JP2543417B2

JP2543417B2 - 弁用鋼

Info

Publication number: JP2543417B2
Application number: JP1315725A
Authority: JP
Inventors: 裕二岡田; 新次柴田; 誠田部井; 義喬西沢; 勝司神田
Original assignee: Aisan Industry Co Ltd; Tohoku Tokushuko KK; Toyota Motor Corp
Current assignee: Aisan Industry Co Ltd; Tohoku Tokushuko KK; Toyota Motor Corp
Priority date: 1989-12-05
Filing date: 1989-12-05
Publication date: 1996-10-16
Anticipated expiration: 2011-10-16
Also published as: JPH03177543A

Description

【発明の詳細な説明】［産業上の利用分野］本発明は内燃機関の弁、特に自動車用エンジンの排気
弁として疲労強度、耐食性および耐クリープ性に優れた
弁用鋼に関する。

［従来の技術］従来より自動車等の内燃機関としてガソリン・エンジ
ンおよびディーゼル・エンジンが主流であり、その排気
弁にはJIS SUH35系の高マンガン鉄基合金が多く用いら
れてきている。

近年特にディーゼル・エンジンにおいても、ガソリン
・エンジン同様高熱効率化、高回転化等と共に、メイン
テナンス・フリー化の傾向が強まってきている。このよ
うに高熱効率化のための燃焼温度の上昇と高回転化によ
る弁摩耗に対し、SUH35系弁用鋼使用に際しては、高Co
−Cr含有のステライト肉盛りを施した高価な加工弁を用
いるか、または高温強度およびクリープ特性の優れたニ
ッケル基合金、例えばJIS NCF751等を用いて対処して
いる。

しかし、上記のSUH35系合金では850℃程度の疲労強度
が15kgf/mm²以下であり、またNCF751でも大差なく、逆
に硫化耐食性が劣るほか、Niが主成分であるためコスト
高の問題がある。

そこで、特公昭62−13428号公報等に記載された鉄基
で高温強度の大きな安価な合金が開発されたが、実用上
で耐酸化性、耐クリープ性がなお不足していることが判
った。

［発明が解決しようとする課題］本発明は前記のごとき内燃機関用の弁用鋼の従来技術
に鑑みてなされたものであり、その目的は特公昭62−13
428号公報の弁用鋼の改良を主とし、鉄基で各種高性能
エンジンに対応する熱間疲労強度の大きな、耐酸化性、
耐食性、耐クリープ性に優れた排気弁用鋼を提供するこ
とにある。

［課題を解決するための手段］本発明者はエンジンの高性能化に十分対応できる熱間
疲労強度が大きく、耐酸化性、耐食性、クリープ特性に
優れた低廉な材料を得るため、多数の鉄基合金を検討し
た結果、本発明を完成したものである。

すなわち、本発明の弁用鋼は、重量％で、C;0.355〜
0.45％、Si;1.0％以下、Mn;5.0〜8.0％未満、Ni;7.0〜1
1.0％、Cr:22.0〜25.0％、N;0.30〜0.45％、しかもＣ＋
N;0.75〜0.85％であって、さらにMo:1.0を越えて3.0
％、Nb;0.30〜1.5％、solAl;0.005〜0.03％、B;0.001〜
0.01％を複合含有し、残部がFeおよび不可避の不純物元
素からなることを要旨とする熱間疲労強度の大きな、か
つ耐食性、クリープ特性に優れた弁用鋼である。

本発明の弁用鋼は、時効によって炭窒化物等を組織中
に析出させ、これによって機械的性質が強化される析出
硬化型合金である。従って、本発明鋼は、棒鋼に圧延後
弁成形において、1150℃以上の温度で加熱・加工後、さ
らに1050〜1150℃の温度で固溶化および適正な時効処理
を施して用いられる。

本発明の弁用鋼において、加工温度を1150℃以上と
し、1050〜1150℃の固溶化温度を選択したのは、オース
テナイト基地への合金元素による固溶強化と結晶粒の成
長作用を意図したものである。また、時効処理により炭
窒化物を組織中に析出させ、これによって高温機械的性
質が強化され、かつクリープ特性の向上が達成される。

次に、本発明の弁用鋼において、成分組成を限定した
理由について説明する。

Ｃはオーステナイト組織の安定化と共に、炭窒化物を
形成し、組織の強化に不可欠であるが、0.35％以下では
強度不足を来し、0.45％を越えると、クリープ特性を劣
化させるため、Ｃ含有量は0.355〜0.45％とした。

ＮはＣと作用して炭窒化物を形成し、高温強度を促す
ため、少なくとも0.30％以上を含有する必要がある。し
かし、0.45％を越えるとクリープ特性が急激に劣化す
る。そのため、Ｎ含有量は0.30〜0.45％とした。

Ｃ＋Ｎは本発明鋼において適正な含有量が不可欠で、
0.75％未満では本発明鋼が意図する高温強度が得られ
ず、またCr含有量と相応し、σ相析出による靭性劣化の
弊害を考慮して、下限を0.75％とした。一方Ｃ＋Ｎが0.
85％を越えると、Cr含有量下限の場合クリープ特性が得
られないため、Ｃ＋Ｎ含有量は0.75〜0.85％に限定し
た。なお、第３図は本発明鋼および比較鋼はＣ＋Ｎ含有
量と900℃における引張強度（σ_Ｂ）およびクリープた
わみ量（Δ_Ｘ）との関係を示す線図であるが、第３図よ
り明らかなように、0.75％未満になると、引張強さが22
kgf/mm²を下回り、0.85％を越えるとクリープたわみ量
が20mmを越るので、Ｃ＋Ｎ含有量の適正範囲が0.75〜0.
85％であることが判る。図中No.10はＮ量およびＣ＋Ｎ
量が本発明の範囲をはずれていることを除き、他の成分
は本発明の範囲内の比較例である。

Siは脱酸剤として、また硫化腐食に対して有効な元素
であるが、酸化鉛腐食性には有害である。また、高Cr鋼
ではσ相生成を助長し、さらに過度の含有は熱間加工性
の劣化につながるので、1.0％以下とした。なお、第５
図は鍛造試験における限界加工率とSi含有量との関係を
示す線図であるが、第５図において、Si含有量0.20％で
あるものに比べて、Si含有量が1.57％になると変形率が
かなり劣化することが判る。

MnはNiおよびＣ、Ｎと共にオーステナイト組織の安定
化を促す有効元素である。また、硫化物系環境での耐食
性改善のため最低限5.0％以上必要であり、8.0％以上で
は本発明鋼のクリープ特性および酸化抵抗が減少するた
め、Mn含有量は5.0〜8.0％未満とした。

Niはオーステナイト組織安定化のための必須構成成分
であるが、耐食性、耐酸化性改善のため7.0％以上を必
要とし、11.0％を越えても耐熱・耐食硬化に寄与せず、
高温硬度の低下を招き、またコストアップにつながる。
そのため、Ni含有量は7.0〜11.0％とした。

Crは耐熱・耐食酸化性および耐食性を向上させ、かつ
多量のＮを固溶させるため22.0％以上必要である、しか
し、過多の含有はσ相形成による脆化を招くので、25.0
％以下とした。

Moは基地に固溶すると同時に、一部炭窒化物を形成し
て高温の強度を維持する。そのため、最低限1.0％以上
が必要であり、3.0％で飽和するので、Mo含有量は1.0を
越えて〜3.0％とした。

Nbは高温で安定な炭窒化物を形成し、結晶粒の粗大化
防止および高温の強度低下を防止する。そのため、0.3
〜1.5％含有できる。しかし過多の含有は固溶Ｃ濃度を
減じ基地の硬化特性を減じるため、望ましくは0.30〜0.
495％の範囲が有効である。

Ｂはオーステナイト粒界を強化するため、熱間加工
性、高温の強度およびクリープ特性改善に効果がある。
前記効果を得るためには0.001％以上添加する必要があ
るが、過度の含有は粒界溶融温度が低下し熱間加工性が
劣化するので、0.01％以下に限定した。なお、第４図は
鍛造試験における限界加工率とＢ含有量との関係を示す
線図であるが、第４図において、0.003％添加のもの
は、無添加のものに比べて限界加工率の上昇がみられ
る。しかし、0.015％添加したものは、無添加のものよ
り限界加工率は改善されているものの、0.003％添加の
ものより、やや限界加工率の低下が見られる。従って、
Ｂ含有量の適正範囲は、0.001〜0.010％であることが知
見された。

Alは強力な脱酸元素である。非金属介在物低減に基づ
く熱間加工性改善（鋼塊から弁成形まで）のため、鋼中
Alを0.005〜0.03％にコントロールした。0.005％以下で
は耐火物や含有成分系酸化物が排除できず、また0.03％
以上では、大気汚染を受け易いからである。なお、第６
図は鋼中Al含有量と酸素含有量および弁成形加工不良率
との関係を示す線図であるが、第６図から明らかなよう
に、Al含有量が0.005〜0.03％において、酸素含有量お
よび弁成形加工不良率共に低い値を示している。

［作用］本発明鋼においては、特公昭62−13428号公報の弁用
鋼に対比してＣ、Ｎの調整とMn、Mo、Nbの低減により、
熱間疲労強度が維持され、クリープ特性の改善が図ら
れ、Ni、Crを増加することにより耐食性を、Mn低減およ
びCu削除で耐酸化性の改善を図ったものである。

本発明の弁用鋼の製造方法および弁成形の条件を説明
すれば、前記組成の合金を大気溶解炉と炉外精錬炉によ
り、溶解・精錬した後造塊し、熱間炭造および所定寸法
に圧延加工後、1050℃で30分保持した後、水冷する簡易
固溶化処理を施して棒鋼を製造する。

次に所定の長さに切断し、1150℃以上に加熱して弁を
成形した後、1050〜1150℃で30〜60分保持して水冷す
る。仕上加工温度を1150℃以上、および固溶化処理温度
を1050〜1150℃に限定する理由は、前記したように合金
元素をオーステナイトに固溶させるためであり、また結
晶粒度を調整するためである。次に750℃に加熱して４
時間保持し空冷する時効処理を施す。

［実施例］本発明の弁用鋼の実施例を比較例および従来例と共に
説明し、本発明の特徴を明らかにする。

先ず、第１表に示す化学組成の合金を大気高周波炉に
て溶製し、3.5kgのインゴットに鋳造した後、鍛造（20m
m角）、圧延加工（10mm丸）して９種類の試料を作製し
た。

第１表に示すNo.1〜No.3は本発明品であり、No.4〜N
o.6はMo、NbまたはＢ、Alを含有しない比較例である。N
o.7〜９は従来例でNo.7は特公昭62−13428の弁用鋼であ
り、No.8はJIS SUH35、No.9はJIS NCF751である。

次に、第１表中のNo.1〜No.8の試料を1100℃で、また
No.9の試料を1000℃でそれぞれ20分間保持後水冷し、さ
らに750℃に加熱して４時間保持後空冷し、次の試験を
行った。

（１）熱間疲労強度本発明品と比較例の材料について、小野式回転曲げ試
験機で750℃および850℃における疲労試験を実施した。
試験結果を第２表に示す。

第２表に示したように、本発明品のNo.1〜No.3は、75
0℃においては23kgf/mm²以上、850℃においては17kgf/m
m²以上であり、No.7の改良前品と同等以上の強度が得ら
れ、No.8のSUH35系合金よりもかなり大きく、また熱処
理省略のNCF751よりも改善されていることが確認され
た。

（２）硫化腐食減量、酸化鉛腐食減量および酸化増量本発明品および比較例の材料について耐硫化腐食試
験、酸化鉛腐食試験および耐酸化試験を行った。試験結
果を第３表に示した。

耐硫化腐食試験は、軽油等の燃焼生成物による含硫黄
の高温腐食雰囲気に対する耐食性の試験であって、870
℃るつぼ中の合成灰（10CaSO₄・6BaSO₄・2NaSO₄・1C）
を24時間毎に交換して77時間経過後、試料表面を清浄化
して腐食減量を調べた。また、酸化鉛腐食減量は、試料
を920℃の酸化鉛・硫酸鉛を混合した合成灰（6PbO＋4Pb
SO₄）に浸漬し、腐食減量を調べた。

硫化腐食減量については、本発明のNo.1〜No.3はそれ
ぞれ３〜5mg/cm²であり、比較例のSUH35系に比較し半減
しており、NCF751より遥かに少なく、またNo.7の改良前
品より相当改善されていることが判明した。

また、酸化鉛腐食減量は本発明のNo.1〜３では、35〜
40mg/cm²であって、No.7の改良前品の220mg/cm²、No.8
のSUH35系の240mg/cm²に比べて、著しく改善されたこと
が確認された。

耐酸化試験は、試料を大気中で1000℃で100時間保持
した後の酸化増量を測定するものである。第３表に示す
酸化増量より明らかなように、No.1〜No.3の本発明品は
No.7改良前品より大幅に減少し、Mn低減およびCu削除の
効果が認められた。また、SUH35系合金より優れてい
る。

（３）引張強度と曲げクリープ・たわみ量次に、本発明品および比較例を用いて900℃で15分の
短時間加熱保持後の引張試験を行い、同時に200時間保
持の曲げクリープ試験を行い、得られた結果を第１図に
まとめて示した。

第１図に見られるように、本発明品のNo.1〜No.3とそ
の合金組成の範囲の材料は、引張強さ（σ_Ｂ）が22.5kg
f/mm²以上であり、かつ曲げ応力3.2kgf/mm²の条件下の
クリープたわみ量（Δ_Ｘ）が目標値の20mm以下であっ
た。

一方、比較例の材料のNo.8のSUH35系合金はσ_Ｂは21k
gf/mm²およびΔ_Ｘが20mm以上と両特性で本発明品に遠く
およばない。また、NO.5〜６等本発明品のＣ＋N;0.75〜
0.85％範囲外の材料は、0.75％以下ではσ_Ｂが低く、0.
85％を越え、かつＮが0.45％を越える材料では、Δ_Ｘが
大きく劣るものである。さらに、改良前品No.7のΔ_Ｘは
試験温度850℃のとき、大略同等であった。

なお、曲げクリープ試験は、3.2kgf/mm²の片持ち応力
のもとで、900℃で200時間保持したときのたわみ量を測
定したものである。これは排気弁として作用中に弁傘部
の湾曲および弁首部曲がりにより、着座不良の原因とな
るため、その判断基準に用いたものである。

第２図は曲げクリープ試験済みの試験片の結晶粒度を
調べ曲げクリープたわみ量との関係をまとめたものであ
る。第２図の結果から明らかなように、本発明が意図す
る曲げクリープたわみ量を確保するために、オーステナ
イト結晶粒度をJISG−0551の粒度番号でNo.5〜８に調整
することが必要である。

［発明の効果］本発明の弁用鋼は以上説明したように、熱間疲労強
度、耐酸化性、耐食性、およびクリープ特性の優れたも
のである。

すなわち、850℃における熱間疲労強度はMoおよびNb
を含まない比較鋼で16kgf/mm²以上、MoおよびNbを複合
添加した本発明鋼で17kgf/mm²以上であり、SUH35系合金
に対し概ね15％改善されている。また、固溶化処理を省
略したNCF751より大きい。

また、燃焼生成物による硫化物腐食性については、合
成灰を用い870℃で77時間侵食させたときの腐食減量
が、３〜5mg/cm²であり、NCF751の約10分の１と大幅に
改善され、かつSUH35系合金より少ない。また、酸化鉛
・硫化鉛混合の合成灰を用い920℃で１時間浸食させた
腐食減量も35〜40mg/cm²と少ない。

さらに、本発明の弁用鋼は高温における引張強さが大
きく、曲げクリープたわみ量が小さく、かつ高温酸化度
合も小さい特徴を有する。

そのため、本発明の弁用鋼は、高性能エンジンの排気
用弁材料として極めて有用である。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明鋼と比較鋼の引張強さと曲げクリープた
わみ量を示す線図、第２図は曲げクリープたわみ量と結
晶粒度の関係を示す線図、第３図は本発明鋼および比較
鋼のＣ＋Ｎ含有量と900℃における引張強度（σ_Ｂ）お
よび曲げクリープたわみ量（Δ_Ｘ）との関係を示す線
図、第４図は鍛造試験における限界加工率とＢ含有量と
の関係を示す線図、第５図は鍛造試験における限界加工
率とSi含有量との関係を示す線図、第６図は鋼中Al含有
量と酸素含有量および弁成形加工不良率との関係を示す
線図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者柴田新次愛知県豊田市トヨタ町１番地トヨタ自動車株式会社内 (72)発明者田部井誠宮城県仙台市太白区長町７丁目20番１号東北特殊鋼株式会社内 (72)発明者西沢義喬宮城県仙台市太白区長町７丁目20番１号東北特殊鋼株式会社内 (72)発明者神田勝司愛知県大府市共和町１丁目１番地の１愛三工業株式会社内 (56)参考文献特開昭63−89645（ＪＰ，Ａ) 特開昭60−77964（ＪＰ，Ａ) 特開昭55−2775（ＪＰ，Ａ)

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、C;0.355〜0.45％、Si;1.0％以
下、Mn;5.0〜8.0％未満、Ni;7.0〜11.0％、Cr:22.0〜2
5.0％、N;0.30〜0.45％、しかもＣ＋N;0.75〜0.85％で
あって、さらにMo:1.0を越えて3.0％、Nb;0.30〜1.5
％、solAl;0.005〜0.03％、B;0.001〜0.01％を複合含有
し、残部がFeおよび不可避の不純物元素からなることを
特徴とする熱間疲労強度の大きな、かつ耐食性、クリー
プ特性に優れた弁用鋼。