JP2000204449A - 冷間加工性と高温加熱安定性に優れたＦｅ基耐熱合金 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 冷間加工性と高温強度に優れ、かつ高温加熱
に対し組織安定性のある安価なＦｅ基耐熱合金。 【解決手段】 重量％でＮｉ：１８〜２５、Ｃｒ：１０
〜１６、Ａｌ：０．７〜１．８、及びＴｉ：０．６〜
２．０を含み視野面積率で０．１〜６．０％のη相組織
を有するＦｅ基耐熱合金。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明が属する技術分野】本発明は、冷間加工に適し、
かつ高温で長時間保持しても強度の低下が少ない高温加
熱安定性に優れた安価なＦｅ基耐熱合金に関するもので
ある。

【０００２】

【従来の技術】従来、ガソリンエンジンやディーゼルエ
ンジンの排気バルブ用材料としては、オーステナイト鋼
で高Ｍｎ系のＳＵＨ３５（Ｆｅ−８．５Ｍｎ−２１Ｃｒ
−４Ｎｉ−０．５Ｃ−０．４Ｎ）やＮｉ系のＳＵＨ３８
Ｍ（Ｆｅ−０．２Ｐ−２０Ｎｉ−１０．５Ｃｒ−２．２
Ｍｏ−０．０４Ｎ）が広く使用されてきた。また、一部
使用温度の高いエンジンや高負荷のエンジンには、Ｎｉ
系合金のＮＣＦ７５１（Ｎｉ−１５．５Ｃｒ−１Ｎｂ−
２．３Ｔｉ−１．２Ａｌ−７Ｆｅ）が使用された。しか
し、ＮＣＦ７５１はＮｉを約７０％含んで高価であるた
めに、最近はＮＣＦ７５１に近い高温強度、組織安定性
を有しながら、ＮＣＦ７５１よりＮｉ含有量を低減した
省資源の合金の研究が行われ、Ｎｉ含有量を４０％以下
にまで低減させた合金が開発された。しかし、Ｎｉ量を
さらに減ずると、従来のＦｅ基耐熱合金においては高温
で長時間使用した場合にη相（Ｎｉ₃ Ｔｉ）と呼ばれる
相が析出して強度低下をもたらす。このため、Ｎｉ含有
量をさらに低減することは困難であると考えられてき
た。

【０００３】一方、従来自動車エンジンバルブ用の排気
バルブは、熱間アプセット工法または熱間押出し工法に
より製造されてきたが、自動車部品のコスト低減の要求
は一層激しくなり、上記エンジンバルブも更なる低コス
ト化が必要になっている。その方法としては、寸法精度
に優れ短時間で多数のバルブ製造が可能な冷間鍛造のよ
うな冷間成型法が有力である。

【０００４】また、バルブは通常、鍛造後に固溶化熱処
理と時効処理が行なわれるが、低コスト化のためには、
鍛造後は１０５０℃近辺の高温の加熱処理である固溶化
熱処理を省略し、時効処理のみで所望の特性が得られる
ことが望ましい。しかしながら、この固溶化処理を省略
すると、鍛造後のひずみにより、続く時効処理、あるい
は高温における長時間の使用中にη相の析出が促進され
るため、とくに冷間鍛造による成型の場合にはこの固溶
化処理の省略は困難である。

【０００５】このため、Ｎｉ量が低くて価格が安く、冷
間鍛造が容易で冷間鍛造後の固溶化熱処理が不要で、か
つ高温長時間加熱後の特性が劣化しない組織安定性を有
する材料が要求されている。

【０００６】これに対し、従来から使用されているＳＵ
Ｈ３５やＳＵＨ３８Ｍ等のオーステナイト系耐熱鋼は、
Ｃ量が高いために固溶化処理後の硬さを低減させること
が難しく、かつＭｎやＮｉの量が高いために加工硬化を
生じて冷間鍛造によりバルブ成型することが困難であっ
た。一方、前述のＮＣＦ７５１合金は、Ｃ量およびＭｎ
量は低いがＮｉ量が高いために冷間加工時の変性抵抗が
大きく、冷間鍛造によるエンジンバルブ製造は困難であ
った。

【０００７】これに対し出願人は、先にＮｉ量を低減し
た耐熱合金を開示した（特開平７−１０９５３９号公
報）。しかし、この特開平７−１０９５３９号公報に記
載の合金も、なおＮｉを３０〜４９％含有しているの
で、冷間加工性の向上と低コスト化のためにはＮｉ量を
さらに低めることが望ましい。

【０００８】一方、Ｎｉが３０％以下の耐熱合金として
は、Ａ２８６合金（ＪＩＳ規格ＳＵＨ６６０；０．０４
Ｃ−２６Ｎｉ−１４Ｃｒ−１．３Ｍｏ−０．３Ａｌ−
２．１５Ｔｉ−０．３Ｖ−Ｆｅ）があり、またＡ２８６
の高温強度および組織安定性を改良した合金として、特
開平７−２１６５１５号公報（Ｃ：０．２０以下、Ｓ
ｉ：１．０以下、Ｍｎ：２．０以下、Ｎｉ：２５〜３
０、Ｃｒ：１０〜１５、Ａｌ：０．７〜２．０、Ｔｉ：
２．５〜４．０、Ｎｂ：０．０５〜１．０、残部Ｆｅ）
や、特開昭５１−５５７２０号公報（Ｃ：０．０１〜
０．０８、Ｓｉ：０．０１〜０．３９、Ｍｎ：０．１〜
５、Ｎｉ：１８〜３０、Ｃｒ：１６．１〜２２、Ｍｏ：
１．５１〜３．５、Ｃｏ：０．５〜１０、Ｖ：０．１〜
１、Ａｌ：０．０１〜１．５、Ｔｉ：１．５〜３．５、
残部Ｆｅ）や、特開昭５６−２０１４８号公報（Ａ２８
６とほぼ同じ）記載の合金が提案されている。また、冷
間加工性に優れた耐熱合金として、特開平１０−１３０
７８９号公報（Ｃ：０．０１〜０．１、Ｓｉ：２．０以
下、Ｍｎ：２．０以下、Ｎｉ：２５〜４５、Ｃｒ：１２
〜２５、Ａｌ：０．５〜３．０、Ｔｉ：１．５〜３．
５、Ｃｕ：０．１〜５）記載の合金が提案されている。

【０００９】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、前記特
開昭５１−５５７２０号公報記載の合金は、Ｎｉ１８〜
３０、Ｃｒ１６〜２２とＣｒ量が高く、かつＡｌ０．１
〜１．５、Ｔｉ１．５〜３．５とＴｉ量に対するＡｌ量
が低いために、６００℃付近の高温強度は高いが、さら
に高温のエンジンバルブの使用温度である８００℃近辺
で長時間加熱されると、σ相およびη相などが析出して
高温強度が低下し、組織安定性に欠けるという問題点を
有している。さらに、前記のＡ２８６及びその改良材は
冷間鍛造は可能であるが、使用温度がエンジンバルブを
対象としていないので、前記同様に６００℃付近での高
温強度は高いが８００℃の高温ではη相の析出が起こ
り、大きく強度が低下するという問題を有している。

【００１０】また、特開平１０−１３０７８９号公報記
載の合金は、なおＮｉを２５％以上含有するため、先述
のＡ２８６より冷間加工性に劣り、またコストも高くな
る。この高いＮｉ量で冷間加工性を向上させる手段とし
てＣｕを添加しているが、Ｃｕの添加は高温長時間加熱
後の高温強度や衝撃特性を低下させる恐れがある。

【００１１】本発明は、Ｎｉを可能な限り低減するとと
もに、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ等の元素の量をバランス良く添
加させることにより、長時間加熱を行った際の析出物の
量を厳密に制御し、従来の高温強度の高い耐熱合金では
困難であった冷間加工を可能にし、冷間鍛造によるバル
ブ成型などが可能で成型コストが低減できる安価なＦｅ
基耐熱合金を提供することを目的とする。加えて、高温
強度に優れかつ高温加熱に対し組織安定性のある安価な
Ｆｅ基耐熱合金を提供することを目的とする。

【００１２】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記問題
点に鑑み、エンジンバルブに用いられるＦｅ基耐熱合金
において、高温強度を上げる手段として、長時間加熱処
理を行った後の組織に着目し、長時間加熱後に析出する
η相の量と高温強度について詳細に検討した結果、驚く
べきことに微量なη相の析出が、高温強度に有効である
ことを知見した。そして、更にこの微量なη相を析出さ
せることのできる化学組成と、その製造方法を検討した
結果、冷間加工性を良好にするためにＮｉを可能な限り
低減し、かつ、Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ等の元素の量をバラン
ス良く添加して、長時間加熱を行った際の析出物の量を
厳密に制御することにより良好な高温強度が得られるこ
とを見出だし本発明に達した。

【００１３】すなわち、本発明の冷間加工性と高温加熱
安定性に優れたＦｅ基耐熱合金は、重量％でＣ：０．１
以下、Ｎｉ：１８〜２５、Ｃｒ：１０〜１６、Ａｌ：
０．７〜１．８、及びＴｉ：０．６〜２．０を含み、視
野面積率で０．１〜６．０％のη相組織を有することを
特徴とするものである。

【００１４】また、本発明の冷間加工性と高温加熱安定
性に優れたＦｅ基耐熱合金は、重量％でＣ：０．１以
下、Ｓｉ：１．０以下、Ｍｎ：１．０以下、Ｎｉ：１８
〜２５、Ｃｒ：１０〜１６、Ａｌ：０．７〜１．８、Ｔ
ｉ：０．６〜２．０およびＮｂ：０．１〜１．５と、Ｚ
ｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｔａの１種または２種以上を前記Ｔｉ、
Ｎｂとの合計で１．２〜６．５を含み、視野面積率で
０．１〜６．０％のη相組織を有することを特徴とする
ものである。

【００１５】さらに、上記本発明のＦｅ基耐熱合金は、
重量％でＭｏまたはＷのうち１種または２種をＭｏ＋
（１／２）Ｗで３以下、及びＢ：０．００１〜０．０１
を含み、視野面積率で０．１〜６．０％のη相組織を有
することができる。

【００１６】さらに、上記本発明のＦｅ基耐熱合金は、
重量％で、Ｃｏ：３．０以下、０．０２％以下のＭｇと
０．０２％以下のＣａのうちの１種または２種、０．０
１％以下のＹと０．０１％以下のＲＥＭの１種または２
種を含むことができる。

【００１７】また、上記本発明のＦｅ基耐熱合金は、原
子％で、０．４０≦Ａ値≦０．７０、Ａ値＝［Ａｌ］／
（［Ａｌ］＋［Ｔｉ］＋［Ｚｒ］＋［Ｈｆ］＋［Ｖ］＋
［Ｎｂ］＋［Ｔａ］）の関係式を満たし、さらに、０．
９≦Ｂ値≦２．０、Ｂ値＝［Ａｌ］／［Ｔｉ］の関係式
を満たすことが望ましく、また、０．１３≦Ｃ値≦０．
２０、Ｃ値＝（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｗ］）／（［Ｎ
ｉ］＋［Ｃｏ］＋［Ｆｅ］＋［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋
［Ｗ］）の関係式を満たすことが望ましい。

【００１８】さらに、Ｄ値＝（［Ｔｉ］＋［Ｚｒ］＋
［Ｈｆ］＋［Ｖ］＋［Ｎｂ］＋［Ｔａ］として、１．８
≦Ｄ値≦３．５の関係式を満たすことが望ましい。

【００１９】また、上記本発明のＦｅ基耐熱合金は、固
溶化処理の後、６０〜８０％の冷間加工が施され、さら
に７００〜８００℃×２００ｈｒ以上の高温長時間加熱
処理が施された際に析出するη相が視野面積率で０．１
〜６．０％の範囲になるように制御されたことを特徴と
するものである。

【００２０】本発明合金は、固溶化処理後の冷間加工性
が良好であるため変形率６０〜８０％の冷間加工が可能
であり、エンジン用排気バルブとして冷間鍛造により成
形することができる。このような排気バルブは冷間鍛造
後の時効処理及び／または使用中の８００℃近辺の高温
雰囲気によりη相が析出する。そこで、前記のように７
００〜８００℃×２００ｈｒ以上の高温長時間加熱処理
が施された際に析出するη相が視野面積率で０．１〜
６．０％の範囲になるように制御することにより、高い
疲労強度を維持することができバルブ寿命が向上でき
る。

【００２１】また、上記本発明のＦｅ基耐熱合金は、固
溶化処理後６０〜８０％の冷間加工を施され、さらに８
００℃×２００ｈｒ加熱された材料の８００℃−１０⁷
回における回転曲げ疲労強度が１７０ＭＰａ以上を有す
ることを特徴とするものである。前述のように本発明合
金は固溶化処理後の冷間加工性が良好で６０〜８０％の
冷間加工が可能であるので、バルブの冷間鍛造が可能で
あり、上記性能により、本発明の耐熱合金から冷間成型
されたエンジンバルブは、優れた高温疲労強度と組織安
定性を有する。

【００２２】

【発明の実施の形態】上述したように、本発明の重要な
特徴は、Ｃ，Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｉ，Ｃｒを含有するＦｅ基
耐熱合金において、視野面積率でη相の量を０．１〜
６．０％の範囲に制御することにより良好な疲労強度が
得られることにある。

【００２３】η相は６．０％を超えて析出すると高温疲
労強度が大きく低下し、また０．１％を下回ってごく微
量に存在する状態にしておいた場合にも、高温疲労強度
が低い値を示した。発明者らは、まだ詳細な理論付けは
できていないが、これまでの実験結果から、上記Ｆｅ基
耐熱合金において良好な高温疲労強度を示す領域は、η
相の量が０．１〜６．０％の範囲にあることを見出だし
本発明に達した。以下、上記元素量の選定理由とη相の
量を規定した理由について詳細説明する。

【００２４】ＣはＴｉやＮｂ等の元素と結びついてＭＣ
炭化物を形成し、結晶粒の粗大化を防止する作用がある
ために少量は添加する必要がある。しかし、０．１０％
を超える過度の添加は硬さを上昇させて冷間加工性を低
下させ、かつ長時間加熱時にＭＣからＭ₂₃Ｃ₆ へ分解反
応を起こして、常温における粒界の延性を低下させる。
よって、Ｃは０．１０％以下の添加とする。より好適な
Ｃの範囲は０．０６％以下である。

【００２５】ＳｉとＭｎは脱酸元素として添加される
が、いずれも過度の添加は高温強度の低下を招き、かつ
Ｍｎは変性抵抗を上昇させて冷間加工性を低下させるの
で各々１．０％以下とする。さらに好適な範囲は各々
０．５％以下である。

【００２６】Ｎｉは高価であるので低い方が望ましい
が、Ｎｉはマトリクスのオーステナイト相を安定化させ
ると共に高温強度も高め、さらにγ’相の構成元素とし
て必須の元素である。Ｎｉが１８％未満の場合には、
γ’相の析出が不十分となって高温強度が低下する。一
方、Ｎｉ量が２５％以上となると変形抵抗が上昇して冷
間加工性が低下して冷間鍛造によるエンジンバルブの作
製などが困難になるので、Ｎｉ量は１８〜２５％の範囲
に限定する。より望ましい範囲は２０〜２３％である。

【００２７】Ｃｒは合金の耐酸化性を向上させるために
必要不可欠な元素であり、最低１０％は必要であるが、
１６％を超えるとＣｒに富んだσ相、α’相やフェライ
ト相の析出によってマトリックスのオーステナイト単相
を不安定にし、長時間加熱後の組織安定性を劣化させ、
常温延性、クリープ破断強度を低下させるために１０〜
１６％とする。好適なＣｒ量の範囲は１２〜１６％で、
より望ましい範囲は１３〜１５％である。

【００２８】Ａｌは安定なγ’相を析出させるので、要
求される高温強度を得るために本発明においては不可欠
な元素で、かつ冷間加工性にも影響を与える元素であ
る。従って、Ａｌは最低０．７％は必要であるが、１．
８％を超えると熱間加工性を低下させ、短時間高温強度
を低下させるので０．７〜１．８％に限定する。より好
適な範囲は０．９〜１．５％である。

【００２９】ＴｉはＮｉ、Ａｌと共にγ’相を形成し、
γ’相を強化して高温強度を向上させるので０．６％以
上必要であるが、２．１％以上添加すると冷間加工性を
悪化させ、また、高温においてγ’相が過剰にη相へ変
態し高温強度を低下させるので、０．６〜２．０％添加
するのが良い。より望ましい範囲は１．０〜１．５％で
ある。

【００３０】本発明合金は、例えば時効処理中に、金属
間化合物であるγ´相（Ｎｉ₃ （Ａｌ，Ｔｉ））を特定
量析出させて高温強度を上昇させたものである。このγ
´相を形成する元素としては、Ｎｉの他にＡｌ，Ｔｉや
Ｎｂ等の元素が挙げられる。ここで、γ´相中のＴｉや
Ｎｂの割合を増やしていくと、γ´相の格子の歪みが大
きくなるために強度が上昇する。とくにＴｉはγ´相自
体の強度の向上に寄与するために必須として添加される
が、Ｔｉの割合が多すぎると、６００℃から９００℃の
高温で長時間加熱した際に安定相である板状のη相（Ｎ
ｉ₃ Ｔｉ））に変化する。この板状のη相が過剰に析出
すると高温強度が大きく低下するので、η相は過剰に析
出させないようにするのが良い。

【００３１】ここでＢ値とした原子％のＡｌ／Ｔｉ比
は、高温に長時間加熱された後のη相の析出に大きく影
響する。原子％のＡｌ／Ｔｉ比、Ｂ値が０．９より小さ
いと、η相が多量に析出するため高温強度が大きく低下
する。しかし、Ａｌ／Ｔｉ比、Ｂ値を２．０より大きく
すると、析出するγ’相の強度が低下するために好まし
くない。したがって、Ｂ値のＡｌ／Ｔｉ比は０．９以上
２．０未満となるように調整するのがよい。より望まし
い範囲は、１．３〜１．８である。

【００３２】Ｎｂは高温強度の維持のために必要である
が、多すぎるとδへの変態の他に、金属間化合物である
ＬＡＶＥＳ相（Ｆｅ₂ Ｎｂ）を形成することで熱間加工
性や冷間加工性を著しく悪化させる。そこで、Ｎｂ：
０．１〜１．５とした。望ましくはＮｂ：０．２〜０．
９である。

【００３３】ＺｒとＨｆはＴｉ同様ＩＶａ族に、また、
Ｖ、Ｎｂ、ＴａはＶａ族に分類される。これらの元素
は、本発明合金においてはＡｌとともにＮｉと結びつい
てγ’相を析出させ、高温強度を上昇させる作用があ
る。そこで、必須であるＴｉを含めて１種または２種以
上を１．２％以上添加することが望ましい。しかし、こ
れらの元素が合計で６．５％を越えると熱間加工性や冷
間加工性を劣化させる。かつ高温長時間加熱熱処理を行
った際に析出するγ’相を不安定にして、η相やδ（Ｎ
ｉ₃ Ｎｂ）へ変態し、高温強度を著しく低下させる。そ
こで、１．２〜６．５％に限定する。より好適な範囲は
１．５〜３．５％である。

【００３４】ＭｏとＷはＣｒと同様にオーステナイトマ
トリクスを固溶強化し高温強度を向上させる効果を有す
る。しかし、多量に含有すると固溶化処理後の硬さを上
昇させ、冷間加工性が低下し、またＬａｖｅｓ相（（Ｆ
ｅ，Ｎｉ）２Ｍｏ，Ｗ）の析出によって熱間加工性や高
温強度の低下にもつながる。そこで必要に応じて１種ま
たは２種を３％以下の範囲で添加するのが良い。また、
Ｃｒを含めたこれらの元素のマトリクス形成元素に対す
る比は高温長時間加熱後におけるσ相やα’相の析出に
寄与してくるために、下記関係式を満たすことが望まし
い。原子％の（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｗ］）／（［Ｎ
ｉ］＋［Ｃｏ］＋［Ｆｅ］＋［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋
［Ｗ］）をＣ値として、０．１３≦Ｃ値≦０．２０

【００３５】また、Ｃｏは熱間加工領域ではγ’相の固
溶を促進させて加工性を改善し、使用温度領域ではγ’
相の析出量を増加させて高温強度を向上させる。従っ
て、ＣｏはＮｉに置換する形で添加することが可能であ
るが、Ｎｉより高価な元素であるため、添加する場合に
は３％以下とするのが好ましい。

【００３６】Ｂは本発明において粒界強化作用があり、
高温強度および延性を向上させるので、０．００１％の
添加が必要であるが、０．０１％を越えて添加すると、
初期溶融温度を低下させて熱間加工性が低下するので、
０．００１〜０．０１％の範囲内での添加が好ましい。

【００３７】ＭｇとＣａは脱酸、脱硫元素として合金の
清浄度を高め、高温強度、延性を改善するので、１種ま
たは２種適量添加できる。しかし、過度の添加は初期溶
融温度を低下させて熱間加工性が低下するので、各々
０．０２％以下での添加が好ましい。

【００３８】ＹおよびＲＥＭは、本発明において高温で
の耐酸化性を高めるのに有効であり、本発明合金に１種
または２種添加できる。しかし、添加量が０．１％を超
えると熱間加工性を低下させるために上限は０．１％と
するのが好ましい。

【００３９】本発明合金の特徴である、冷間鍛造により
製造したバルブにおいて高温長時間加熱後にも特性が劣
化しないという目的を達成するためには、上記の如く，
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ量の規定の他に，Ｎｉ、Ａｌと共にγ’
相を形成するＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ等のＩ
Ｖａ族、Ｖａ族の元素についても限定する必要がある。

【００４０】即ち、（［Ａｌ］／（［Ａｌ］＋［Ｔｉ］
＋［Ｚｒ］＋［Ｈｆ］＋［Ｖ］＋［Ｎｂ］＋［Ｔａ］）
＝Ａ値として、このＡ値を高めることにより、先述した
ようにγ’相の高温での安定性を向上させることが可能
となる。しかし、このＡ値が高すぎると短時間高温強度
を低下させる。従って、Ａ値は０．４０〜０．７０とす
るのが好ましい。より好適な値は、０．４５〜０．６で
ある。

【００４１】また、発明者らは、（［Ｔｉ］＋［Ｚｒ］
＋［Ｈｆ］＋［Ｖ］＋［Ｎｂ］＋［Ｔａ］）をＤ値とし
て、Ｄ値が高温硬さを高める効果があることを見出だし
た。図５は、Ｄ値と７００℃で２００時間の長時間加熱
後の７００℃における高温硬さとの関係を示す実験値で
ある。この結果から、発明者らは、Ｄ値を１．８以上に
することにより、ＨＶ２４０以上の高い硬さを得ること
を見出だした。

【００４２】また、さらに高い高温硬さが要求される場
合には、Ｄ値を２．０以上にすることにより、上記の高
温硬さとして、ＨＶ２８０以上の高い硬さを得ることが
できた。これらの場合、Ｄ値はＴｉ，Ｎｂを必須要素と
して原子％で最低１．８が必要である。しかし、３．５
を越えると冷間加工性が大きく低下し、冷間鍛造性を損
ずる恐れがある。したがって、１．８≦Ｄ値≦３．５と
するのが望ましい。より好適な値は２．０≦Ｄ値≦３．
０である。

【００４３】また、請求項には記載されないが、下記の
元素については以下に示す範囲であれば本発明合金に含
まれても良い。Ｃｕ≦０．５％、Ｐ≦０．０４％、Ｓ≦
０．０２％、Ｏ≦０．０２％、Ｎ≦０．０５％、より望
ましくは、Ｃｕ≦０．２％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．
００５％、Ｏ≦０．０１％、Ｎ≦０．０１％

【００４４】本発明のＦｅ基耐熱合金を例えばエンジン
バルブとして使用するときは、合金の軟化を目的として
固溶化処理が施した後、冷間加工を行う。その際に大き
な冷間歪みが付与されるが、過剰に歪みが加わるとη相
の析出が促進される場合があるので、冷間加工の加工度
は６０〜８０％の範囲で行うのが良い。また本発明のＦ
ｅ基耐熱合金をエンジンバルブとして用いる場合には、
エンジンバルブとして必要とされる硬さの付与のため
に、上記の冷間加工後に例えば７２０〜７８０℃で、１
〜２時間程度の時効処理を行うことが好ましい。

【００４５】さらに、エンジンバルブは運転中にエンジ
ン雰囲気の７００〜８００℃の温度に長時間曝されるの
で、本発明のＦｅ基耐熱合金をエンジンバルブとして用
いる場合には、以下の模擬評価を行うと良い。

【００４６】すなわち、耐熱合金の多くは、上記温度範
囲、とくにη相が析出しやすい８００℃近辺で２００ｈ
ｒ以上加熱すると、使用中に過剰なη相の析出が起こり
強度が低下するおそれがある。そこで、合金評価のため
に、上記冷間加工後に７００〜８００℃で２００ｈｒの
加熱処理を施した合金のη相を測定した。本発明合金
は、この条件におけるη相が、前述した高温強度が良好
な特性を示す視野面積率０．１〜６．０％に制御できる
ので、エンジンバルブとしての使用に好適な特性を有し
ているものと判断できる。

【００４７】また本発明者らは、合金評価のための特に
好ましい高温強度の判断基準として、６０〜８０％の冷
間加工を行った後、最もη相が析出しやすい温度の８０
０℃で２００ｈｒ加熱した合金の高温疲労強度を測定し
た。エンジンバルブとしての高温疲労強度は、仕様温度
を想定して８００℃における１０⁷ 回の強度が１７０Ｍ
Ｐａあれば良好な特性が得られるものと判断した。

【００４８】上記理由から、本発明の耐熱合金は、固溶
化処理の後、６０〜８０％の冷間加工が施され、さらに
７００〜８００℃×２００ｈｒ以上の高温長時間加熱処
理が施された際に析出するη相が視野面積率で０．１〜
６．０％の範囲になるように制御されたことを特徴とす
るものである。

【００４９】また、固溶化処理した本発明耐熱合金は、
硬さが低く変形抵抗が小さいので変形率６０〜８０％の
冷間加工を与えることができ、冷間鍛造によりバルブ成
型などができる。そして、この冷間加工後に約８００℃
で２００ｈｒ加熱された材料においても８００℃−１０
⁷ 回における回転曲げ疲労強度が１７０ＭＰａ以上の値
が得られることが特徴である。

【００５０】

【実施例】上記本発明の耐熱合金を９５０〜１１００℃
の固溶化処理を行って材料の硬さを低下させた後、冷間
鍛造によりエンジンバルブ形状に成型した。この成型し
たバルブに６００〜８００℃の短時間時効処理を行っ
た。さらに長時間加熱処理、例えば８００℃にて２００
時間の長時間加熱を実施した。このとき前述のη相組織
が視野面積率で０．１〜６．０％になり、かかる高温長
時間加熱処理後も十分な靭性、延性が得られた。具体的
な数字としては、８００℃における１０⁷ 回の疲労強度
は１７０ＭＰａ以上の値が得られ、常温の２Ｕノッチシ
ャルピー衝撃値で０．４５ＭＪ／ｃｍ² 以上の値が得ら
れた。

【００５１】また、バルブがバルブシートに接触する部
分（フェース部）は、約６００〜７００℃の高温耐摩耗
性が要求されるために、一部ではＣｏ基合金であるステ
ライトが肉盛され、あるいは高温硬さの高い高Ｎｉ超耐
熱合金が使用される。このフェース部の耐摩耗性を増す
ために、本発明耐熱合金の７００℃で２００時間の長時
間加熱した後の７００℃における高温硬さと、Ｄ値とし
て規定した（Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ｈｆ＋Ｖ＋Ｎｂ＋Ｔａ）の値
との関係を調べた結果を図５に示す。図５から本発明耐
熱合金においてＨＶ２４０以上の値を得るためには、Ｄ
値を１．８以上にすればよいことが分かった。

【００５２】また図５から、さらに高いＨＶ２８０以上
の高温硬さを求めるためには、Ｄ値として規定した（Ｔ
ｉ＋Ｚｒ＋Ｈｆ＋Ｖ＋Ｎｂ＋Ｔａ）の値を、前述のよう
に原子％で２．０以上含有させると良いことが分かる。
このＤ値を前記規定した２．０〜３．５にした合金で
は、７００℃における高温硬さがＨＶ２８０〜３２０と
いう高い硬さをも得ることができた。この様に高い高温
硬さが得られることにより、本発明耐熱合金によれば、
バルブフェース部のステライト肉盛りが省略できコスト
低減が図られる。

【００５３】（実施例１）表１および２に試験した合金
の組成を示す。表のＮｏ．１〜３５は本発明合金であ
り、比較合金Ｎｏ．３６〜４１はη相量およびＣｒ，Ｍ
ｏ、あるいはＡ値、Ｂ値のいずれかが本発明の範囲を外
れるものである。Ｎｏ．４２はＪＩＳ ＳＵＨ６６０、
Ｎｏ．４３はＪＩＳ ＳＵＨ３８Ｍ相当の在来合金であ
る。表２に示すＡ〜Ｄ値は前述の下記の関係式を計算し
た数値である。 Ａ値＝［Ａｌ］／（［Ａｌ］＋［Ｔｉ］＋［Ｚｒ］＋
［Ｈｆ］＋［Ｖ］＋［Ｎｂ］＋［Ｔａ］） Ｂ値＝［Ａｌ］／［Ｔｉ］ Ｃ値＝（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｗ］）／（［Ｎｉ］＋
［Ｃｏ］＋［Ｆｅ］＋［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｗ］） Ｄ値＝（［Ｔｉ］＋［Ｚｒ］＋［Ｈｆ］＋［Ｖ］＋［Ｎ
ｂ］＋［Ｔａ］

【００５４】

【表１】

【００５５】

【表２】

【００５６】表１および２に示す各組成の合金を真空誘
導溶解によって１０ｋｇのインゴットにした後、熱間加
工により３３ｍｍφの棒材を作製した。この棒材を９８
０℃×６０分保持後油冷の固溶化処理を行った後に、７
０％の加工率で冷間引抜きを行った。この引抜き材を７
５０℃で１００分間保持後空冷して時効処理した。その
後、表２に示す高温長時間加熱処理を行って試験材を作
成した。

【００５７】試験としては、常温における機械的性質と
して、固溶化処理後の常温硬さと時効処理後の常温引張
り強さを測定した。また、冷間加工性の指標として冷間
据込み試験を行なった。高温における機械的性質として
は、時効処理後の８００℃における引張り強さ、及び７
００℃×２００ｈｒの高温長時間加熱処理後の７００℃
における高温硬さについて測定した。さらに、８００℃
×２００ｈｒの高温長時間加熱処理後のη相の面積率と
常温シャルピー衝撃値及び８００℃における１０⁷ 回の
高温回転曲げ疲労強度とを測定した。その結果を表３に
示す。前記の高温長時間加熱処理後の常温シャルピー衝
撃値は表３には省略するが、すべての試験片について２
Ｕノッチ試験片で０．４５ＭＪ／ｃｍ² 以上の値が得ら
れた。

【００５８】

【表３】

【００５９】高温回転曲げ疲労試験は、ＪＩＳ Ｚ２２
７４号に従い平行部直径８ｍｍの試験片を用いて行い、
回転数３５００ｒｐｍで破断までの回数を測定してＳ−
Ｎ曲線により１０⁷ 回の疲労強度を求めた。

【００６０】高温長時間加熱処理後のη相の面積率の測
定は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて２５００倍
の倍率で３視野観察し、それを写真撮影後、画像解析を
行って測定した。

【００６１】表３に前記試験した機械的性質およびη相
の面積率の結果を示す。

【００６２】バルブ形状の冷間加工は固溶加熱処理の状
態で行われるので、良好な冷間加工性を得るためには固
溶化処理後の常温硬さが低く延性が大きいことが望まし
い。この冷間加工性には、合金の初期硬さとともに変形
抵抗（７０％圧縮時の真応力）が重要な因子である。す
なわち、初期硬さが高くても７０％圧縮時の真応力が低
い合金は、冷間鍛造が可能なことが予想される。一方、
初期硬さが高くなくても７０％圧縮時の真応力が高い合
金は、冷間鍛造が困難なことが予想される。

【００６３】上記の観点から見ると、表３から以下のこ
とが判る。すなわち、固溶化処理のままの常温硬さは、
本発明合金（Ｎｏ．１〜３５) ではすべてＨｖ１３０〜
１５８の範囲にあり、比較合金のＮｏ．３６〜４１（Ｈ
Ｖ１６８〜２４５）や在来合金のＮｏ．４２（ＳＵＨ６
６０相当）、Ｎｏ．４３（ＳＵＨ３８Ｍ）のＨｖ２０１
〜２４５に比して、硬さが低く冷間加工性に優れている
ことが認められる。

【００６４】また、冷間加工性の評価のために、固溶化
処理した試験片について冷間据込み試験を行なった。冷
間据込み試験は、φ６×９ｍｍの試験片にアムスラー試
験機により圧縮荷重を負荷し、加重と長さの変化を測定
して真応力（ＭＰａ）と加工率（（（試験片の元の長さ
−圧縮後の長さ）／圧縮後の長さ）×１００）の関係を
求めて比較した。

【００６５】全合金の前記冷間据込み試験の７０％圧縮
時の真応力（ＭＰａ）の値を表３に示し、そのうちの本
発明合金（Ｎｏ．２，４，５，１３，１９，２８，３
１，３４）、比較合金Ｎｏ．４０，４１および在来合金
Ｎｏ．４３（ＳＵＨ３８Ｍ）について冷間据込み試験に
おける加工率−真応力の関係曲線を図１に示す。

【００６６】据込み試験結果は、表３に示すように７０
％圧縮時における真応力が、本発明合金では１５４２〜
１６９５ＭＰａに対して、Ｎｏ．３８，３９を除く比較
合金および在来合金では１７３５ＭＰａ以上であり、特
にＮｂの高いＮｏ．４１又はＣの高いＮｏ．４３は２０
００ＭＰａ以上であり、本発明合金が冷間加工性に優れ
ていることが判る。なお、圧縮真応力の低いＮｏ．３
８，３９合金は後述する熱間疲労強度が低い。

【００６７】図１に示す冷間据込み試験における加工率
−真応力の関係曲線からも、本発明合金（Ｎｏ．２，
４，５，１３，１９，２８，３１，３４）は、いずれも
広い加工率の範囲に亘って、比較合金Ｎｏ．４０，４１
および在来合金Ｎｏ．４３（ＳＵＨ３８Ｍ）より低い応
力で変形し、冷間加工性が良いことが認められる。ここ
で、Ｎｏ．４０、４１は本発明合金範囲よりＮｉあるい
はＮｂの含有量が高く常温硬さが高いため、特に７０％
までの変形抵抗が大くなり、また在来合金Ｎｏ．４３
（ＳＵＨ３８Ｍ）はＣが高いために常温硬さが高く、か
つ加工硬化を起こすために変形抵抗が増すので、冷間加
工性が低下するものである。

【００６８】上記の常温硬さと冷間据込み試験の結果か
ら、本発明合金はすべてバルブ形状の冷間鍛造が可能で
あることが推定される。また、比較合金Ｎｏ．３６〜４
０と在来合金Ｎｏ．４２（ＳＵＨ６６０相当）は常温硬
さがＨｖ１６８〜２０１であり、本発明合金より常温硬
さが高いため困難牲はあるがバルブ形状の冷間鍛造は可
能であると類推される。

【００６９】一方、Ｎｉの高い比較合金Ｎｏ．４１と、
Ｃの高い在来合金Ｎｏ．４３（ＳＵＨ３８Ｍ）の常温硬
さはＨｖ２４５であり、固溶化熱処理しても常温硬さが
高く、バルブのような形状への冷間鍛造は困難と考えら
れる。

【００７０】バルブ材としては前述のように、冷間加工
を行うには固溶化熱処理後の硬さが低いことが望ましい
が、一方使用時の強度を上げるには時効熱処理後の引張
り強さを大きくすることが望ましい。表３の時効処理後
の常温引張り強さを見ると、在来合金Ｎｏ．４２（ＳＵ
Ｈ６６０）、Ｎｏ．４３（ＳＵＨ３８Ｍ）は１６１５、
１４９８ＭＰａである。一方、本発明合金Ｎｏ．１〜２
４およびＮｏ．３５の引張り強さは１２０９〜１３０２
ＭＰａと在来合金よりやや低いが、Ｎｏ．２５〜３４の
引張り強さは１３５９〜１５０１ＭＰａと在来合金と同
等に近い。また、比較合金Ｎｏ．３６〜４１の引張り強
さも１２０６〜１３５２ＭＰａと在来合金よりやや低
い。しかし、これらの引張り強さは、いずれもエンジン
バルブ材の常温強度としては十分満足される値である。

【００７１】時効熱処理後の８００℃における高温引張
り強さは、本発明合金では３１２〜４１１ＭＰａであ
る。この強度は、在来合金Ｎｏ．４２（ＳＵＨ６６０相
当、冷間鍛造がやや困難）、Ｎｏ．４３（ＳＵＨ３８
Ｍ、冷間鍛造が困難）の４５２，４７０ＭＰａよりやや
低いが、エンジンバルブなどの高温環境で使用する耐熱
合金として十分な強度を有する。

【００７２】Ｎｏ．４０を除く比較合金Ｎｏ．３６〜４
１（冷間鍛造がやや困難又は困難）の高温引張り強さは
３１４〜３３５ＭＰａであり、本発明合金とほぼ同等で
あるが、後述する８００℃における疲労強度が低い。

【００７３】比較合金Ｎｏ．４０は、高温引張り強さが
高く高温疲労強度も高い。しかし、Ｎｉが３０％と高い
のでコストの問題がある。また前述したように、冷間鍛
造性には、合金の初期硬さの他に７０％冷間圧縮時の真
応力が低いことが必要であるが、比較合金Ｎｏ．４０
は、Ｎｉが高いので加工硬化が大きく、７０％冷間圧縮
時の真応力が高くなるので冷間鍛造が困難であるという
問題点がある。

【００７４】次に、７００℃×２００ｈｒの高温長時間
加熱処理後の７００℃における高温硬さを見ると、本発
明合金、比較合金はともにＨｖ２５０〜３２５で、ほぼ
同程度の高い高温硬さを有することが判る。

【００７５】８００℃×２００ｈｒの高温長時間加熱処
理を行なった各合金のη相組織の面積率と８００℃−１
０⁷ 回の高温疲労強度の測定結果を表２に示すが、８０
０℃×２００ｈｒ加熱処理を行なった本発明合金のη相
組織の面積率は０．１〜６．０％の範囲内であった。こ
れに対し、比較合金Ｎｏ．３８は本発明合金に近いが、
比較合金Ｎｏ．３６，３７は２１〜１２％に達し、在来
合金Ｎｏ．４２（ＳＵＨ６６０）では約２３％のη相の
析出が生じた。一方、比較合金Ｎｏ．３９〜４１にはη
相は認めらなかった。

【００７６】また、８００℃×２００ｈｒの高温長時間
加熱処理後の熱間疲労強度で見ると、本発明合金の８０
０℃−１０⁷ 回の高温疲労強度は１８５〜２１０ＭＰａ
の範囲にあり、在来合金Ｎｏ．４３（ＳＵＨ３８Ｍ相
当）の疲労強度２１０ＭＰａと同様の高い値を示し、在
来合金Ｎｏ．４２（ＳＵＨ６６０相当）の疲労強度１６
５ＭＰａよりも高い。これに対し、比較合金はＮｏ．３
６，４０（冷間鍛造がやや困難）を除きいずれも１５５
〜１６５ＭＰａと本発明合金より低い。本発明の範囲の
η相量の６％をわずかに超えているＮｏ．３８合金は、
疲労強度がわずかながら１７０ＭＰａに達しない。

【００７７】比較合金Ｎｏ．３６（冷間鍛造が困難）
は、Ａｌ量が低くＢ値が小さいために、１３０ＭＰａと
非常に低い。比較合金Ｎｏ．４０は疲労強度は２５０Ｍ
Ｐａと高いがＮｉ量が高く、図１に示すように冷間加工
性も低下するので、本発明の目的の冷間加工性とコスト
低減の点で除外する。在来合金Ｎｏ．４２（ＳＵＨ６６
０相当）の疲労強度は約１６５ＭＰａと本発明合金に比
してやや低い。

【００７８】図２は上記のη相の量と高温疲労強度の関
係をプロットした図である。図から明らかに、η相の面
積率の増加は合金の高温長時間加熱処理後の疲労強度を
低下させることが判る。また、η相が０よりも適量のη
相の存在が疲労強度を増加させることが判り、η相の面
積率が０．１〜６．０％の範囲で高い疲労強度が得られ
ることが判った。

【００７９】図３は本発明のＮｏ．２合金の、図４は比
較合金Ｎｏ．３６の高温長時間加熱処理後のＳＥＭ像を
写真で示したものである。図３の本発明のＮｏ．２合金
では高温長時間加熱処理後に析出するη相は少量が微細
に分布されており好ましい組織になっている。これに対
して、図４の比較合金のＮｏ．３６合金では片状のη相
が多量に析出し、これによって疲労強度が低下したこと
が判る。

【００８０】上記結果から、η相は過度に析出すると疲
労強度を低下させる一方、少量の析出は疲労強度を増加
するので、本発明合金はη相の面積率が０．１〜６．０
％になるように制御したものである。

【００８１】（実施例２）次に、実際のエンジンバルブ
形状の試験片について試験を行った。表１の本発明合金
Ｎｏ．２の棒材を直径９ｍｍの丸棒に加工して固溶化処
理後、冷間鍛造によりエンジンバルブの形状に成型した
ところ、本発明合金は冷間鍛造によるバルブ成型に十分
な冷間加工性を有することが判った。この成型された本
発明合金のエンジンバルブは、冷間鍛造後の固溶化処理
は行わず、バルブフェースの肉盛りなしで７５０℃×１
００ｍｉｎ空冷の条件で時効処理を行った。

【００８２】このバルブについて無鉛ガソリン仕様のエ
ンジンテスターを用いてベンチテストを実施した。試験
条件はバルブの最高温度が７８０〜８３０℃となる条件
を選び、２００時間の連続運転を行った。試験終了後、
本発明合金の形状変化および断面の腐食状況を確認した
ところ、全く実用に問題のないレベル性状であることが
確認された。

【００８３】以上述べたように、本発明耐熱合金は、熱
間圧延棒材を固溶化処理を行った状態での常温硬さが低
く、冷間加工における変形抵抗が小さいので、エンジン
バルブの冷間鍛造などの冷間加工成型が可能である。こ
れにより、熱間アプセット加工などにより成型された従
来のエンジンバルブより大きく工数とコストが低減でき
る。また、熱間アプセットと異なり、冷間鍛造後の固溶
化処理が不要であるので熱処理コストが低減できる。ま
た、高温長時間加熱後のη相の量が制御されているの
で、高温疲労強度の低下が少なく、冷間加工後に短時間
時効処理された本発明合金は８００℃近辺の高温で長時
間使用してもη相の析出が面積率で０．１〜６．０％に
なり、同様の条件で２０％以上のη相が生ずる在来合金
などより高温疲労強度が高い。

【００８４】即ち、本発明耐熱合金は低Ｎｉで高性能で
あり、かつ冷間鍛造が可能で、コストと性能がバランス
した合金と言える。

【００８５】したがって、本発明合金による自動車用お
よびモーターバイク用エンジンバルブは、冷間加工成形
が可能なためコストを低減することができ、高温疲労強
度、高温強度、組織安定性に優れた性質を有し、長時間
加熱の後にも高温強度に優れる。また、高価なＮｉなど
の含有量が少ない安価な省資源バルブであり、かつ時効
処理により所用の硬さが得られるのでバルブフェース部
の肉盛が不要になり、自動車、モーターバイクの低コス
ト化に大きく寄与することができる。なお、本発明合金
のエンジンバルブは種々のプロセスによる表面窒化や各
種硬質めっきを施して使用することもできる。さらに軸
部に各種耐熱鋼や高い硬度を有する合金工具鋼を溶接し
た接合バルブとしても使用できる。

【００８６】

【発明の効果】本発明耐熱合金によれば、固溶化処理後
の硬さを低減して冷間加工性を飛躍的に改善することが
でき、エンジンバルブ材などの冷間鍛造加工が可能でか
つ高温での組織安定性および高温疲労強度に優れる。こ
れにより、エンジンバルブ製造コストを格段に低減させ
ることがでる。

【図面の簡単な説明】

【図１】 冷間据込み試験の真応力と冷間加工率の関係
を示す図である。

【図２】 η相の量と高温疲労強度の関係を示す図であ
る。

【図３】 本発明合金の高温長時間加熱処理後のＳＥＭ
像の写真である。

【図４】 在来合金の高温長時間加熱処理後のＳＥＭ像
の写真である。

【図５】 本発明合金におけるＤ値と高温硬さとの関係
を示す図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 大野 丈博 島根県安来市安来町2107番地２ 日立金属 株式会社冶金研究所内 (72)発明者 石田 正雄 埼玉県和光市中央１丁目４番１号 株式会 社本田技術研究所内 (72)発明者 桶谷 裕之 埼玉県和光市中央１丁目４番１号 株式会 社本田技術研究所内

Claims (10)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％でＣ：０．１以下、Ｎｉ：１８〜
   ２５、Ｃｒ：１０〜１６、Ａｌ：０．７〜１．８、及び
   Ｔｉ：０．６〜２．０を含み、視野面積率で０．１〜
   ６．０％のη相組織を有することを特徴とする冷間加工
   性と高温加熱安定性に優れたＦｅ基耐熱合金。
2. 【請求項２】 重量％でＣ：０．１以下、Ｓｉ：１．０
   以下、Ｍｎ：１．０以下、Ｎｉ：１８〜２５、Ｃｒ：１
   ０〜１６、Ａｌ：０．７〜１．８、Ｔｉ：０．６〜２．
   ０およびＮｂ：０．１〜１．５と、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｔ
   ａの１種または２種以上を前記Ｔｉ、Ｎｂとの合計で
   １．２〜６．５を含み、視野面積率で０．１〜６．０％
   のη相組織を有することを特徴とする冷間加工性と高温
   加熱安定性に優れたＦｅ基耐熱合金。
3. 【請求項３】 重量％でＭｏまたはＷのうち１種または
   ２種をＭｏ＋（１／２）Ｗで３以下、及びＢ：０．００
   １〜０．０１を含み、視野面積率で０．１〜６．０％の
   η相組織を有することを特徴とする請求項１または２に
   記載の冷間加工性と高温加熱安定性に優れたＦｅ基耐熱
   合金。
4. 【請求項４】 重量％で、Ｃｏ：３．０以下、０．０２
   ％以下のＭｇと０．０２％以下のＣａのうちの１種また
   は２種、０．０１％以下のＹと０．０１％以下のＲＥＭ
   の１種または２種を含むことを特徴とする請求項１〜３
   のいずれかに記載の冷間加工性と高温加熱安定性に優れ
   たＦｅ基耐熱合金。
5. 【請求項５】 原子％で、下記関係式を満たすことを特
   徴とする請求項１から４のいずれかに記載の冷間加工性
   と高温加熱安定性に優れたＦｅ基耐熱合金。 ０．４０≦Ａ値≦０．７０ Ａ値＝［Ａｌ］／（［Ａｌ］＋［Ｔｉ］＋［Ｚｒ］＋
   ［Ｈｆ］＋［Ｖ］＋［Ｎｂ］＋［Ｔａ］）
6. 【請求項６】 原子％で、下記関係式を満たすことを特
   徴とする請求項１から５のいずれかに記載の冷間加工性
   と高温加熱安定性に優れたＦｅ基耐熱合金。 ０．９≦Ｂ値≦２．０ Ｂ値＝［Ａｌ］／［Ｔｉ］
7. 【請求項７】 原子％で、下記関係式を満たすことを特
   徴とする請求項１から６のいずれかに記載の冷間加工性
   と高温加熱安定性に優れたＦｅ基耐熱合金。 ０．１３≦Ｃ値≦０．２０ Ｃ値＝（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｗ］）／（［Ｎｉ］＋
   ［Ｃｏ］＋［Ｆｅ］＋［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｗ］）
8. 【請求項８】 原子％で、下記関係式を満たすことを特
   徴とする請求項１から７のいずれかに記載の冷間加工性
   と高温加熱安定性に優れたＦｅ基耐熱合金。 １．８≦Ｄ値≦３．５ Ｄ値＝（［Ｔｉ］＋［Ｚｒ］＋［Ｈｆ］＋［Ｖ］＋［Ｎ
   ｂ］＋［Ｔａ］
9. 【請求項９】 固溶化処理の後、６０〜８０％の冷間加
   工が施され、さらに７００〜８００℃×２００ｈｒ以上
   の高温長時間加熱処理が施された際に析出するη相が視
   野面積率で０．１〜６．０％の範囲になるように制御さ
   れたことを特徴とする請求項１から８のいずれかに記載
   の冷間加工性と高温加熱安定性に優れたＦｅ基耐熱合
   金。
10. 【請求項１０】 固溶化処理後、６０〜８０％の冷間加
    工が施され、さらに８００℃×２００ｈｒ加熱された材
    料の８００℃−１０⁷ 回における回転曲げ疲労強度が１
    ７０ＭＰａ以上を有することを特徴とする請求項１から
    ９のいずれかに記載の冷間加工性と高温加熱安定性に優
    れたＦｅ基耐熱合金。