述。

[1.1.主构成元素]

（1）0.45≤C＜0.60质量%：

C是奥氏体稳定化元素，抑制有害相的σ相、拉夫斯相（Laves phase）的生成。另外，C优先与Nb键合而生成MC型碳化物。MC型碳化物抑制固溶化热处理中的晶粒粗大化，提高强度特性。另外，NbC是稳定的碳化物，通过存在于组织中，防止晶粒的粗大化，使热加工性改善。另外，MC型碳化物作为硬质相起作用，提高耐磨耗性。此外，C与Cr键合而生成M₂₃C₆型碳化物，由此提高耐磨耗性及强度特性。为了得到这种效果，C含量需要为0.45质量%以上。C含量更优选为超过0.45质量%，进一步优选为超过0.48质量%。

另一方面，C含量变得过量时，碳化物量变得过量，加工性及冲击特性降低。因此，C含量需要低于0.60质量%。C含量进一步优选为低于0.57质量%。

（2）0.30＜N＜0.50质量%：

N是奥氏体稳定化元素，作为Ni、Mn等奥氏体生成元素的代替元素起作用。另外，N的原子半径小，因此作为侵入型的固溶强化元素作用于母相的强化。另外，N和Mo、W等置换型固溶强化元素复合作用，有助于提高强度。C、N均为强力的奥氏体生成元素，作为昂贵的Ni的代替元素而有效作用于成本减少。此外，N还具有取代MC型碳化物的C位点而形成MX型碳氮化物的作用。为了得到这种效果，N含量需要超过0.30质量%。N含量进一步优选为超过0.33质量%。

另一方面，N含量过量时，变得难以固溶在母相中。因此，N含量需要低于0.50质量%。N含量进一步优选为低于0.47质量%。

（3）19.0≤Cr＜23.0质量%：

Cr具有在排气阀的使用温度域中形成Cr₂O₃保护氧化覆膜的作用。因此，Cr对于提高耐蚀性和耐氧化性来说是不可或缺的元素。另外，Cr与C键合而形成Cr₂₃C₆碳化物，由此有助于强度特性的提高。为了得到这种效果，Cr含量需要为19.0质量%以上。

另一方面，Cr是铁素体稳定化元素，因此Cr含量过量时，会使奥氏体不稳定化。另外，Cr的过量添加会促进脆化相的σ相、拉夫斯相的生成，导致热加工性、强度特性、及冲击特性下降。因此，Cr含量需要低于23.0质量%。

（4）5.0≤Ni＜9.0质量%：

Ni作为奥氏体稳定化元素而被添加。为了使奥氏体稳定化，Ni含量需要为5.0质量%以上。

另一方面，Ni含量过量时，会变为高成本。因此，Ni含量需要低于9.0质量%。

（5）8.5≤Mn＜10.0质量%：

Mn作为奥氏体稳定化元素而被添加。Mn不仅作为昂贵的Ni的代替元素而起作用，还具有提高N的溶解度的效果。为了得到这种效果，Mn含量需要为8.5质量%以上。

另一方面，Mn含量过量时，会变为高成本。因此，Mn含量需要为低于10.0质量%。

（6）2.5≤Mo＜4.0质量%：

Mo作为母相γ相的固溶强化元素而起作用，是对改善高温强度有效的元素。为了得到这种效果，Mo含量需要为2.5质量%以上。

Mo含量进一步优选为超过3.0质量%。

另一方面，Mo含量过量时，会使变形阻力增大。另外，促进脆化相的σ相、拉夫斯相的生成，使热加工性、冲击特性下降。因此，Mo含量需要为低于4.0质量%。Mo含量进一步优选为低于3.5质量%。

其中，作为固溶强化元素，除了Mo以外还有添加W的方法，但本发明限定为添加Mo。Mo、W等固溶强化元素产生的固溶强化量较大依赖于原子量。Mo与W相比原子量小，每单位质量%的原子数多，因此固溶强化量大。因此，想要通过添加W获得相同的固溶强化量时，拉夫斯相的析出是主导的，无法获得与Mo同等的效果。因此，本发明中，为了最大限度获得固溶强化的效果，限定为添加Mo。

（7）0.01≤Si＜0.50质量%：

Si是熔化时的脱氧剂、以及对于赋予高温域下的耐氧化性来说是有效的元素。另外，Si作为固溶强化元素具有提高强度的效果。为了得到这种效果，Si含量需要超过0.01质量%。Si含量进一步优选为0.03质量%以上。

另一方面，Si含量过量时，会因低熔点化合物导致加工性的下降、以及冲击特性的下降。因此，Si含量需要低于0.50质量%。Si含量进一步优选为低于0.30质量%。

（8）0.01≤Nb＜0.30质量%：

Nb与C、N键合而析出MX型碳氮化物（包含MC型碳化物。以下相同。）。适当大小及适量的MX型碳氮化物抑制固溶化热处理后的晶粒粗大化，对改善高温强度特性及热加工性是有效的。为了得到这种效果，Nb含量需要为0.01质量%以上。

另一方面，Nb的过量添加会促进铁素体生成，或者大量生成粗大的碳氮化物。粗大的碳氮化物由于在固溶化热处理后也有部分残留，会成为热加工性及冲击特性下降的原因。因此，Nb含量需要低于0.30质量%。Nb含量进一步优选为低于0.25质量%。

另外，作为MX型碳化物的生成元素，除了Nb之外还有Ti、V等，但本发明中限定为Nb。其原因如下所述。

Ti与C、N的键合力较强，会大量析出较粗大的初晶MX碳氮化物（一次碳化物）。Ti的一次碳化物是稳定性非常高的碳化物，通过固溶化热处理也无法使这些一次碳化物固溶，因此粗大碳氮化物会对冲击特性的下降有较大影响。此外，Ti与O的键合力较强，因此生成Ti氧化物，使原材料的耐氧化性显著降低。

另外，V对于改善强度特性是有效的。但是，V与O的键合力较强，因此生成V氧化物，使原材料的耐氧化性显著降低。

因此，从强度特性、耐氧化性的平衡出发，MX型碳氮化物生成元素限定为Nb。

[1.2.副构成元素]

本发明的排气阀用耐热钢除了上述的元素之外，还可以进一步含有以下任意1种或2种以上的元素。

（1）0.0001≤（Al、Mg、Ca）＜0.01质量%：

Al、Mg及Ca均可以作为合金熔炼时的脱氧及脱硫剂而添加。Al、Mg和/或Ca有助于合金的热加工性的提高。为了得到这种效果，Al、Mg及Ca的含量优选以总量计为0.0001质量%以上。

另一方面，Al、Mg和/或Ca的含量过量时，反而会有使加工性下降的倾向。因此，Al、Mg及Ca的含量优选以总量计为低于0.01质量%。

（2）0.0001≤B＜0.03质量%：

（3）0.0001≤Zr＜0.1质量%：

B及Zr均在晶界处偏析而强化晶界。为了得到这种效果，B及Zr的含量各自优选为0.0001质量%以上。

另一方面，B及Zr的含量过量时，会损害热加工性。因此，B含量优选为低于0.03质量%。另外，Zr含量优选为低于0.1质量%。

B及Zr添加任一者均可，或者也可以添加两者。

[1.3.成分平衡]

本发明所述的排气阀用耐热钢的特征在于，除了成分元素处于上述的范围内之外，还满足以下条件。

（1）0.02≤Nb/C＜0.70：

适当大小及适量的MX型碳氮化物具有基于钉扎效应的防止晶粒粗大化（热加工性的改善）的作用。另外，MX碳氮化物变细微时，可以抑制冲击特性的降低。为了得到这种效果，Nb含量（质量%）与C含量（质量%）之比（=Nb/C）需要为0.02以上。

另一方面，相对于C，Nb相对过量时，Nb优先与C键合，大量结晶析出粗大的初晶MX碳氮化物。粗大的初晶MX碳氮化物在固溶化热处理后也不会完全消失，因此成为冲击特性降低的原因。因此，Nb/C需要低于0.70。

（2）4.5≤Mo/C＜8.9：

Mo含量（质量%）与C含量（质量%）之比（=Mo/C）变得过小时，固溶在基体中的Mo量减少，以高温硬度为代表的高温强度特性下降。因此，Mo/C比需要为4.5以上。Mo/C比进一步优选为5.2以上。

另一方面，Mo以一定比例置换M₂₃C₆型碳化物的Cr位点。然而，Mo/C比变得过大时，奥氏体相的稳定性下降，或者由于过量的Mo而使脆化相的拉夫斯相、σ相析出，产生冲击特性的下降或加工性的下降。因此，Mo/C比需要为低于8.9。Mo/C比进一步优选为8.0以下。

[2.排气阀用耐热钢的制造方法]

本发明的排气阀用耐热钢的制造方法具备熔化铸造工序、均质化热处理工序、锻造工序、固溶化热处理工序和时效工序。

[2.1.熔化铸造工序]

熔化铸造工序是将以形成规定组成的方式配混的原料熔化和铸造的工序。对于原料的熔化方法及熔液的铸造方法没有特别限定，可以使用各种方法。熔化条件为可以得到成分均匀、且能够铸造的熔液的条件即可。

[2.2.均质化热处理工序]

均质化热处理工序是对熔化铸造工序中获得的钢锭进行均质化热处理的工序。均质化热处理是为了使钢锭的成分均质化而进行的。

关于均质化热处理条件，根据成分选择最适合的条件。通常，热处理温度为1100～1250℃。另外，热处理时间为5～25小时。

[2.3.锻造工序]

锻造工序是使进行过均质化热处理的钢锭塑性变形为规定形状的工序。对于锻造方法及锻造条件没有特别限定，只要能够高效地制造目标形状即可。

[2.4.固溶化热处理工序]

固溶化热处理工序是对锻造工序中获得的材料进行固溶化热处理的工序。固溶化热处理是为了使粗大的初晶MX碳氮化物消失而进行的。

关于固溶化热处理条件，根据成分选择最适合的条件。通常，固溶化热处理的温度变得越高，一次碳化物的残留量越下降，且时效处理时析出的晶粒内的微细碳化物量增加，因此对疲劳特性的改善是有效的。但是，在高于1200℃的温度下进行固溶化热处理时，其后的时效处理中，促进晶界反应碳化物的析出，导致特性下降。因此，固溶化热处理条件优选为1000～1200℃×20分钟以上+水冷或油冷处理。

[2.5.时效工序]

时效工序是对固溶化热处理后的材料进行时效处理的工序。时效工序是为了使M₂₃C₆型碳化物析出而进行的。

关于时效处理条件，根据成分选择最适合的条件。虽然也取决于成分，但时效处理条件优选为700～850℃×2小时以上+空冷处理。

[3.排气阀用耐热钢的作用]

奥氏体型耐热钢中，优化N、Mo等固溶强化元素以及Nb、Cr等碳化物生成元素，由此优化MX型碳化物量、M₂₃C₆型碳化物量及固溶强化量时，能够得到高温特性（耐磨耗性、耐冲击性）提高、且热加工性优异的排气阀用耐热钢。

特别是将Mo/C设定为规定范围时，通过固溶强化元素产生的固溶强化来提高耐磨耗性，且通过降低碳化物量来提高冲击特性。另外，将Nb/C设为规定范围时，Nb系碳化物（NbC）量和尺寸被优化，冲击特性提高。此外，通过将固溶强化元素限定为Mo，可以确保相稳定性。

实施例

（实施例1～34、比较例1～14）

[1.样品的制作]

将表1及表2所示组成的合金用高频感应炉熔化，得到50kg的钢锭。对于熔炼的钢锭，在1180℃下实施16小时的均质化热处理，然后锻造加工为φ18mm的棒材。对于锻造加工的材料实施1050℃×30分钟-油冷的固溶化热处理（ST）。进而，对ST后的材料进行750℃×4小时-空冷的时效处理（AG）。

需要说明的是，比较例2中，“Mo/C”表示“W/C”。这是由于关于固溶强化，认为W起到与Mo相似的效果。

另外，比较例4、5中，“Nb/C”分别表示“V/C”或“Ti/C”。这是由于关于碳氮化物的生成，认为V和Ti分别起到与Nb相似的效果。

[表1]

[表2]

[2.试验方法]

[2.1.高温硬度]

使用高温维式硬度计、在测定载荷5kg下测定时效处理后的材料在800℃下的硬度。将高温硬度为190（HV）以上判断为“◎（优）”、150（HV）以上且低于190（HV）判断为“○（良）”、低于150（HV）判断为“△（可）”。

[2.2.夏比冲击试验]

自时效处理后的各材料切出10mm见方、试验片长度55mm、2mmU型切口的试验片（基于JIS Z2202），在800℃下实施冲击试验。需要说明的是，本试验按照基于JIS B7722的试验内容来实施。将冲击值为90（J/cm²）以上判断为“◎（优）”、70（J/cm²）以上且低于90（J/cm²）判断为“○（良）”、低于70（J/cm²）判断为△（可）”。

[2.3.高温高速拉伸试验]

由锻造加工的材料制作平行部直径4.5mm的试验片，利用高温高速拉伸试验机进行加工性的评价。试验条件设定为到试验温度为止的升温时间：100s、试验温度下的保持时间：60s、十字头速度：50.8mm/s。使试验片断裂后，测定断裂后的收缩值。

针对各材料，求出断裂时的收缩值达到60%以上的温度（加工范围温度）。

图1示出加工范围温度的一例。将加工温度范围为270（℃）以上判断为“◎（优）”、230℃以上且低于270℃判断为“○（良）”、低于230℃判断为“△（可）”。

[2.4.连续氧化试验]

自时效处理后的材料切出25mm×13mm×2mm的试验片，实施850℃×400小时的连续氧化试验。将氧化增量为1.6（mg/cm²）以下判断为“◎（优）”、超过1.6（mg/cm²）且2.5（mg/cm²）以下判断为“○（良）”、超过2.5（mg/cm²）判断为“△（可）”。

[3.结果]

[3.1.高温硬度、冲击值、加工范围温度]

表3及表4中示出高温硬度、冲击值及加工范围温度。图2中示出Nb/C与冲击值的关系。此外，图3中示出Mo/C与800℃硬度的关系。由表3、表4、图2及图3可知以下内容。

（1）具有与SUH35相当的组成的比较例1的加工范围温度宽，但冲击值及高温硬度均低。另外，具有与LV21-43钢相当的组成的比较例2的冲击值及高温硬度低，加工范围温度也窄。

（2）比较例3的高温硬度高，但冲击值低，加工范围温度窄。另外，比较例4～12的高温硬度及冲击值均低，加工范围温度也窄。认为这是由于成分和成分平衡不适当所导致的。

（3）添加有P的比较例13的冲击值特别低。认为这是由于添加P而使时效处理后的析出碳化物粗大化所导致的。

（4）添加有Cu的比较例14的加工范围温度特别窄。认为这是由于添加Cu而使材料的熔点下降所导致的。

（5）实施例1～34的高温硬度及冲击值均高，加工温度范围也宽。

（6）尤其是在排气阀中，在引擎的结构上为了保持气缸内密闭，在与阀门的接地面配置片材。使该片材与阀门之间密合时，阀头下部被施加高应力。为了抑制因施加于阀头下部的应力而提前断裂，冲击值为重要的指标。实施例1～34均具有高冲击值，因此提前断裂被抑制，可以实现长寿命化。

（7）如图2所示，将Nb/C限定在0.02～0.70的范围时，能够得到90J/cm²以上的高冲击值。

（8）如图3所示，将Mo/C限定在4.5～8.9的范围时，能够得到约190（HV）以上的高温硬度。另外，将Mo/C限定在5.2～8.0的范围时，进一步提高高温硬度（1～5（HV）左右）。

[表3]

[表4]

[3.2.连续氧化试验]

表5示出连续氧化试验的部分结果。由表5可知以下内容。

（1）添加有与Nb同样为MX型碳氮化物的生成元素的、被认为能够得到同等效果的V、Ti的比较例4、5，与实施例及其他比较例相比，氧化增量大。认为与Nb相比，这些元素与O的键合力大，容易发生氧化物的生成，结果耐氧化性下降。即，Ti、V不能作为N的代替元素。

（2）实施例1～34均显示良好的耐氧化性。

[表5]

以上对于本发明的实施方式进行了详细说明，但本发明不受上述实施方式的任何限定，能够在不脱离本发明主旨的范围内进行各种改变。

需要说明的是，本申请基于2011年8月24日提出的日本专利申请（特愿2011-182987）及2012年5月16日提出的日本专利申请（特愿2012-112238），它们整体通过引用被援用。

产业上的可利用性

本发明的排气阀用耐热钢可以用于各种引擎的排气阀。

Claims

1.一种排气阀用耐热钢，其具备以下构成：

（1）所述排气阀用耐热钢含有

0.45≤C＜0.60质量%、

0.30＜N＜0.50质量%、

19.0≤Cr＜23.0质量%、

5.0≤Ni＜9.0质量%、

8.5≤Mn＜10.0质量%、

2.5≤Mo＜4.0质量%、

0.01≤Si＜0.50质量%、以及

0.01≤Nb＜0.30质量%，

余量由Fe及不可避免的杂质组成；

（2）所述排气阀用耐热钢满足0.02≤Nb/C＜0.70；

（3）所述排气阀用耐热钢满足4.5≤Mo/C＜8.9。

2.根据权利要求1所述的排气阀用耐热钢，其满足5.2≤Mo/C≤8.0。

3.根据权利要求1或2所述的排气阀用耐热钢，其还含有0.0001≤（Al、Mg、Ca）＜0.01质量%。

4.根据权利要求1～3的任一项所述的排气阀用耐热钢，其还含有选自0.0001≤B＜0.03质量%和0.0001≤Zr＜0.1质量%中的1种以上。