JP2611871B2 - 弁用耐熱合金 - Google Patents
弁用耐熱合金Info
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は自動車用エンジンの排気弁用材として疲労強
度、耐軟化抵抗性および耐食性に優れた弁用耐熱合金に
関するものである。
度、耐軟化抵抗性および耐食性に優れた弁用耐熱合金に
関するものである。
（従来の技術） 近年自動車用エンジンは高出力、高性能化傾向にあ
り、熱効率の向上と共に排ガス温度も上昇して来ている
が、特に排気弁用材には現在なおJIS SUH35系の高マン
ガン鉄基合金が主流で多用されている。
り、熱効率の向上と共に排ガス温度も上昇して来ている
が、特に排気弁用材には現在なおJIS SUH35系の高マン
ガン鉄基合金が主流で多用されている。
高出力、高熱効率化のための燃焼温度の上昇に対し、
弁フェースの耐摩・耐食性の目的で高Co・Cr・Ｗ含有の
ステライト盛金を施した高価な加工弁や非常にコストの
高いNi基合金、例えばJIS NCF751などが一部使用され
ている。
弁フェースの耐摩・耐食性の目的で高Co・Cr・Ｗ含有の
ステライト盛金を施した高価な加工弁や非常にコストの
高いNi基合金、例えばJIS NCF751などが一部使用され
ている。
しかしながら、エンジンの排気温度は850℃を越えて
おり、上記のSUH35系合金では850℃の疲労強度が15kgf/
mm2で不足する。
おり、上記のSUH35系合金では850℃の疲労強度が15kgf/
mm2で不足する。
またNCF751は疲労強度は満足するが、硫化腐食性が相
当劣るため、ディーゼルエンジンには問題があるほか、
Ni基合金であるためコスト高の欠点がある。
当劣るため、ディーゼルエンジンには問題があるほか、
Ni基合金であるためコスト高の欠点がある。
最近、ステライト系盛金が省略でき、かつNi低減を図
った低Ni合金が開発されつつあるがNCF751に比し熱間の
疲労強度、軟化抵抗性に劣り、また硫化腐食性がSUH35
系などの鉄基合金より劣っていた。
った低Ni合金が開発されつつあるがNCF751に比し熱間の
疲労強度、軟化抵抗性に劣り、また硫化腐食性がSUH35
系などの鉄基合金より劣っていた。
（発明が解決しようとする課題） 本発明は前記のごとき自動車用などの弁用耐熱合金の従
来技術に鑑みなされたものであり、その目的は従来のNC
F751に対して熱間の疲労強度および軟化抵抗性が同等以
上に大きくかつ耐食性に優れた鉄−ニッケル基の低廉な
材料でディーゼルおよび無鉛ガソリン用で高性能エンジ
ンに対応する排気弁用合金の開発が望まれていた。
来技術に鑑みなされたものであり、その目的は従来のNC
F751に対して熱間の疲労強度および軟化抵抗性が同等以
上に大きくかつ耐食性に優れた鉄−ニッケル基の低廉な
材料でディーゼルおよび無鉛ガソリン用で高性能エンジ
ンに対応する排気弁用合金の開発が望まれていた。
（課題を解決するための手段） 本発明は上記エンジンの高性能化に十分対応できる熱
間の疲労強度、軟化抵抗およびクリープ強度が大きく、
硫化腐食性に優れ低廉な材料を得るためのものであり、
重量％でC:0.01〜0.1％、Si:0〜0.5％、Mn:0〜0.5％、N
i:45％を越えて50％以下、Cr:23％を越えて25％以下、N
b:0.5〜1.5％、Al:1.0〜2.0％、Ti:2.0〜3.0％、しかも
Nb＋Al＋Ti:4.5〜5.5％であって、さらにCu:0.1〜1.2
％、W:0.3〜2.0％、B:0.001〜0.01％を含有し、残部がF
eおよび不可避の不純物元素からなることを特徴とす
る。
間の疲労強度、軟化抵抗およびクリープ強度が大きく、
硫化腐食性に優れ低廉な材料を得るためのものであり、
重量％でC:0.01〜0.1％、Si:0〜0.5％、Mn:0〜0.5％、N
i:45％を越えて50％以下、Cr:23％を越えて25％以下、N
b:0.5〜1.5％、Al:1.0〜2.0％、Ti:2.0〜3.0％、しかも
Nb＋Al＋Ti:4.5〜5.5％であって、さらにCu:0.1〜1.2
％、W:0.3〜2.0％、B:0.001〜0.01％を含有し、残部がF
eおよび不可避の不純物元素からなることを特徴とす
る。
（作用） 本発明の弁用耐熱合金は、最近ステライト盛金を省略
できるNi基耐熱合金のNCF751やNCF80Aに代わって開発さ
れているNi50％以下の低Ni合金に比して、Ni・Cr量の選
択とこれに影響を及ぼすAl、Ti、Nbの調整およびCu、
Ｗ、Ｂの複合添加によって高温の強度と軟化抵抗性を向
上させ、またCu、Ｗの添加効果によって高温の硫化腐食
性、耐酸化性の改善を図ったものである。
できるNi基耐熱合金のNCF751やNCF80Aに代わって開発さ
れているNi50％以下の低Ni合金に比して、Ni・Cr量の選
択とこれに影響を及ぼすAl、Ti、Nbの調整およびCu、
Ｗ、Ｂの複合添加によって高温の強度と軟化抵抗性を向
上させ、またCu、Ｗの添加効果によって高温の硫化腐食
性、耐酸化性の改善を図ったものである。
（実施例） （１）本発明品の弁用耐熱合金における成分組成限定理
由を説明する。
由を説明する。
Ｃは脱酸、脱硫作用により結晶粒界の脆化を防止する
ほか一部CrやNbと結合して炭化物を形成し高温強度を高
める。そのため0.01％以上必要だが、多量の添加はブロ
ック状のMC炭化物が結晶粒界にも析出し強度を低下させ
るためC:0.01〜0.1％とした。
ほか一部CrやNbと結合して炭化物を形成し高温強度を高
める。そのため0.01％以上必要だが、多量の添加はブロ
ック状のMC炭化物が結晶粒界にも析出し強度を低下させ
るためC:0.01〜0.1％とした。
SiおよびMnは溶解時の脱酸剤として添加するが、多量
に添加するとSiは高温強度およびPbO耐食性に有害であ
り、Mnも高温強度および耐酸化性を低下させるので、Si
およびMn共に0.5％以下とした。
に添加するとSiは高温強度およびPbO耐食性に有害であ
り、Mnも高温強度および耐酸化性を低下させるので、Si
およびMn共に0.5％以下とした。
Niは安定なオーステナイト基地を形成するため不可欠
である。同時にAl、Ti、Nbとの金属間化合物Ni3（Al,T
i）、Ni3Nbなどを形成し、高温の強度を与える。
である。同時にAl、Ti、Nbとの金属間化合物Ni3（Al,T
i）、Ni3Nbなどを形成し、高温の強度を与える。
また、ディーゼルエンジン排気系の高温硫化腐食、バ
ナジウムアタックの回避およひマトリックスの強化を図
るCr、Nb、Ｗなどを十分固溶させるため下限45％越えが
必要である。
ナジウムアタックの回避およひマトリックスの強化を図
るCr、Nb、Ｗなどを十分固溶させるため下限45％越えが
必要である。
一方50％を越えると耐硫化腐食性の劣化および高温強
度向上は頭打ちとなり逆にコスト高を招くのでNi45％を
越えて50％以下とした。
度向上は頭打ちとなり逆にコスト高を招くのでNi45％を
越えて50％以下とした。
Crは耐酸化性、耐腐食性および耐熱性の向上には不可
欠な元素である。特に高温硫化腐食性およびバナジウム
腐食性は23％を越えて改善効果が著しい。しかし、25％
を越えるとσ相の肥大凝集化による高温長時間時効硬さ
が低下し、バルブの性能劣化の原因になるのでCr23％を
越えて25％までとした。
欠な元素である。特に高温硫化腐食性およびバナジウム
腐食性は23％を越えて改善効果が著しい。しかし、25％
を越えるとσ相の肥大凝集化による高温長時間時効硬さ
が低下し、バルブの性能劣化の原因になるのでCr23％を
越えて25％までとした。
Nbは金属間化合物Ni3Nb、Ni3（Al,Ti、Nb）を形成
し、また炭化物・NbCを形成し結晶粒内および粒界に析
出し、高温強度向上や高温硬さ確保に有効である。その
ため0.5％以上必要だが、過多の含有は高温長時間の使
用で脆化するのでNb0.5〜2.0％にした。
し、また炭化物・NbCを形成し結晶粒内および粒界に析
出し、高温強度向上や高温硬さ確保に有効である。その
ため0.5％以上必要だが、過多の含有は高温長時間の使
用で脆化するのでNb0.5〜2.0％にした。
AlおよびTiはNiと結合して微細なγ′相・Ni3（Al,T
i）の強化析出物を形成させ高温強度および硬さを向上
させる。そのためAl1.0〜2.0％、Ti2.0％〜3.0％が必要
である。AlおよびTiがその含有率未満では高温強度およ
び硬さが得られず、本発明品の目標に達しない。また、
それを越えると熱間加工性が悪化し、素材およびバルブ
の成形性を阻害するのでAl1.0％〜2.0％、Ti2.0％〜3.0
％の範囲とした。
i）の強化析出物を形成させ高温強度および硬さを向上
させる。そのためAl1.0〜2.0％、Ti2.0％〜3.0％が必要
である。AlおよびTiがその含有率未満では高温強度およ
び硬さが得られず、本発明品の目標に達しない。また、
それを越えると熱間加工性が悪化し、素材およびバルブ
の成形性を阻害するのでAl1.0％〜2.0％、Ti2.0％〜3.0
％の範囲とした。
Al＋Ti＋Nbは本発明合金において適切な含有量が不可
欠で4.5％未満では本発明品が意図する高温強度および
長時間の時効硬さが得られない。なお、Nbの役割はγ′
相に固溶し肥大凝集化速度を減少させ過時効軟化の遅延
を図る。
欠で4.5％未満では本発明品が意図する高温強度および
長時間の時効硬さが得られない。なお、Nbの役割はγ′
相に固溶し肥大凝集化速度を減少させ過時効軟化の遅延
を図る。
一方5.5％を越えるところでは、高温の強度および硬
さを増すが熱間の塑性加工が困難になるのでAl＋Ti＋Nb
を4.5〜5.5％に限定した。
さを増すが熱間の塑性加工が困難になるのでAl＋Ti＋Nb
を4.5〜5.5％に限定した。
なお、第１図は本発明品および比較例の耐熱合金中の
Al＋Ti＋Nb含有量と高温の疲労強度および引張強度との
関係図と鍜造試験における限界加工率との関係を示す線
図であるが、第１図に明らかなように、4.5％以上でJIS
NCF751と同等以上の高温強度を得るが、5.5％を越え
ると工業的に割れ発生がなく、熱間加工することが困難
になるので、Al＋Ti＋Nb含有量の適正範囲が4.5〜5.5％
に限定される。
Al＋Ti＋Nb含有量と高温の疲労強度および引張強度との
関係図と鍜造試験における限界加工率との関係を示す線
図であるが、第１図に明らかなように、4.5％以上でJIS
NCF751と同等以上の高温強度を得るが、5.5％を越え
ると工業的に割れ発生がなく、熱間加工することが困難
になるので、Al＋Ti＋Nb含有量の適正範囲が4.5〜5.5％
に限定される。
Cuは耐熱合金においてＰ、Ｓなどと共に有害微量元素
に扱われるが、本発明品では耐食性向上を図るため含有
させる。特に硫化物系腐食の改善には最低0.1％を必要
とするが、1.2％を越えると熱間加工性の劣化および700
〜800℃の靱性低下を招くのでCu0.1％〜1.2％とした。
に扱われるが、本発明品では耐食性向上を図るため含有
させる。特に硫化物系腐食の改善には最低0.1％を必要
とするが、1.2％を越えると熱間加工性の劣化および700
〜800℃の靱性低下を招くのでCu0.1％〜1.2％とした。
なお、第２図は本発明品のCu含有量適正範囲を選ぶた
めの腐食試験結果と800℃の引張試験によって靭性低下
の程度を調べた結果の関係図であるが、第２図から明ら
かなように硫化物系の耐食性は0.3％以上で著しく改善
されるが、高温での靱性は、1.2％を越えるとNCF751よ
り低下することがわかる。
めの腐食試験結果と800℃の引張試験によって靭性低下
の程度を調べた結果の関係図であるが、第２図から明ら
かなように硫化物系の耐食性は0.3％以上で著しく改善
されるが、高温での靱性は、1.2％を越えるとNCF751よ
り低下することがわかる。
Ｗはマトリックスのγ相およびγ′相に固溶しクリー
プ強さを与え、γ′→η・Ni3Tiの変態を遅らせて高温
の硬さ、強度を持続させる。また高温の硫化腐食性改善
に有効であり、そのため0.3％以上を必要とするが多量
の含有は密度を高めると共にコスト高につながるので2.
0％を上限とした。
プ強さを与え、γ′→η・Ni3Tiの変態を遅らせて高温
の硬さ、強度を持続させる。また高温の硫化腐食性改善
に有効であり、そのため0.3％以上を必要とするが多量
の含有は密度を高めると共にコスト高につながるので2.
0％を上限とした。
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。
そのため0.001％以上含有する必要があるが、過度の添
加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。
性、高温の強度およびクリープ特性改善に効果がある。
そのため0.001％以上含有する必要があるが、過度の添
加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。
（２）次に本発明の弁用耐熱合金の製造方式および弁
成形の条件について説明する。
成形の条件について説明する。
上記組成の合金を真空溶解炉により、溶解・精錬後造
塊し、熱間鍜造および所定寸法に圧延加工後1000℃〜10
50℃で30分保持し水冷する固溶化処理を施して棒材を製
造する。
塊し、熱間鍜造および所定寸法に圧延加工後1000℃〜10
50℃で30分保持し水冷する固溶化処理を施して棒材を製
造する。
次に所定長さに切断し、1100℃以上に加熱して弁を成
形した後、再び1000〜1100℃に加熱して水冷する。仕上
加工の温度を1100℃以上、および固溶化処理温度を1000
〜1100℃に限定する理由は、Cr、Nb、Ｗなど合金元素を
マトリックスに固溶させるためであり、また結晶粒度を
調節するためである。次に750〜800℃に加熱して４時間
保持後空冷する時効処理を施し、合金元素を含むγ′相
を析出させる。
形した後、再び1000〜1100℃に加熱して水冷する。仕上
加工の温度を1100℃以上、および固溶化処理温度を1000
〜1100℃に限定する理由は、Cr、Nb、Ｗなど合金元素を
マトリックスに固溶させるためであり、また結晶粒度を
調節するためである。次に750〜800℃に加熱して４時間
保持後空冷する時効処理を施し、合金元素を含むγ′相
を析出させる。
本発明品は固溶化と時効処理の実施で固溶強化、金属
間化合物による析出強化および粒界強化の因子を組み合
わせて、高温の機械的性質を強化し、また耐食性を改善
した弁用耐熱合金である。
間化合物による析出強化および粒界強化の因子を組み合
わせて、高温の機械的性質を強化し、また耐食性を改善
した弁用耐熱合金である。
したがって、本発明品は圧延後の弁成形において1100
℃以上の温度で加熱加工後、さらに1000〜1100℃の温度
で固溶化および適正な時効処理を施して用いる。本発明
品の弁成形において加工温度を1100℃以上とし、固溶化
温度1000〜1100℃を選択したのは、オーステナイト基地
（マトリックス）へのCr、Ｗ、Nb、Al、Cuなどによる固
溶強化と耐食性向上を意図したものである。
℃以上の温度で加熱加工後、さらに1000〜1100℃の温度
で固溶化および適正な時効処理を施して用いる。本発明
品の弁成形において加工温度を1100℃以上とし、固溶化
温度1000〜1100℃を選択したのは、オーステナイト基地
（マトリックス）へのCr、Ｗ、Nb、Al、Cuなどによる固
溶強化と耐食性向上を意図したものである。
また時効処理によりNi3（Al,Ti）、Ni3Nbなどをマト
リックスに析出させ、これによって高温機械的性質が強
化され、また軟化抵抗性の向上が図られる。
リックスに析出させ、これによって高温機械的性質が強
化され、また軟化抵抗性の向上が図られる。
（３）次に本発明の弁用耐熱合金の実施例を比較例お
よび従来例と対比して説明する。第１表中に示す化学組
成の合金を真空溶解・造塊し、熱間鍜造および圧延加工
（10mm丸）して10種類の試料を製作した。
よび従来例と対比して説明する。第１表中に示す化学組
成の合金を真空溶解・造塊し、熱間鍜造および圧延加工
（10mm丸）して10種類の試料を製作した。
第１表に示すNo.1〜No.3は本発明品であり、No.4〜N
o.7はCu無・過含有品とAl＋Ti＋Nb含有量が4.1〜5.4％
の比較例であり、No.8は西ドイツ品のNi50Cr20TiK、No.
9はJIS NCF751、No.10はJIS SUH35の従来例である。
o.7はCu無・過含有品とAl＋Ti＋Nb含有量が4.1〜5.4％
の比較例であり、No.8は西ドイツ品のNi50Cr20TiK、No.
9はJIS NCF751、No.10はJIS SUH35の従来例である。
第１表中のNo.1〜No.9の試料を1050℃で、No.10の試
料を1100℃でそれぞれ20分保持後水冷し、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。
料を1100℃でそれぞれ20分保持後水冷し、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。
熱間疲労強度 本発明品と比較例および従来例の材料について、小野
式回転曲げ疲労試験機で800℃における疲労強度を調べ
た。試験結果を第２表に示す。
式回転曲げ疲労試験機で800℃における疲労強度を調べ
た。試験結果を第２表に示す。
本発明品No.1〜No.3は32.5〜35kgf/mm2と高強度を示
し、比較例の低Al、Ti、Nb品およびCu、Ｗを含有しない
No.6〜No.8の26〜30kgf/mm2より優れ、また従来品のNCF
751より５〜10％強、改善されていることが確認され
た。本発明品はNCF751および同系の低Ni合金開発品を含
む熱間加工合金のうち最強の疲労強度を示している。
し、比較例の低Al、Ti、Nb品およびCu、Ｗを含有しない
No.6〜No.8の26〜30kgf/mm2より優れ、また従来品のNCF
751より５〜10％強、改善されていることが確認され
た。本発明品はNCF751および同系の低Ni合金開発品を含
む熱間加工合金のうち最強の疲労強度を示している。
高温引張強度と時効硬さ 次に本発明品と比較例および従来例を用いて、900℃
で15分の短時間加熱保持後、引張試験を行い、また同時
に800℃の加熱炉中で２〜300時間保持の時効硬さ推移を
調べ、結果を第２表に併載した。
で15分の短時間加熱保持後、引張試験を行い、また同時
に800℃の加熱炉中で２〜300時間保持の時効硬さ推移を
調べ、結果を第２表に併載した。
第２表で明らかなように、900℃の高温引張強度は本
発明品のNo.1〜No.3が38〜40kgf/mm2と高強度を示す。
またAl＋Ti＋Nb含有量が4.5％以上およびCu、Ｗ含有品
のNo.4、５およびNo.6も37kgf/mm2以上であり、Al＋Ti
＋Nb含有量が4.5％未満のNo.7、８およびNCF751などの
従来品より改善されている。特に本発明品の高温引張強
度は、NCF751などNi基およびFe−Ni基の合金中で最強の
部類に属する。
発明品のNo.1〜No.3が38〜40kgf/mm2と高強度を示す。
またAl＋Ti＋Nb含有量が4.5％以上およびCu、Ｗ含有品
のNo.4、５およびNo.6も37kgf/mm2以上であり、Al＋Ti
＋Nb含有量が4.5％未満のNo.7、８およびNCF751などの
従来品より改善されている。特に本発明品の高温引張強
度は、NCF751などNi基およびFe−Ni基の合金中で最強の
部類に属する。
一方、高温の長時間時効硬さは、エンジンの高出力、
高燃効率化に伴う燃焼温度の上昇によって排気弁自体の
温度が上がり、組織の変化と共に硬さが低下し、バルブ
傘部や首部に変形が生じ、エンジンの性能の劣化につな
がるため、長時間加熱で硬さ低下の生じ難いことが必要
である。
高燃効率化に伴う燃焼温度の上昇によって排気弁自体の
温度が上がり、組織の変化と共に硬さが低下し、バルブ
傘部や首部に変形が生じ、エンジンの性能の劣化につな
がるため、長時間加熱で硬さ低下の生じ難いことが必要
である。
800℃で300時間経過後の硬さは本発明品のNo.1〜No.3
がHRC38〜39と高硬度を維持しているが、比較例および
従来品はHRC36以下と軟化傾向にあり、本発明品は熱処
理特性においても優れることが判明した。
がHRC38〜39と高硬度を維持しているが、比較例および
従来品はHRC36以下と軟化傾向にあり、本発明品は熱処
理特性においても優れることが判明した。
上記の疲労強度（σｆ）、引張強度（σＢ）と時効硬
さ（Ｈ・AG）の関係を第３図にまとめて示した。第３図
に見られる様に、Ｈ・AGとσｆおよびσＢは比例関係に
あり、No.1〜No.3は目標のNCF751より上部線上に位置し
全特性が優れている。
さ（Ｈ・AG）の関係を第３図にまとめて示した。第３図
に見られる様に、Ｈ・AGとσｆおよびσＢは比例関係に
あり、No.1〜No.3は目標のNCF751より上部線上に位置し
全特性が優れている。
すなわち、Ｈ・AGがHRC7以上高く、σｆが1.5kgf/mm2
以上、σＢが2kgf/mm2以上改善されていることが明らか
である。
以上、σＢが2kgf/mm2以上改善されていることが明らか
である。
なお、同組成系の比較品No.4、５および高Al、Ti、Nb
含有のNo.6はσｆがNCF751と同等以下で、またFe基のN
o.10SUH35は上記の比例直線から遥かに低く外れてい
る。
含有のNo.6はσｆがNCF751と同等以下で、またFe基のN
o.10SUH35は上記の比例直線から遥かに低く外れてい
る。
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、従来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ない試
験結果を第３表に示した。
腐食試験、酸化鉛腐食試験および耐酸化試験を行ない試
験結果を第３表に示した。
耐硫化試験は、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評価試験であり、アルミ
ナるつぼ内の合成灰（55CaSO4−30BaSO4−10Na2SO4−5
C）中で870℃で24時間加熱毎、合成灰を取り替えて繰り
返し80時間積算後、試料表面を洗浄して腐食減量を調べ
た。
温腐食雰囲気に対する耐食性の評価試験であり、アルミ
ナるつぼ内の合成灰（55CaSO4−30BaSO4−10Na2SO4−5
C）中で870℃で24時間加熱毎、合成灰を取り替えて繰り
返し80時間積算後、試料表面を洗浄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・硫化
鉛を混合した合成灰（60Pb0−40PbSO4）中で１時間腐食
し、減量を調べた。
鉛を混合した合成灰（60Pb0−40PbSO4）中で１時間腐食
し、減量を調べた。
硫化腐食減量については、本発明品のNo.1〜No.3およ
び比較例のNo.4を含むCu、Ｗ含有品は1.5〜4.5mg/cm2で
あり、比較例中、高Al,Ti,Nb含有のNo.6の22mg/cm2に比
し約1/5に減少しており、NCF751より遥かに少なく、Fe
基のSUH35よりも相当改善されている。
び比較例のNo.4を含むCu、Ｗ含有品は1.5〜4.5mg/cm2で
あり、比較例中、高Al,Ti,Nb含有のNo.6の22mg/cm2に比
し約1/5に減少しており、NCF751より遥かに少なく、Fe
基のSUH35よりも相当改善されている。
また比較品No.5のＷ添加品もかなり改善されるが、さ
らにCuを含有させることによって著しい効果を示す事が
判明した。
らにCuを含有させることによって著しい効果を示す事が
判明した。
また、酸化鉛腐食減量は、上記の耐硫化腐食試験と同
傾向の結果を示し、本発明のNo.1〜No.3及び同組成系の
比較品No.4は腐食減量220〜250mg/cm2であって、No.5の
Cu無添加品およびNo.6の高Al、Ti、Nb含有品の282およ
び310mg/cm2に比して優れている。またNCF751の645mg/c
m2より大幅に改善されることが確認された。
傾向の結果を示し、本発明のNo.1〜No.3及び同組成系の
比較品No.4は腐食減量220〜250mg/cm2であって、No.5の
Cu無添加品およびNo.6の高Al、Ti、Nb含有品の282およ
び310mg/cm2に比して優れている。またNCF751の645mg/c
m2より大幅に改善されることが確認された。
次に、耐酸化試験は、試料を900℃に加熱した大気炉
中で100時間保持した後の酸化増量を測定したものであ
る。
中で100時間保持した後の酸化増量を測定したものであ
る。
耐酸化性は、エンジンの高熱効率化に伴う燃焼温度の
上昇で、排気バルブは高温酸化を受け強度、耐食性など
特性劣化の原因になるので酸化増量の小さい材料が必要
である。
上昇で、排気バルブは高温酸化を受け強度、耐食性など
特性劣化の原因になるので酸化増量の小さい材料が必要
である。
第３表に示す酸化増量で明らかなように、本発明のN
o.1〜No.3はNo.9のNCF751の1.0mg/cm2とほぼ同等の1.0
〜1.5mg/cm2であり、NCF751のNi低減材No.6より優れて
おりFe基のSUH35より遥かに優れている。
o.1〜No.3はNo.9のNCF751の1.0mg/cm2とほぼ同等の1.0
〜1.5mg/cm2であり、NCF751のNi低減材No.6より優れて
おりFe基のSUH35より遥かに優れている。
（発明の効果） 本発明の弁用耐熱合金は、以上説明したように熱間の
疲労強度、引張強度および軟化抵抗性が高く、かつ硫化
腐食性に優れたものである。
疲労強度、引張強度および軟化抵抗性が高く、かつ硫化
腐食性に優れたものである。
即ち、800℃における熱間の疲労強度は、比較例のNCF
751および同組系のNi低減、Cr、Al、Ti増加品とＷ添加
品が31kgf/mm2であり、Al、Ti、Nb含有量調整とCu、
Ｗ、Ｂを複合添加した本発明品は32.5〜35kgf/mm2でNCF
751より約５〜10％の改善が成され、また900℃の短時間
加熱後の引張強度も38〜40kgf/mm2でありNCF751より５
〜10％改善された。
751および同組系のNi低減、Cr、Al、Ti増加品とＷ添加
品が31kgf/mm2であり、Al、Ti、Nb含有量調整とCu、
Ｗ、Ｂを複合添加した本発明品は32.5〜35kgf/mm2でNCF
751より約５〜10％の改善が成され、また900℃の短時間
加熱後の引張強度も38〜40kgf/mm2でありNCF751より５
〜10％改善された。
なお短時間加熱の強度は単純に高Al、Ti、Nbを含有さ
せた比較品も高値を示すが長時間加熱特性は本発明品に
及ばない。このように本発明品は既存のNi基およびFe−
Ni基の加工合金中で最強の疲労強度と引張強度を示すも
のである。
せた比較品も高値を示すが長時間加熱特性は本発明品に
及ばない。このように本発明品は既存のNi基およびFe−
Ni基の加工合金中で最強の疲労強度と引張強度を示すも
のである。
また800℃で長時間時効処理した後の硬さも、NCF751
および同組成系のNi低減品はHRC35以下で軟化傾向にあ
るが、本発明品はHRC38〜40と高硬度を持続している。
および同組成系のNi低減品はHRC35以下で軟化傾向にあ
るが、本発明品はHRC38〜40と高硬度を持続している。
さらに本発明の弁用耐熱合金は、高温における硫化腐
食性に優れた特徴を持ち、合成灰を用いて870℃で80時
間浸食させ時の腐食減量が1.5〜4.5mg/cm2でありNCF751
の約1/20と大幅に改善され、かつNi40〜50％に低減し改
善が図られた比較品No.6より約1/5に、またFe基のSUH35
よりさらに改善されている。
食性に優れた特徴を持ち、合成灰を用いて870℃で80時
間浸食させ時の腐食減量が1.5〜4.5mg/cm2でありNCF751
の約1/20と大幅に改善され、かつNi40〜50％に低減し改
善が図られた比較品No.6より約1/5に、またFe基のSUH35
よりさらに改善されている。
上記特性の他、酸化増量が小さく、耐クリープ特性に
も優れた特徴を有する。次に第１表No.1に示す成分の母
合金から鍜造により排気弁を作成し、排気量2000ccの無
鉛ガソリンエンジンと排気量2500ccのディーゼルエンジ
ンにより200時間耐久試験を行った結果、本発明排気弁
はバルブフェースの磨耗、傘部の腐食などに関しては特
に問題はなかった。
も優れた特徴を有する。次に第１表No.1に示す成分の母
合金から鍜造により排気弁を作成し、排気量2000ccの無
鉛ガソリンエンジンと排気量2500ccのディーゼルエンジ
ンにより200時間耐久試験を行った結果、本発明排気弁
はバルブフェースの磨耗、傘部の腐食などに関しては特
に問題はなかった。
またNCF751製排気弁の耐久試験結果と比較した結果、
第４表示すように本発明の排気弁の耐久性はNCF751排気
弁より優れていることが明らかでり、本発明の弁用耐熱
合金は高性能エンジンンの排気弁用材料として極めて有
用であると言える。
第４表示すように本発明の排気弁の耐久性はNCF751排気
弁より優れていることが明らかでり、本発明の弁用耐熱
合金は高性能エンジンンの排気弁用材料として極めて有
用であると言える。
第１図はAl、Ti、Nb含有量と900℃の引張強度の関係お
よび1100〜1150℃の鍜造限界加工率の関係図。 第２図はCu含有量と酸化鉛・硫酸鉛の合成灰による腐食
減量、および硫化腐食減量との関係ならびに800℃の短
時間加熱後の引試験における伸びとの関係を示す線図。 第３図は、本発明品と比較材の引張強度および疲労強度
と長時間時効硬さとの関係を示す線図。
よび1100〜1150℃の鍜造限界加工率の関係図。 第２図はCu含有量と酸化鉛・硫酸鉛の合成灰による腐食
減量、および硫化腐食減量との関係ならびに800℃の短
時間加熱後の引試験における伸びとの関係を示す線図。 第３図は、本発明品と比較材の引張強度および疲労強度
と長時間時効硬さとの関係を示す線図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 西沢 義喬 宮城県仙台市太白区長町７丁目20番地の １号 東北特殊鋼株式会社内 審査官 鈴木 正紀
Claims (1)
- 【請求項１】重量％でC:0.01〜0.1％、Si:0〜0.5％、M
n:0〜0.5％、Ni:45％を越えて50％以下、Cr:23％を越え
て25％以下、Nb:0.5〜1.5％、Al:1.0〜2.0％、Ti:2.0〜
3.0％、しかもNb＋Al＋Ti:4.5〜5.5％であって、さらに
Cu:0.1〜1.2％、W:0.3〜2.0％、B:0.001〜0.01％を含有
し、残部がFeおよび不可避の不純物元素からなることを
特徴とする弁用耐熱合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2321959A JP2611871B2 (ja) | 1990-11-26 | 1990-11-26 | 弁用耐熱合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2321959A JP2611871B2 (ja) | 1990-11-26 | 1990-11-26 | 弁用耐熱合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04191344A JPH04191344A (ja) | 1992-07-09 |
| JP2611871B2 true JP2611871B2 (ja) | 1997-05-21 |
Family
ID=18138340
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2321959A Expired - Lifetime JP2611871B2 (ja) | 1990-11-26 | 1990-11-26 | 弁用耐熱合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2611871B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE69710409T2 (de) * | 1996-10-25 | 2002-11-07 | Daido Steel Co Ltd | Hitzebeständige Legierung für Auslassventile und Verfahren zur Herstellung derartiger Auslassventile |
| JP2015108177A (ja) * | 2013-12-05 | 2015-06-11 | 株式会社不二越 | ニッケル基合金 |
| JP6044997B2 (ja) * | 2013-12-05 | 2016-12-14 | 株式会社不二越 | ニッケル基合金製ウエストゲートバルブ |
| CN115386695A (zh) * | 2022-08-30 | 2022-11-25 | 河钢股份有限公司 | 30Ni15Cr2Ti2Al合金的轧制及热处理方法 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5684445A (en) * | 1979-12-10 | 1981-07-09 | Aichi Steel Works Ltd | Heat-resistant alloy having excellent corrosion resistance at high temperature |
| JPS6213558A (ja) * | 1985-07-12 | 1987-01-22 | Nippon Steel Corp | 耐ｈ↓２ｓ性の優れた合金 |
-
1990
- 1990-11-26 JP JP2321959A patent/JP2611871B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5684445A (en) * | 1979-12-10 | 1981-07-09 | Aichi Steel Works Ltd | Heat-resistant alloy having excellent corrosion resistance at high temperature |
| JPS6213558A (ja) * | 1985-07-12 | 1987-01-22 | Nippon Steel Corp | 耐ｈ↓２ｓ性の優れた合金 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH04191344A (ja) | 1992-07-09 |
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