DE69710409T2

DE69710409T2 - Hitzebeständige Legierung für Auslassventile und Verfahren zur Herstellung derartiger Auslassventile

Info

Publication number: DE69710409T2
Application number: DE69710409T
Authority: DE
Inventors: Toshiharu Noda; Michio Okabe; Shigeki Ueta
Original assignee: Daido Steel Co Ltd
Current assignee: Daido Steel Co Ltd
Priority date: 1996-10-25
Filing date: 1997-10-22
Publication date: 2002-11-07
Anticipated expiration: 2017-10-23
Also published as: EP0838533B1; EP0838533A1; US5951789A; US6099668A; DE69710409D1

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG

1. Gebiet der Erfindung

Diese Erfindung betrifft eine warmfeste Legierung, die sich besonders hervorragend kaltverformen lässt und sich zur Verwendung bei Abgasventilen in Automotoren eignet, sowie ein Verfahren zur Herstellung der Abgasventile mit der vorstehend genannten warmfesten Legierung.

2. Beschreibung des Standes der Technik

Bisher wurde als Material für ein Abgasventil bzw. Auspuffventil für Automotoren o. ä. ein warmfester Hoch-Mn-Austenitstahl JIS SUH 35 (Fe-9Mn-21Cr-4Ni-0,5C-0,4 N) oder eine Superlegierung auf Ni-Basis JIS NCF 751 (Ni-15,5Cr-0,9Nb-1,2Al-2,3Ti-7Fe- 0,05C) verwendet.
Die vorstehend genannte Superlegierung auf Ni-Basis ist zwar äußerst hochtemperaturfest, hochtemperaturoxidationsbeständig und hochtemperaturkorrosionsfest, jedoch besteht das Problem, dass die Legierung teuer ist, da sie übermäßig viel Ni enthält, und zwar etwas mehr als 70 Gew.-%.
Es wurde folglich ein Ansatz zu Verringerung der übermäßigen Ni-Menge unternommen, und Legierungen mit 40 Gew.-% Ni oder weniger wurden bereits entwickelt.
Eine weitere Verringerung des Ni-Gehaltes verursacht jedoch Probleme bei den Eigenschaften der Legierung, und der Ni-Gehalt in der Legierung lässt sich realistisch schwierig weiter senken.
Wird nämlich der Ni-Gehalt weiter gesenkt, verschlechtert sich die Stabilität der Struktur bei einer hohen Temperatur, und zwar aufgrund eines Anstiegs von Fe. Die η- Phase (Ni&sub3;Ti), welches eine spröde Phase ist, wird präzipitiert bzw. ausgeschieden während der Langzeitanwendung bei einer hohen Temperatur, wodurch sich die Hochtemperaturfestigkeit und die Festigkeit der Legierung bei Raumtemperatur verschlechtern. Daher gibt es für die Verringerung des Ni-Gehaltes natürlicherweise ein Grenze, und zwar aufgrund des Problems der Eigenschaften der Legierung.
Auf der anderen Seite wird ein Abgasventil für Automotoren herkömmlich durch ein Verfahren der nachfolgenden Schritte hergestellt.
Zuerst wird die warmfeste Legierung des Fe-Cr-Ni-Typs kaltgezogen, so dass eine Stange mit bestimmten Abmessungen erhalten wird. Anschließend wird ein Kopfteil des Ventils durch elektrisches Druckverformen vorgeformt und dann durch heißes Druckverformen geformt. Danach wird das Kopfteil gewöhnlich in einem Stück mit einem Stammabschnitt aus einem warmfesten martensitischen Stahl, der als JIS SUH-11 (Fe-1,5Si-8,5Cr-0,5C) oder SUH-3 (Fe-2Si-11Cr-1Mo-0,4C) bezeichnet wird, bspw. durch Reibungsschweißen zusammengefügt.
Danach wird eine Festlösungsbehandlung durchgeführt, damit die durch die vorstehend genannten Arbeitsschritte aufgebaute Spannung gelöst wird, und die Hochtemperaturfestigkeit des Abgasventils wird durch Fällung der γ'-Phase, wie (Ni, Cr)&sub3;(Al, Ti, Nb, Ta), über eine Alterungsbehandlung erhalten.
Das hintere Ende des Ventilstamms wird bei Bedarf durch Abschrecken gehärtet, und das Abgasventil wird schließlich nach maschineller Fertigung versandt.
Bei dem vorstehend genannten herkömmlichen Verfahren besteht jedoch das Problem, dass das Kopfteil durch zwei Schritte hergestellt werden muss, die nach dem Vorformen aus dem Vorformen durch elektrisches Druckverformen bestehen. Das Kopfteil, das durch das Warmdruckverformen erzeugt wird, hat nicht so genaue Abmessungen, und man muss Fehler auf der Oberfläche des geformten Kopfteils vollständig entfernen. Es gibt weiterhin die Probleme, dass die Verschnittmenge beim Fertigungsverfahren ansteigt und die Fertigung länger dauert. Daher ist eine Festlösungsbehandlung vor der Alterungsbehandlung nötig.
EP 0801 140 A1 offenbart eine warmfeste Fe-Cr-Ni-Legierung für Abgasventile mit einem Cu-Gehalt von nicht mehr als 0,5%. Diese Legierungen haben zwar eine gute Warmfestigkeit, jedoch müssen sie warmverformt werden.
Sämtliche Probleme verursachen einen Anstieg der Produktionskosten und müssen gelöst werden.
Das erste Problem davon lässt sich grundlegend lösen, indem das Kopfteil des Ventils durch einen Kalt- oder Warmverformungsschritt anstelle der Heißverformung, wie dem heißen Druckverformen, hergestellt wird. In diesem Fall muss die warmfeste Legierung als Rohmaterial des Kopfteils hervorragend kaltverformbar sein.
Die bis zur vorliegenden Erfindung vorgeschlagenen und praktisch verwendeten warmfesten Legierungen sind in allen Fällen unter der Voraussetzung entwickelt worden, dass sie heißverformt werden. Es war daher schwierig, den Kopfteil durch Kalt- oder Warmschmieden des Rohmaterials dieser Legierungen herzustellen.

ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG

Die Erfindung betrifft die Lösung der vorstehend genannten Probleme des Standes der Technik. Eine Aufgabe ist die Bereitstellung einer warmfesten Legierung, die aufgrund eines relativ geringen Ni-Gehaltes billig ist, hervorragend kaltverformbar ist und sich zu einem niedrigen Preis durch Kaltverformung zum Abgasventil bzw. Auspuffventil verarbeiten lässt. Eine weitere Aufgabe ist die Bereitstellung eines Verfahrens zur Herstellung des Abgasventils mit hervorragenden Eigenschaften, die genauso gut sind wie die Eigenschaften herkömmlicher Abgasventile, indem die vorstehend genannte warmfeste Legierung verwendet wird, ohne dass die Produktionskosten steigen.
Die erfindungsgemäße warmfeste Legierung für Auspuffventile zur Bewerkstelligung der vorstehenden Aufgaben ist dadurch gekennzeichnet, dass sie - angegeben in Gewichtsprozent - besteht aus: 0,01 bis 0,1% C, nicht mehr als 2% Si, nicht mehr als 2% Mn, 12 bis 25% Cr, 0,2 bis 2,0% Nb und Ta zusammen, nicht mehr als 3,5% Ti, 0,5 bis 3,0% Al, 25 bis 45% Ni, mehr als 0,5% bis nicht mehr als 5,0% Cu, und als Rest Fe plus gelegentliche Verunreinigungen. Die erfindungsgemäße warmfeste Legierung kann zudem zumindest ein Element enthalten, ausgewählt aus nicht mehr als 3% W, nicht mehr als 3% Mo und nicht mehr als 1% V, mit der Maßgabe, dass (1/2 W + Mo + V) höchstens gleich 3% ist, nicht mehr als 5% Co mit der Maßgabe, dass der Gesamtprozentsatz an Ni und Co im Bereich von 25 bis 45% liegt, 0,001 bis 0,1% von Ca und Mg zusammen, und einem oder beiden von 0,001 bis 0,01% B und 0,001 bis 0,1% Zr, je nach Bedarf.
Bei bevorzugten Ausführungsformen der erfindungsgemäßen warmfesten Legierung liegt der Gesamt-Atomprozentsatz von Ti, Al, Nb und Ta wünschenswerterweise im Bereich von 4, 5 bis 7,0%, Ti/Al (Atomprozentverhältnis) liegt ebenfalls wünschenswerterweise in einem Bereich nicht größer als 2,0, und der M-Wert, berechnet aus der nachstehenden Gleichung ist wünschenswerterweise nicht größer als 0,95; M = [0,717 Ni (Atomprozent) + 0,858 Fe (Atomprozent) + 1,142 Cr (Atomprozent) + 1,90 Al (Atomprozent) + 2,271 Ti (Atomprozent) + 2,117 Nb (Atomprozent) + 2,224 Ta (Atomprozent) + 1,001 Mn (Atomprozent) + 1.90 Si (Atomprozent) + 0,615 Cu (Atomprozent)]/100. Es ist zudem ratsam, die Verunreinigungen, wie P, S, O und N unter Kontrolle zu halten, so dass P nicht höher als 0,02%, bzw. S, O, und N nicht höher als 0,01% sind.
Das Verfahren zur Herstellung des Auspuffventils gemäß einem weiteren Aspekt der Erfindung ist dadurch gekennzeichnet, dass es die Schritte umfasst: Unterwerfen eines Rohmaterials aus der erfindungsgemäßen warmfesten Legierung einer Festlösungsbehandlung, Formen des Kopfteils des Abgasventils aus dem lösungsbehandelten Rohmaterial durch Kaltverformung oder Warmverformung, Verbinden eines Stammteils aus warmfestem Martensitstahl mit dem Kopfteil des Abgasventils, und Unterwerfen des miteinander verbundenen Kopfteils und des Stammteils einer Alterungsbehandlung.
Bei bevorzugten Ausführungsformen des Verfahrens zur Herstellung des erfindungsgemäßen Abgasventils, möchte man am besten den Stammteil des Abgasventils nach der Alterungsbehandlung weiter nitrieren, und es ist ratsam den Stammteil des Abgasventils nach dem Nitrieren am hinteren Ende einer Vollhärtung zu unterwerfen.

KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNG

Fig. 1 ist ein Flussdiagramm, das ein Verfahren der Wärmebehandlung der Legierungen in Beispiel 1 zusammen mit Untersuchungsverfahren der Legierung zeigt; und
Fig. 2 ist ein Flussdiagramm, das ein Verfahren der Wärmebehandlung der Legierungen in Beispiel 2 zusammen mit Untersuchungsverfahren der Legierung zeigt.

EINGEHENDE BESCHREIBUNG DER ERFINDUNG

Die erfindungsgemäße warmfeste Legierung für Abgasventile ist aufgrund des niedrigen Ni-Gehaltes billig und hat eine hervorragende Kaltverformbarkeit, so dass es sich für die Herstellung des Abgasventils durch Kaltverarbeitung anwenden lässt und man die Produktionskosten für das Abgasventil reduzieren kann. Es ist nämlich möglich, die Materialkosten der warmfesten Legierung und die Produktionskosten des Abgasventils zu reduzieren, indem die warmfeste Legierung gleichzeitig auf das Abgasventil aufgetragen wird.
Die erfindungsgemäße warmfeste Legierung hat insofern eine besondere Eigenschaft als Cu in einem vorher festgelegten Bereich enthalten ist, und Cu arbeitet derart, dass es die Arbeitshärtung hemmt, indem die Stapelfehlerenergie erhöht wird, wodurch die Kaltverformbarkeit der warmfesten Legierung effizient verbessert wird.
Bei der erfindungsgemäßen warmfesten Legierung können zusätzlich zu C, Si, Mn, Cr, Nb + Ta, Ti, Al, Ni und Cu ein oder mehrere Elemente W, Mo und V im Bereich von nicht mehr als 3% W, nicht mehr als 3% Mo, nicht mehr als 1% V enthalten sein, mit der Maßgabe, dass (1/2 W + Mo + V) nicht größer als 3% ist.
W, Mo und V sind Lösungsfestigungselemente, und man kann die Festigkeit der warmfesten Legierung effizient verbessern.
Co kann zudem im Bereich von nicht mehr als 5% Co und 25 bis 45% Ni und Co zusammen enthalten sein. Co wirkt ähnlich wie Ni, daher kann es enthalten sein, indem ein Teil von Ni im Bereich von bis zu 5% ersetzt wird.
Bei der erfindungsgemäßen warmfesten Legierung kann der Gesamt- Atomprozentsatz von Ti, Al, Nb und Ta auf den Bereich von 4, 5 bis 7,0% beschränkt sein, und das Atomprozentverhältnis von Ti und Al (Ti/Al) kann auf nicht mehr als 2,0 beschränkt sein.
Der M-Wert, eine Zahl, die die Stabilität der γ-Phase angibt, kann derart beschränkt sein, dass sie 0,95 nicht übersteigt, und ein oder beide Elemente B und Zr können im Bereich von 0,001 bis 0,01% B und 0,001 bis 0,1% Zr enthalten sein. Man kann die Korngrenzen der Legierung durch Zugabe von einer oder beiden Elementen B und Zr festigen.
Bei der erfindungsgemäßem warmfesten Legierung kann Ca und Mg weiter im Bereich von 0,001 bis 0,01% von Ca und Mg zusammen enthalten sein, wodurch die Heißverarformbarkeit der Legierung verbessert wird.
Zudem lassen sich P, S, O und N im Bereich von nicht mehr als 0,02% P, nicht mehr als 0,01% S, nicht mehr als 0,01% O und nicht mehr als 0,01% N unter Kontrolle halten. Diese Elemente sind Verunreinigungen, und man kann die Eigenschaften dieser warmfesten Legierung weiter verbessern, indem diese unreinen Elemente im vorstehend genannten Bereich gehalten werden.
Die erfindungsgemäße warmfeste Legierung weist die wesentlichen Eigenschaften auf, indem sie je nach den Umständen nach der Kaltverarbeitung einer Festlösungsbehandlung und danach einer Alterungsbehandlung unterworfen wird. Wird die warmfeste Legierung zur Produktion von warmfesten Bauteilen, wie Abgasventilen, verwendet, lässt sich die erforderliche Qualität und die Herstellung der warmfesten Bauteile zu einem geringen Preis verwirklichen.
Der Grund, warum die jeweilige chemische Zusammensetzung der erfindungsgemäßen warmfesten Legierung eingeschränkt ist, wird nachstehend erläutert.
C: 0,01 bis 0,1 Gew.-%
Die Hochtemperaturfestigkeit der Legierung lässt sich verbessern, indem nicht weniger als 0,01% C eingebracht wird und zusammen mit T,Nb oder Cr Carbide gebildet werden. Ist jedoch mehr als 0,1% C enthalten, präzipitieren MC-Carbide in großer Menge, so dass sich die Heißverformbarkeit der Legierung verschlechtert und Defekte oder Risse aus den Carbiden bei der Verarbeitung entstehen. Der C-Gehalt wird in dieser Erfindung daher im Bereich 0,01 bis 0,1% definiert.
Si: nicht mehr als 2 Gew.-%
Si eignet sich als Desoxidationselement und verbessert die Oxidationsbeständigkeit der Legierung. Ist jedoch mehr als 2% Si enthalten, wird die Kaltverformbarkeit der Legierung schlechter, so dass die Obergrenze für Si definiert ist als 2%.
Mn: nicht mehr als 2 Gew.-%
Mn ist zwar als Desoxidationselement ähnlich Si geeignet, jedoch wird die Hochtemperatur-Oxidationsbeständigkeit verschlechtert und die Fällung der η-Phase (Ni&sub3;Ti), die die Festigkeit der Legierung beeinträchtigt, wird gefördert, wenn Mn in großen Mengen zugegen ist. Die Obergrenze für Mn ist daher als 2% definiert.
Cr: 12 bis 25 Gew.-%
Cr ist ein wertvolles Element zur Verbesserung der Hochtemperaturoxidationsbeständigkeit und der Korrosionsbesändigkeit, und es ist notwendig, dass Cr in einer Menge von nicht weniger als 12% enthalten ist, damit diese Wirkungen erhalten werden. Die Austenitphase wird jedoch instabil, und eine β-Phase (spröde Phase) präzipitiert, wodurch sich die Festigkeit der Legierung verschlechtert, wenn Cr in einer Menge von mehr als 25% enthalten ist. Die Obergrenze für Cr ist daher als 25% definiert. Ein bevorzugter Bereich für Cr ist 12 bis 20%.
Nb + Ta: 0,2 bis 2,0 Gew.-%
Die Elemente Nb und Ta bilden eine Intermetallverbindung-γ'-Phase (γ-Primephase Ni&sub3;(Al, Ti, Nb, Ta) zusammen mit Ni, welches eine wichtige Ausscheidungshärtungsphase ist. Die Hochtemperaturfestigkeit der Legierung lässt sich effizient durch Präzipitation der γ-Phase verbessern. Es müssen ein oder beide Elemente Nb und Ta in nicht weniger als 0,2% insgesamt zugegen sein, damit diese Wirkungen erzielt werden. Die Festigkeit der Legierung wird jedoch verschlechtert aufgrund der Fällung der γ-Phase Ni&sub3;(Nb, Ta), wenn Nb und Ta zusammen 2,0% überschreiten. Die Obergrenze für die Gesamtmenge von Nb und Ta ist daher als 2,0% definiert. Der Gesamtprozentsatz von Nb und Ta ist vorzugsweise auf einen Bereich von 0,5 bis 1,5% eingeschränkt.
Ti: nicht mehr als 3,5 Gew.-%
Ti vereinigt sich mit Ni und bildet zusammen mit Al, Nb, Ta die γ'-Phase. Die Alterungsausscheidung der γ'-Phase wird durch Zugabe von Ti aktiviert. Die η-Phase (spröde Phase) wird dagegen ausgeschieden, und die Festigkeit der Legierung wird schlechter, wenn Ti in einer Menge von mehr als 3,5% zugegen ist. Die Obergrenze für Ti ist daher als 3,5% definiert.
Vorzugsweise wird beim Aktivieren der Alterungsfällung bei der Alterungsbehandlung nach der Festlösungsbehandlung nach der Kaltverarbeitung nicht weniger als 1,5% Ti zugegeben, jedoch möchte man Ti in einem Bereich von weniger als 1,5% einschränken, damit die Alterungsausscheidung bei der direkten Durchführung der Alterungsbehandlung nach der Kaltverarbeitung ohne Festlösungsbehandlung nicht aktiviert wird.
Al: 0,5 bis 3,0 Gew.-%
Al ist das wichtigste Element zur Bildung der γ-Phase, indem es mit Ni kombiniert wird. Die γ-Phase wird nicht hinreichend präzipitiert, wenn der Al-Gehalt kleiner als 0,5% ist, so dass die Untergrenze für Al als 0,5% definiert ist.
Die Heißverformbarkeit der Legierung wird dagegen verschlechtert, wenn der Al- Gehalt über 3,0% steigt. Die Obergrenze für Al ist daher in dieser Erfindung als 3,0% definiert. Al wird vorzugsweise auf einen Bereich von 0,7 bis 2,0% eingeschränkt.
Ni: 25 bis 45 Gew.-%
Ni ist ein Element, das Austenit bildet, welches eine Matrix für die Legierung ist. Es verbessert die Warmfestigkeit und die Korrosionsfestigkeit der Legierung. Es ist zudem ein unentbehrliches Element zur Fällung der γ-Phase, die eine Verstärkungsphase ist.
Daneben stabilisiert Ni die Struktur der Legierung bei hoher Temperatur, und es ist notwendig, dass 25% oder mehr Ni enthalten sind, damit die vorstehenden Wirkungen zufriedenstellend erzielt werden. Ist Ni in einer Menge über 45% enthalten, werden die Kosten für die Legierung höher, und der Zweck der Erfindung kann nicht erzielt werden, da Ni ein teures Element ist. Bei der erfindungsgemäßen warmfesten Legierung vergrößert Ni die Härte im festlösungsbehandelten Stadium, und die Kaltverformbarkeit der Legierung wird verschlechtert. Die Obergrenze für den Ni-Gehalt ist in dieser Erfindung daher auf 45% definiert. Der Ni-Gehalt wird vorzugsweise in einem Bereich von 27 bis 35% eingeschränkt.
Cu: mehr als 0,5 bis nicht mehr als 5,0 Gew.-%
Cu ist ein Element, das zur Verbesserung der Kaltverformbarkeit der erfindungsgemäßen Legierung unentbehrlich ist.
Cu hemmt die Verarbeitungshärtung wie vorstehend beschrieben durch Steigerung der Stapelfehlerenergie, so dass die Kaltverformbarkeit der Legierung aufgrund dieser Funktion effizient verbessert wird.
Man kann jedoch keinen ausreichenden Effekt erwarten, wenn der Cu-Gehalt kleiner als 0,5% ist, und die Wirkung ist nicht so stark verbessert, selbst wenn der Cu- Gehalt größer als 5,0% ist, und die Heißverformbarkeit der Legierung ist ziemlich verschlechtert. Der Cu-Gehalt ist somit erfindungsgemäß definiert im Bereich von mehr als 0,5 bis nicht mehr als 5,0%.
W: nicht mehr als 3 Gew.-%
Mo: nicht mehr als 3 Gew.-%
V: nicht mehr als 1 Gew.-%
1/2 W + Mo + V: nicht mehr als 3 Gew.-%
W, Mo und V sind Elemente, die die Hochtemperaturfestigkeit der Legierung aufgrund des Lösungsfestigens wirksam verbessern. Die Wirkung dieser Elemente ist jedoch irgendwann abgesättigt, die Kosten steigen und die Kaltverformbarkeit der Legierung ist schlecht, selbst wenn diese Elemente im Überschuss zugegeben werden. Diese Elemente können jedoch je nach Bedarf im Bereich von nicht mehr als 3% W, nicht mehr als 3% Mo, nicht mehr als 1% V enthalten sein, mit der Maßgabe, dass (1/2 W + Mo + V) nicht größer als 3% ist.
Ni + Co: 25 bis 45 Gew.-%
Co: nicht mehr als 5 Gew.-%
Co hat eine ähnliche Funktion wie Ni, und kann in der Legierung enthalten sein, um einen Teil des Ni durch Co zu ersetzen. Co kann nämlich in der Legierung im Bereich von 20 bis 45% von Ni und Co zusammen enthalten sein. Die Obergrenze für Co ist jedoch definiert als 5%, da Co gegenüber Ni ein teures Element ist.
Ti + Al + Nb + Ta: 4,5 bis 7,0 Gew.-%
Ti, Al, Nb und Ta sind ausnahmslos Strukturelemente der γ'-Phase. In Gegenwart von ausreichend Ni ist die Menge der gefällten Y-Phase proportional zur Gesamtsumme der Mengen dieser Elemente, und die Hochtemperaturfestigkeit der Legierung ist proportional zur Menge der präzipitierten γ-Phase. Es ist wünschenswert, dass diese Elemente nicht unter 4,5% des Gesamtatomprozentsatzes enthalten sind, damit die Hochtemperaturfestigkeit der erfindungsgemäßen Legierung hinreichend verbessert wird.
Ist jedoch der Gesamtatomprozentsatz dieser Elemente über 7,0%, steigt die Festigkeit der Legierung, jedoch wird die Kaltverformbarkeit verschlechtert. Die Obergrenze des Gesamtatomprozentsatzes dieser Elemente wird daher am besten als 7,0% definiert.
Ti/Al (Atomprozentsatz): nicht höher als 2,0
Die Intermetallverbindung-η-Phase (Ni&sub3;Ti), die während der Anwendung bei einer hohen Temperatur für eine lange Zeit ausgefällt wird, verschlechtert die mechanischen Eigenschaften der Legierung. Die Fällung der η-Phase hängt vom Verhältnis des Atomprozentsatzes von Ti und Al (Ti/Al) ab. Die η-Phase fällt nämlich leicht aus mit steigendem Atomverhältnis von Ti/Al. Es ist daher gewünscht, die Grenze des Atomverhältnisses von Ti/Al in dieser Erfindung in einem Bereich nicht über 2,0 zu halten, damit die η-Phase selbst nach lang dauernder Anwendung nicht ausfällt.
Bei der Durchführung der Festlösungsbehandlung vor der Alterungsbehandlung nach der Kaltverarbeitung möchte man weiterhin das Atomverhältnis von Ti/Al in einem Bereich von 1,0 bis 2,0 definieren, damit die Härtungsgeschwindigkeit nicht sinkt und die Legierung nicht unzureichend bei der Alterungsbehandlung härtet.
Das Atomverhältnis von Ti/Al ist wünschenswerterweise in einem Bereich von weniger als 1,0 (bevorzugte Untergrenze des Ti/Al-Verhältnisses ist 0,2), damit die Härtung bei der Alterungsbehandlung nicht übermäßig verläuft, wenn die Alterungsbehandlung direkt nach der Kaltverarbeitung ohne Durchführung der Festlösungsbehandlung erfolgt.
M-Wert: nicht größer als 0,95
M = [0,717 Ni (Atomprozent) + 0,858 Fe (Atomprozent) + 1,142 Cr (Atomprozent) + 1,90 A1 (Atomprozent) + 2,271 Ti (Atomprozent) + 2,117 Nb (Atomprozent) + 2,224 Ta (Atomprozent) + 1,001 Mn (Atomprozent), 1,90 Si (Atomprozent) + 0,616 Cu (Atomprozent)]/100
Der M-Wert ist ein Zahl, die die Stabilität der γ-Phase angibt, und die γ-Phase (Intermetallverbindung) wird präzipitiert bzw. ausgeschieden, wenn der M-Wert über 0,95 steigt. Die σ-Phase neigt dazu, die mechanischen Eigenschaften der Legierung zu verschlechtern. Steigt der M-Wert zudem über 0,95, verschlechtert sich die Heißverformbarkeit. Der M-Wert wird daher so kontrolliert, dass er nicht über 0,95 steigt.
B: 0,001 bis 0,01 Gew.-%
Zr: 0,001 bis 0,1 Gew.-%
B und Zr werden an der Korngrenze gefällt und tendieren zur Festigung der Korngrenze der Legierung. Eine derartige Wirkung offenbart sich zufriedenstellend, wenn diese Elemente jeweils im Bereich von nicht weniger als 0,001% enthalten sind. Die Heißverformbarkeit der Legierung wird jedoch beeinträchtigt, wenn B zu mehr als 0,01% oder Zr zu mehr als 0,1% zugegen sind, folglich sind die Obergrenzen für B und Zr als 0,01% bzw. 0,1% definiert.
Ca + Mg: 0,001 bis 0,01 Gew.-%
Diese Elemente müssen als Desoxidationsmittel und Desulfurierungsmittel beim Schmelzen der Legierung zugegeben werden, und verbessern die Heißverarbeitbarkeit der Legierung. Eine solche Wirkung offenbart sich zufriedenstellend, wenn diese Elemente zu nicht weniger als 0,001% insgesamt enthalten sind. Die Heißverformbarkeit wird jedoch verschlechtert, wenn diese Elemente zu mehr als 0,01% insgesamt enthalten sind. Die Obergrenze für den Gesamtprozentsatz an Ca und Mg wird daher als 0,01% definiert.
P: nicht mehr als 0,02 Gew.-%
S: nicht mehr als 0,01 Gew.-%
O: nicht mehr als 0,01 Gew.-%
N: nicht mehr als 0,01 Gew.-%
All diese Elemente werden als gelegentliche Verunreinigungen in die Legierung eingebracht. Von diesen verschlechtern P und S die Heißverformbarkeit der Legierung, und O und N bilden Oxide und Nitride (nicht-metallischer Einschluss) und verschlechtern die mechanische Eigenschaft der Legierung. Die Obergrenzen für P, O, S und N werden daher wünschenswerterweise als 0,02%, 0,01%, 0,01% bzw. 0,01% definiert.
Bei dem Verfahren zur Herstellung eines Abgasventils gemäß einem weiteren Aspekt der Erfindung wird das Kopfteil des Abgasventils zuerst durch das nachstehende Verfahren hergestellt, indem die vorstehend genannte warmfeste Legierung als Rohmaterial verwendet wird.
Zunächst wird das Rohmaterial der warmfesten Legierung nach dem Unterwerfen des Materials einer Durchwärmungsbehandlung durch Heißschmieden und Heißwalzen zu einer Stange mit festgelegter Form geformt.
Anschließend wird die Stange einer Festlösungsbehandlung unterworfen. Die Stange wird dazu 10 bis 60 min o. ä. bei einer Temperatur von 1000 bis 1100ºC gehalten und dann in Wasser oder Öl abgeschreckt.
Aufgrund der Festlösungsbehandlung werden die Cr-Carbide, die γ'-Phase und die η-Phase (spröde Phase) in der Legierung gelöst, die Legierung wird durch Umkristallisation weiter erweicht, die durch das Vorwalzen und das Walzen aufgebaute innere Beanspruchung wird gelöst und die Stange allgemein erweicht.
Das Kopfteil des Abgasventils wird aus der festlösungsbehandelten Stange hergestellt. Hierzu wird der Kopfteil mit einer Zielform geformt, indem die festlösungsbehandelte Stange direkt kalt- oder warmverformt wird. Die Kalt- oder Warmverformtung lässt sich ausführen, indem sehr sanft druckverformt wird, da die Stange bereits durch die Festlösungsbehandlung erweicht ist. Das Kopfteil wird in genauen Abmessungen durch die Kalt- oder Warmverarbeitung geformt, und die Verschnittmenge im Fertigungsverfahren wird kleiner und der zum Formen des Kopfteils nötige Guss wird gegenüber Heißwalzen gesichert.
Anschließend wird ein Stammabschnitt aus einem bei niedriger Temperatur geglühten warmfesten Martensitstahl, wie JIS SUH-11 und SUH-3, mit dem vorstehend genannten Kopfteil verbunden, und zwar bspw. durch Reibungsschweißen, wodurch das Abgasventil mit der angestrebten Form erhalten wird.
Bei dem erfindungsgemäßen Verfahren wird das erhaltene Abgasventil nach dem Verbinden bei einer Temperatur von 650 bis 800ºC für 0,5 Std. bspw. einer Alterungsbehandlung ohne Festlösungsbehandlung unterworfen.
Aufgrund der Alterungsbehandlung wird das Abgasventil bis zu Hv 350~500 gehärtet, da die Ausscheidung der γ'-Phase zusätzlich zum Bearbeitungshärten wegen der Restspannung während der Kaltverarbeitung weiterläuft. Am Verbindungsstück des Abgasventils wird die Härte auf Hv 250~350 wegen des Temperns des Martensits gesenkt und die Festigkeit des Verbundstücks wird verbessert.
Schließlich wird das führende Abgasventil durch das Fertigungsverfahren erzeugt. Erfindungsgemäß ist es am besten, eine nitridierte Schicht auf dem Stammabschnitt des Abgasventils zu bilden, und zwar durch Nitridieren nach der Fertigung, da das Abgasventil bessere Verschleißfestigkeit erhält.
Das Nitridierungsverfahren ist nicht besonders eingeschränkt, jedoch wird vorzugsweise ein Flüssig-Nitridierungsverfahren eingesetzt, bspw. das Tufftride- Verfahren, und zwar weil sich so eine sehr dünne nitridierte Schicht mit hervorragender Festigkeit und Verschleißbeständigkeit erhalten lässt.
Ist das Auspuffventil bspw. vom Kipphebeltyp, lässt sich die Vollhärtung effizient am hinteren Ende des Stammabschnitts durchführen, damit der Abrieb am hinteren Ende des Stammabschnitts verhindert wird. Als Abschreckhärtungsverfahren lässt sich bspw. Induktionshärten oder Flammenhärtung einsetzen.

BEISPIEL

Nachstehend werden geeignete erfindungsgemäße Beispiele sowie Vergleichsbeispiele beschrieben.

Beispiel 1

50 kg-Legierungen mit den in Tabelle 1 gezeigten chemischen Zusammensetzungen wurden jeweils in einem Vakuuminduktionsofen geschmolzen, wodurch Barren erhalten wurden, und die Eigenschaften der jeweiligen Legierungen wurden gemäß dem in Fig. 1 gezeigten Verfahren untersucht.
Zunächst wurde ein rundes Stangenprobenstück mit 8 mm Durchmesser aus einem unteren Abschnitt jedes Barren geschnitten, nachdem die Barren 16 Std. bei einer Temperatur von 1100ºC einer Durchwärmungsbehandlung unterworfen wurden. Die Heißverformbarkeit der jeweiligen Legierungen wurde durch einen Hochtemperatur- Hochgeschwindigkeits-Spannungstest mit den Probenstücken untersucht. TABELLE 1-1
*Legierung 15 ist nicht erfindungsgemäß. TABELLE 1-2
Jeder der restlichen Harren wurde geschmiedet und zu einer runden Stange mit 16 mm Durchmesser bei einer Temperatur von 1100ºC~900ºC gewalzt, und die runde Stange wurde einer Festlösungsbehandlung unter 30minütigem Erhitzen bei 1050ºC und Abkühlen in Öl unterworfen. Anschließend wurden die festlösungsbehandelten runden Stangen bei Druckverformungsverhältnissen von 70% bzw 75% kaltgeschmiedet, und die Kaltverformbarkeit wurde durch Untersuchen des Grades der Rissentwicklung durch das Kaltschmieden beurteilt. Während dieser Zeit wurde der Kalt-Schmiedetest gemäß dem Standard der Japan Society for Technology of Plasticity wie vorstehend erwähnt durchgeführt.
Jede der festlösungsbehandelten runden Stangen wurde weiter einer Alterungsbehandlung unterworfen, indem für 4 Std. bei 750ºC erhitzt und anschließend in Luft gekühlt wurde, und die Messung der Rockwell-Härte (C-Skala) bei Raumtemperatur, die Messung der Vickers-Härte (5 kgf Last) bei 800ºC und der Drehbiegungs- Ermüdungstest bei 800ºC wurde mit der alterungsbehandelten runden Stange durchgeführt.
Die bei diesen Tests erhaltenen Ergebnisse sind in der Tabelle 2 gezeigt. TABELLE 2
: nicht gerissen
O: Rissanteil kleiner als 0,5 (50%)
x: Rissanteil nicht kleiner als 0,5 (50%)
Die jeweiligen Tests wurden unter den folgenden Bedingungen durchgeführt.

(Hochtemperatur-Hochgeschwindigkeits-Spannungstest)

Mit Hilfe der von jedem Barren geschnittenen runden Stange als Probenstück wurden Spannungstests bei einer Geschwindigkeit von 50 mm/s bei den jeweiligen Temperaturen zwischen 800 bis 1200ºC mittels einer Hochtemperatur- Hochgeschwindigkeits-Spannungstestmaschine durchgeführt. Ein Temperaturenbereich, der eine Reduktion der Fläche von nicht weniger als 60% ermöglichte, was für die Walzbearbeitung erforderlich ist, wurde als durchführbarer Temperaturenbereich definiert, und die Heißverformbarkeit der jeweiligen Legierungen wurde durch Erhalt des durchführbaren Temperaturenbereichs jeder Legierung gemäß den Ergebnissen des Hochtemperatur-Hochgeschwindigkeits-Spannungstests beurteilt.

(Kaltschmiedetest)

Die Kaltverformbarkeit der Legierungen wurde durch Untersuchung der Rissentwicklungsgeschwindigkeit beim Druckverformen von Probenstücken mit 15 mm Durchmesser und 22,5 mm Länge in Achsialrichtung bei Druckverformungsverhältnissen von 70 und 75% bewertet.
Das Druckverformungsverhältnis &epsi; wird durch die nachstehende Gleichung ausgedrückt:
&epsi; = (ho - hc)/ho · 100
wobei:
ho: ursprünglich Höhe der Probe
hc: Höhe der Probe nach der Verformung.
Der Test wurde an fünf Probenstücken wiederholt.

(Messung der Härte)

Die Härte der Legierungen wurde bei Raumtemperatur mit dem Rockwell-Härte- Tester mittels C-Skala gemessen.
Die Hochtemperatur-Härte der jeweiligen Legierungen wurde bei 800ºC mit dem Vickers-Hochtemperatur-Härte-Tester mit einer Messlast von 5 kgf gemessen.

(Ermüdungstest)

Einheitliche Messteststücke mit 8 mm Durchmesser wurden aus den jeweiligen Testmaterialien geschnitten, und der Drehbiegungs-Ermüdungstest wurde bei 800ºC mit einer Ono-Drehbiegungs-Ermüdungstestmaschine durchgeführt. Die Anzahl der Wiederholungen bei einer Dehnungsamplitude von 294 MPa wurde aus einem Durchschnittswert von 2 Messungen erhalten.
Aus den in Tabelle 2 gezeigten Ergebnissen ist ersichtlich, dass die erfindungsgemäßen warmfesten Legierungen sowohl hervorragende Kaltverformbarkeit als auch hervorragende Heißverformbarkeit aufwiesen, und es wurde bestätigt, dass man durch die Alterungsbehandlung eine hinreichende Härte nicht nur bei Raumtemperatur sondern auch bei hoher Temperatur (800ºC) erzielen kann.
Verglichen mit dem vorstehend genannten hatte die Vergleichslegierung Nr. 1 hervorragende Kaltverformbarkeit, jedoch keine gute Warmfestigkeit, und bei hoher Temperatur ließ sich keine ausreichende Härte erzielen.
Bei den anderen Vergleichslegierungen war die Kaltverformbarkeit in keinem Fall ausreichend.
Aus den Ergebnissen des Ermüdungstest ging überdies hervor, dass die erfindungsgemäßen warmfesten Legierungen sogar auch gleichwertige oder hervorragende Ermüdungseigenschaften aufwiesen.

Beispiel 2

50 kg-Legierungen mit den in Tabelle 3 gezeigten chemischen Zusammensetzungen wurden jeweils in einem Vakuuminduktionsofen geschmolzen, wodurch Barren erhalten wurden, und die Eigenschaften der jeweiligen Legierungen wurden gemäß dem in Fig. 2 gezeigten Verfahren untersucht. TABELLE 3-1 TABELLE 3-2
Die erhaltenen Barren wurden 16 Std. bei einer Temperatur von 1100ºC einer Durchwärmungsbehandlung unterworfen und zu runden Stangen mit 16 mm Durchmesser durch nacheinander erfolgendes Schmieden und Walzen bei einer Temperatur im Bereich von 1100ºC bis 900ºC geformt. Die runden Stangen wurden darüber hinaus durch Erhitzen für 30 min bei 1050ºC (Festlösungsbehandlung) und Abkühlen in Öl wärmebehandelt. Ein Kaltschmiedetest wurde bei Raumtemperatur mit den wärmebehandelten runden Stangen bei Druckverformungsverhältnissen von 70 und 75% auf die gleiche Weise wie in Beispiel 1 durchgeführt. Die Kaltverformbarkeit der jeweiligen Legierungen wurde durch Untersuchen des Rissentwicklungsgrades durch den Kaltschmiedetest bewertet.
Die wärmebehandelten runden Stangen wurden unter drei Bedingungen einer Alterungsbehandlung unterworfen, und zwar Erwärmen für 4 und 100 bei 700ºC bzw. 100 Std. bei 800ºC und anschließendes Abkühlen in Luft, und dann wurde die Vickers-Härte (Last: 1 kgf) für die jeweiligen alterungsbehandelten runden Stangen gemessen. Darüber hinaus wurde ein Druckverformungstest (Kaltverformung) bei einem Druckverformungsverhältnis von 70% für die jeweiligen wärmebehandelten (Festlösungsbehandlung) runden Stangen durchgeführt, und die druckbeanspruchten runden Stangen wurden unter den vorstehend erwähnten drei Bedingungen einer Alterungsbehandlung unterworfen.
Dann wurde die Vickers-Härte der alterungsbehandleten runden Stangen auf die gleiche Weise gemessen, und die Mikrostruktur wurde für die jeweiligen runden Stangen beobachtet, die nach der Kaltverformung alterungsbehandelt wurden.
Die festlösungsbehandelten runden Stangen wurden vorwärts extrudiert (Flächenreduktion: 50%) und weiter durch Erhitzen für 4 Std. bei 750ºC und anschließendes Abkühlen an Luft einer Alterungsbehandlung unterworfen. Der Drehbiegungs-Ermüdungstest wurde für die jeweiligen Probenstücke, die durch das Extrudieren der runden Stange und die Alterungsbehandlung erhalten worden waren, bei 800ºC durchgeführt.
Die durch die vorstehend genannten Untersuchungstests erhaltenen Ergebnisse sind in Tabelle 4 gezeigt. TABELLE 4
Die jeweiligen Tests wurden unter den nachstehenden Bedingungen durchgeführt.

(Messung der Härte)

Die Härte der Legierungen wurden mit dem Vickers-Härtetester durch Messen einer Last von 1 kgf gemessen.

(Ermüdungstest)

Einheitliche Mess-Teststücke mit 8 mm Durchmesser wurden aus den jeweiligen Testmaterialien nach dem Vorwärts-Extrudieren ausgeschnitten, und der Drehbiegungs- Ermüdungstest wurde bei 800ºC mit einer Ono-Drehbiegungs-Testmaschine durchgeführt. Die Anzahl der Wiederholungen bei einer Dehnungsamplitude von 294 MPa wurde aus dem Durchschnittswert von zwei Messungen erhalten.
Aus den in Tabelle 4 gezeigten Ergebnissen wurde bestätigt, dass die Kaltverformbarkeit hervorragend war, die ausreichende Härte wurde erhalten durch die Alterungsbehandlung nach der Kaltverarbeitung, die η-Phase wurde nicht ausgefällt, selbst wenn die Alterungsbehandlung direkt nach der Kaltverarbeitung durchgeführt wurde, und die Überalterung verhindert werden konnte. Die Härte war nicht so reduziert, selbst bei einer lang dauernden Anwendung bei hoher Temperatur, d. h. die Überalterung konnte bei warmfesten Legierungen, die zu den erfindungsgemäßen Legierungen dieses Beispiels gehören, verhindert werden.
Aus den Ergebnissen des Ermüdungstestes ging hervor, dass die erfindungsgemäßen Legierungen dieses Beispiels genauso gut oder auch hervorragende Ermüdungseigenschaften aufwiesen.

Beispiel 3

50 kg-Legierungen mit den in Tabelle 5 gezeigten chemischen Zusammensetzungen wurden in einem Vakuuminduktionsofen geschmolzen und jeweils zu Barren gegossen. TABELLE 5
Diese 7 Sorten Barren wurden nach einer Durchwärmungsbehandlung auf 70 mm Durchmesser geschmiedet und zu runden Stangen mit 16 mm Durchmesser gewalzt. Die runden Stangen wurden nacheinander einer Festlösungsbehandlung unterworfen, indem sie nach 30 min Halten bei 1050ºC in Öl gekühlt wurden, damit sie sich als Rohmaterialien für Kopfteile für Abgasventile verwenden ließen.
Die Abgasventile wurden durch Verwendung dieser Materialien in den nachstehenden drei erfindungsgemäßen Beispielen und dem herkömmlichen Vergleichsbeispiel hergestellt.

(1) Verfahren 1

Die jeweiligen Rohmaterialien wurden zu Kopfteilen mit Durchmessern von 24,3 mm durch Kaltverarbeitung bei Raumtemperatur geformt, und dann wurden die Stammteile aus JIS SUH-11 mit 5,8 mm Durchmessern an die jeweiligen Kopfteile durch Reibungsschweißen gebunden.
Anschließend wurden die miteinander verbundenen Kopf und Stammabschnitte eine Alterungsbehandlung unterworfen, indem sie 4 Std. bei 750ºC gehalten, in Luft gekühlt und gefertigt wurden, und es wurden 7 Sorten Abgasventile durch weitere Tufftrid-Behandlung für 30 min bei 570ºC hergestellt. Diese Abgasventile sollen für ein Direkt-Ventilsteuerungssystem verwendet werden.

(2) Verfahren 2

Sieben Sorten Abgasventile wurden auf die gleiche Weise wie in Verfahren 1 hergestellt, ausgenommen, dass die jeweiligen Rohmaterialien durch Warmverarbeitung bei 500ºC anstelle durch Kaltverformung zu Kopfteilen geformt wurden. Diese Abgasventile sollten auch für das Direkt-Ventilsteuerungssystem verwendet werden.

(3) Verfahren 3

Die hinteren Enden der Stammabschnitte der gemäß Verfahren 1 hergestellten Abgasventile wurden hochfrequenzwärmebehandelt, die Ventile wurden nach 30 sek bei 1050ºC an der Luft gekühlt. Diese Abgasventile sollten für ein Kipphebel- Ventilsteuersystem verwendet werden.

(4) Herkömmliches Verfahren

Die jeweiligen Rohmaterialien wurden durch heißes Druckverformen nach der Durchführung eines Elektro-Druckverformungsverfahrens zu Kopfteilen mit 24,3 mm Durchmesser geformt, und dann wurden die Stammteile (5,8 mm Durchmesser) aus JIS SUH-11 durch Reibungsschweißen mit den jeweiligen Kopfteilen verbunden.
Anschließend wurden die verbundenen Kopf und Stammteile einer Festlösungsbehandlung unterworfen, indem sie 30 min bei 1050ºC gehalten und in Öl gekühlt wurden, und anschließend einer Alterungsbehandlung unterworfen, indem sie 4 Std. bei 750ºC gehalten und an der Luft gekühlt wurde.
Danach erfolgte die Fertigstellung. Die Tufftrid-Behandlung wurde 30 min bei 570ºC weiter durchgeführt, und die Abgasventile, die als Kipphebel-Ventilsteuersystem verwendet werden sollten, wurden hergestellt, indem die hinteren Enden des Stammabschnitts 30 sek bei hoher Frequenz und 1050ºC erhitzt und dann in Luft gekühlt wurden.
Die Härte an den Ventilflächen der jeweiligen Auspuffventile, die durch die vorstehend genannten Verfahren hergestellt wurden, wurde gemessen. Die Produktionskosten der gemäß den Produktionsverfahren 1, 2 und 3 hergestellten Ventile wurden mit denen der Ventile verglichen, die durch das herkömmliche hergestellt wurden. Diese Ergebnisse sind in der Tabelle 6 gezeigt. TABELLE 6
Es wurde bestätigt, dass die Ventilflächen der durch die erfindungsgemäßen Verfahren 1 bis 3 hergestellten Abgasventile verglichen mit den Ventilflächen der Abgasventile, die durch das herkömmliche Verfahren hergestellt wurden, stärker gehärtet wurden.
Die Abgasventile des aus den Legierungen Nr. 1 bis 3 durch das Verfahren 1 und das herkömmliche Verfahren hergestellten Direktventilsteuersystems wurden in einen praktischen Motor eingebaut, und es erfolgte ein Ausdauertest für 100 Std. bei 800ºC und 600 U/min. Nach dem Ausdauertest wurde das Ausmaß der Beschädigung am Kopf und Halsabschnitt der Abgasventile begutachtet.
Die Untersuchung ergab, dass bei keinem der Fälle eine Beschädigung aufgetreten war. Die Abgasventile wurden aus dem Motor ausgebaut, und es wurde die Härte an den Ventilflächen gemessen. Es zeigte sich demnach, dass die Vickers-Härte an den Ventilflächen der Abgasventile von 280 bis 350 reichte und dass es keinen Unterschied zwischen dem herkömmlichen Verfahren und dem erfindungsgemäßen Verfahren 1 gab.
Die erfindungsgemäße warmfeste Legierung hat wie vorstehend erwähnt einen niedrigen Ni-Gehalt, ist billig und hervorragend kaltverarbeitbar. Zudem lassen sich warmfeste Teile oder Bauteile, wie die Abgasventile für einen Automotor, durch Kaltverformung herstellen und die Produktionskosten der warmfesten Teile oder Bauteile senken. Man kann nämlich sowohl die Materialkosten der warmfesten Legierung als auch die Produktionskosten der warmfesten Teile oder Bauteile durch Verwendung der erfindungsgemäßen warmfesten Legierung senken.
Die erfindungsgemäße warmfeste Legierung hat insofern eine besondere Eigenschaft, als Cu in einem bestimmten Bereich enthalten ist. Cu dient der Hemung der Verarbeitungshärtung durch Vergrößern der Stapelfehlerenergie, wodurch sich die Kaltverformbarkeit der warmfesten Legierung effizient verbessern lässt.
Das Abgasventil, hergestellt durch das Verfahren gemäß einem anderen Aspekt der Erfindung, zeigt die gleichen Eigenschaften wie das durch das herkömmliche Verfahren hergestellte Abgasventil.
Die Formungskosten des Kopfteils des Abgasventils lassen sich zudem gegenüber dem herkömmlichen Verfahren reduzieren, da das Kopfteil beim erfindungsgemäßen Verfahren durch Kalt- oder Warmverformung geformt wird, und zudem wird die Genauigkeit der Abmessungen des Kopfteils verbessert und die Verschnittmenge im Fertigungsverfahren wird geringer, so dass man die Gesamtproduktionskosten des Abgasventils senken kann. Beim erfindungsgemäßen Verfahren lässt sich das Abgasventil billig produzieren, das bzgl. der Eigenschaften hervorragend gegenüber dem herkömmlichen Abgasventil abschneidet.

Claims

1. Warmfeste Legierung für Abgasventile, bestehend - in Gewichtsprozent - aus 0,01 bis 0,1% C, nicht mehr als 2% Si, nicht mehr als 2% Mn, 12 bis 25% Cr, 0,2 bis 2,0% Nb und Ta zusammen, nicht mehr als 3, 5% Ti, 0,5 bis 3,0% Al, 25 bis 45% Ni, mehr als 0,5% und nicht mehr als S, 0% Cu, gegebenenfalls mindestens ein Element, ausgewählt aus nicht mehr als 3% W, nicht mehr als 3% Mo und nicht mehr als 1% V, mit der Maßgabe, dass (1/2 W + Mo + V) höchstens gleich 3% ist, nicht mehr als 5% Co, mit der Maßgabe, dass der Gesamtprozentsatz an Ni und Co von 25 bis 45% reicht, 0,001 bis 0,01% Ca und Mg zusammen, ein oder beide Elemente aus 0,001 bis 0,01% B und 0,001 bis 0,1% Zr, und als Rest Fe plus gelegentliche Verunreinigungen.

2. Warmfeste Legierung für Abgasventile nach Anspruch 1, wobei der Gesamt- Atomprozentsatz an Ti, Al, Nb und Ta von 4,5 bis 7,0 reicht.

3. Warmfeste Legierung für Abgasventile nach Anspruch 1 oder 2, wobei das Verhältnis des Atomprozentsatzes Ti/Al nicht größer als 2,0 ist.

4. Warmfeste Legierung für Abgasventile nach Anspruch 1, 2 oder 3, wobei der M- Wert, berechnet nach der folgenden Gleichung, nicht größer als 0,95 ist:

M = [0,717 Ni (Atomprozent) + 0,858 Fe (Atomprozent) + 1,142 Cr (Atomprozent) + 1, 90 Al (Atomprozent) + 2,271 Ti (Atomprozent) + 2, 117 Nb (Atomprozent) + 2,224 Ta (Atomprozent) + 1,001 Mn (Atomprozent) + 1,90 Si (Atomprozent) + 0,615 Cu (Atomprozent)]/100.

5. Warmfeste Legierung für Abgasventile nach Anspruch 1, 2, 3, oder 4, wobei die Verunreinigungen so unter Kontrolle gehalten werden, dass P nicht größer als 0,02%, S, O und N jeweils nicht größer als 0,01% sind.

6. Verfahren zur Herstellung eines Abgasventils, umfassend die Schritte:

Unterwerfen eines Rohmaterials aus der erfindungsgemäßen warmfesten Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 5 einer Festlösungsbehandlung,

Formen eines Kopfteils des Abgasventils aus dem lösungsbehandelten Rohmaterials durch Kalt- oder Warmverformung,

Verbinden eines Stammteils aus warmfestem Martensitstahl mit dem Kopfteil des Abgasventils, und

Unterwerfen des miteinander verbundenen Kopf und Stammteils einer Alterungsbehandlung.

7. Verfahren zur Herstellung eines Abgasventils nach Anspruch 6, wobei der Stammteil des Abgasventils nach der Alterungsbehandlung weiter nitridiert wird.

8. Verfahren zur Herstellung eines Abgasventils nach Anspruch 7, wobei der Stammteil des Abgasventils nach dem Nitridieren von dessen hinteren Ende weiter einer Abschreckhärtung unterworfen wird.