JP3412234B2 - 排気バルブ用合金 - Google Patents
排気バルブ用合金Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、自動車および舶用エン
ジンの排気バルブ用合金に関する。本発明の合金は、主
たる用途に従って「バルブ用」としたが、そのほか、高
温用バネ、排気ガス浄化触媒用のメッシュ線材、および
各種加熱炉用の治具部品の材料として使用可能である。
ジンの排気バルブ用合金に関する。本発明の合金は、主
たる用途に従って「バルブ用」としたが、そのほか、高
温用バネ、排気ガス浄化触媒用のメッシュ線材、および
各種加熱炉用の治具部品の材料として使用可能である。
【０００２】
【従来技術】近年、エンジンの高出力・高回転化を実現
するため、エンジンバルブを多弁にし（たとえば１気筒
ごとに４本）、またその径を細くする傾向が進んでい
る。これまで、ガソリンエンジンのバルブの材料として
は、高Ｍｎ系のオーステナイト耐熱鋼ＳＵＨ３５（Ｆｅ
−９Ｍｎ−２１Ｃｒ−４Ｎｉ−０．５Ｃ−０．４Ｎ）が
広く使用されてきた。
するため、エンジンバルブを多弁にし（たとえば１気筒
ごとに４本）、またその径を細くする傾向が進んでい
る。これまで、ガソリンエンジンのバルブの材料として
は、高Ｍｎ系のオーステナイト耐熱鋼ＳＵＨ３５（Ｆｅ
−９Ｍｎ−２１Ｃｒ−４Ｎｉ−０．５Ｃ−０．４Ｎ）が
広く使用されてきた。
【０００３】最近は、上記した傾向に従い、排気バルブ
の材料として、より高強度なＮｉ基超合金ＮＣＦ７５１
（Ｎｉ−１５．５Ｃｒ−０．９Ｎｂ−１．２Ａｌ−２．
３Ｔｉ−７Ｆｅ−０．０５Ｃ）が使用されるようになっ
てきた。しかし、近年の高出力・高回転エンジンのバル
ブに適用するには、ＮＣＦ７５１も、８００℃以上の高
温における強度が十分でない、という問題がある。
の材料として、より高強度なＮｉ基超合金ＮＣＦ７５１
（Ｎｉ−１５．５Ｃｒ−０．９Ｎｂ−１．２Ａｌ−２．
３Ｔｉ−７Ｆｅ−０．０５Ｃ）が使用されるようになっ
てきた。しかし、近年の高出力・高回転エンジンのバル
ブに適用するには、ＮＣＦ７５１も、８００℃以上の高
温における強度が十分でない、という問題がある。
【０００４】エンジンバルブに要求される重要な特性と
しては、高温引張強度、クリープ強度、高温疲労強度お
よび高温腐食耐性がある。中でも、高温疲労強度は最も
重要視される特性である。ＮＣＦ７５１は、その強度を
ＳＵＨ３５とくらべると、８００℃までは明らかにすぐ
れているが、８００℃を超えると疲労強度が低下して８
５０℃になるとＳＵＨ３５と同等になり、９００℃では
ＳＵＨ３５より低くなってしまう。
しては、高温引張強度、クリープ強度、高温疲労強度お
よび高温腐食耐性がある。中でも、高温疲労強度は最も
重要視される特性である。ＮＣＦ７５１は、その強度を
ＳＵＨ３５とくらべると、８００℃までは明らかにすぐ
れているが、８００℃を超えると疲労強度が低下して８
５０℃になるとＳＵＨ３５と同等になり、９００℃では
ＳＵＨ３５より低くなってしまう。
【０００５】高温腐食に関しては、四エチル鉛を添加し
て高オクタン化を図った有鉛ガソリンを使用した場合
に、燃焼生成物としてバルブ表面に生成するＰｂＯおよ
びＰｂＳ０4により、ＰｂＯアタックおよびＳアタック
の複合腐食を受ける。このような場合、ＮＣＦ７５１の
ように７３％ものＮｉを含む高Ｎｉ合金は、鉄基合金の
ＳＵＨ３５にくらべて、腐食が大きいという問題があ
る。
て高オクタン化を図った有鉛ガソリンを使用した場合
に、燃焼生成物としてバルブ表面に生成するＰｂＯおよ
びＰｂＳ０4により、ＰｂＯアタックおよびＳアタック
の複合腐食を受ける。このような場合、ＮＣＦ７５１の
ように７３％ものＮｉを含む高Ｎｉ合金は、鉄基合金の
ＳＵＨ３５にくらべて、腐食が大きいという問題があ
る。
【０００６】その上、ＮＣＦ７５１は高価なＮｉを７３
％も含み、ＳＵＨ３５等にくらべれば、かなり高価な材
料である。
％も含み、ＳＵＨ３５等にくらべれば、かなり高価な材
料である。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、Ｎｉ
基超合金ＮＣＦ７５１よりも高強度であり、耐高温腐食
性にすぐれ、良好な加工性を備え、さらにコストパーフ
ォーマンスはＮＣＦ７５１と同等またそれ以上である排
気バルブ用合金を提供することにある。
基超合金ＮＣＦ７５１よりも高強度であり、耐高温腐食
性にすぐれ、良好な加工性を備え、さらにコストパーフ
ォーマンスはＮＣＦ７５１と同等またそれ以上である排
気バルブ用合金を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明の排気バルブ用合
金は、重量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：
２．０％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｃｒ：１５〜２５％、
Ｍｏ＋０．５Ｗ：０．５〜３．０％、Ｎｂ：０．３〜
３．０％、Ｔｉ：１．５〜３．５％、Ａｌ：１．０〜
２．５％、Ｆｅ：５％〜１０％、Ｚｒ：０．０１〜０．
２０％、Ｂ：０．００１〜０．０２％、ならびに、Ｃ
ａ：０．００１〜０．０３％およびＭｇ：０．００１〜
０．０３％の１種または２種を含有し、ただし、原子％
で、Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｔａ：６．０〜７．０％であ
り、残部が実質上Ｎｉからなる合金組成を有する。
金は、重量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：
２．０％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｃｒ：１５〜２５％、
Ｍｏ＋０．５Ｗ：０．５〜３．０％、Ｎｂ：０．３〜
３．０％、Ｔｉ：１．５〜３．５％、Ａｌ：１．０〜
２．５％、Ｆｅ：５％〜１０％、Ｚｒ：０．０１〜０．
２０％、Ｂ：０．００１〜０．０２％、ならびに、Ｃ
ａ：０．００１〜０．０３％およびＭｇ：０．００１〜
０．０３％の１種または２種を含有し、ただし、原子％
で、Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｔａ：６．０〜７．０％であ
り、残部が実質上Ｎｉからなる合金組成を有する。
【０００９】
【作 用】１）これまでＮｉ基超合金の高温強化は、強
度の逆温度依存性を有するγ'相｛Ｎｉ3（Ａｌ，Ｔ
ｉ）｝の析出によって行なわれてきた。しかし、γ'相
を多量に析出させると、塑性加工が不可能となり、鍛造
によって素材の加工ができなくなる不都合がある。現用
の高強度エンジンバルブ合金ＮＣＦ７５１においては、
γ'が１４〜１５体積％析出している。そこで、γ'相の
体積率と高温での熱間加工性について研究した結果、
γ'相が２０体積％以上析出すると、エンジンバルブヘ
の加工が難しいことが明らかになった。そこで、本発明
においては、γ'相形成元素である、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ
およびＴａの添加量を厳密にコントロールして、γ'相
が２０体積％以上にならないようにはかっている。
度の逆温度依存性を有するγ'相｛Ｎｉ3（Ａｌ，Ｔ
ｉ）｝の析出によって行なわれてきた。しかし、γ'相
を多量に析出させると、塑性加工が不可能となり、鍛造
によって素材の加工ができなくなる不都合がある。現用
の高強度エンジンバルブ合金ＮＣＦ７５１においては、
γ'が１４〜１５体積％析出している。そこで、γ'相の
体積率と高温での熱間加工性について研究した結果、
γ'相が２０体積％以上析出すると、エンジンバルブヘ
の加工が難しいことが明らかになった。そこで、本発明
においては、γ'相形成元素である、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ
およびＴａの添加量を厳密にコントロールして、γ'相
が２０体積％以上にならないようにはかっている。
【００１０】２）Ｎｉ基超合金の高温強度は、上述の
γ'相の析出ばかりでなく、マトリックスであるオース
テナイトの固溶強化によっても図ることができる。そこ
で、本発明においては、ＷおよびＭｏによる固溶強化を
行なっている。
γ'相の析出ばかりでなく、マトリックスであるオース
テナイトの固溶強化によっても図ることができる。そこ
で、本発明においては、ＷおよびＭｏによる固溶強化を
行なっている。
【００１１】３）前述のように、ＮＣＦ７５１はＰｂＯ
／ＰｂＳＯ4の複合腐食に対する耐性がよくない。そこ
で、この複合腐食特性を、Ｆｅ、ＣｒおよびＷの積極的
な添加により改善した。また、Ｎｉにくらべ価格の安い
Ｆｅを多量に使用することは、合金のコスト低減に効果
がある。そこで本発明では、高温強度を損わない範囲で
Ｆｅを加え、コストを低く抑えた。
／ＰｂＳＯ4の複合腐食に対する耐性がよくない。そこ
で、この複合腐食特性を、Ｆｅ、ＣｒおよびＷの積極的
な添加により改善した。また、Ｎｉにくらべ価格の安い
Ｆｅを多量に使用することは、合金のコスト低減に効果
がある。そこで本発明では、高温強度を損わない範囲で
Ｆｅを加え、コストを低く抑えた。
【００１２】本発明の排気バルブ用合金において、合金
成分のはたらきと組成範囲の限定理由は、以下のとおり
である。
成分のはたらきと組成範囲の限定理由は、以下のとおり
である。
【００１３】Ｃ：０．０１〜０．２０％
Ｃは、Ｔｉ、ＮｂおよびＣｒと結合して炭化物を形成
し、高温強度を高める。この効果を得るためには、少な
くとも０．０１％以上のＣの添加が必要である。しか
し、多量の添加は延性低下を招き、熱間加工性を悪化さ
せるため、上限を０．２０％とした。
し、高温強度を高める。この効果を得るためには、少な
くとも０．０１％以上のＣの添加が必要である。しか
し、多量の添加は延性低下を招き、熱間加工性を悪化さ
せるため、上限を０．２０％とした。
【００１４】Ｓｉ：２．０％以下
Ｓｉは脱酸元素として添加されるばかりでなく、耐酸化
性を改善する元素でもある。しかし、多量に添加すると
延性が低下するため、上限を２．０％とした。
性を改善する元素でもある。しかし、多量に添加すると
延性が低下するため、上限を２．０％とした。
【００１５】Ｍｎ：２．０％以下
ＭｎはＳｉと同様に、脱酸元素として添加されるが、多
量に添加すると高温酸化特性が悪<なるばかりでなく、
延性にとって有害なη相（Ｎｉ3Ｔｉ）の析出を助長す
るため、上限を２．０％とした。
量に添加すると高温酸化特性が悪<なるばかりでなく、
延性にとって有害なη相（Ｎｉ3Ｔｉ）の析出を助長す
るため、上限を２．０％とした。
【００１６】Ｃｒ：１５〜２５％
Ｃｒは、高温酸化特性および腐食特性を改善する元素で
ある。十分な耐高温酸化性および腐食特性を維持するた
めには、１５％以上のＣｒが必要であるが、２５％を超
えるとオーステナイト相が不安定になり、脆化相のσ相
およびα相が析出、その結果延性が低下する。そこで、
上限を２５％にした。
ある。十分な耐高温酸化性および腐食特性を維持するた
めには、１５％以上のＣｒが必要であるが、２５％を超
えるとオーステナイト相が不安定になり、脆化相のσ相
およびα相が析出、その結果延性が低下する。そこで、
上限を２５％にした。
【００１７】Ｍｏ＋０．５Ｗ：０．５〜３．０％
ＭｏおよびＷはオーステナイト相に固溶し、固溶強化に
よって高温強度を高める元素である。Ｗは、ＰｂＯ腐食
ばかりでなく、ＰｂＯ／ＰｂＳＯ4による複合腐食を低
減させる効果も有している。Ｗの原子量はＭｏの２倍で
あるから、固溶強化の効果は、同一重量％ではＭｏの１
／２である。このような効果を得るためには、Ｍｏ＋
０．５Ｗの０．５％以上の添加が必要である。一方、添
加量が過大になると、熱間加工性を低下させるばかりで
なく、Ｃｒの場合と同様に脆化相が析出して延性が低下
する。そこで、上限を３．０％とした。本発明におい
て、ＭｏとＷのいずれを添加すべきであるかは、所望す
る特性に従って選択する。すなわち、高い耐食性を必要
とする場合はＷを高めに、低コストを要求される場合に
はＷの添加を省略する等、要求に応じた添加量の調整が
可能である。
よって高温強度を高める元素である。Ｗは、ＰｂＯ腐食
ばかりでなく、ＰｂＯ／ＰｂＳＯ4による複合腐食を低
減させる効果も有している。Ｗの原子量はＭｏの２倍で
あるから、固溶強化の効果は、同一重量％ではＭｏの１
／２である。このような効果を得るためには、Ｍｏ＋
０．５Ｗの０．５％以上の添加が必要である。一方、添
加量が過大になると、熱間加工性を低下させるばかりで
なく、Ｃｒの場合と同様に脆化相が析出して延性が低下
する。そこで、上限を３．０％とした。本発明におい
て、ＭｏとＷのいずれを添加すべきであるかは、所望す
る特性に従って選択する。すなわち、高い耐食性を必要
とする場合はＷを高めに、低コストを要求される場合に
はＷの添加を省略する等、要求に応じた添加量の調整が
可能である。
【００１８】Ｎｂ：０．３〜３．０％
Ｎｂは、Ｎｉ基超合金の析出強化相であるγ'相を形成
する元素であり、γ'相による強化だけでなく、γ'相の
粗大化を防ぐ効果もある。しかし、これらの効果を得る
ためには、０．３％以上のＮｂの添加が必要である。一
方、添加し過ぎると、δ相Ｎｉ3(Ｎｂ、Ｔａ)が析出し
て延性の低下を招く。そこで、Ｎｂ量の上限を３．０％
とした。ＴａもＮｂと同様の効果を有しているが、高価
な元素であるため、わざわざ添加する意味は乏しい。し
かし、Ｎｂ原料中にＴａが含まれていることがあるた
め、Ｎｂの一部をこの原料中に含まれるＴａで置き換え
合金組成としてもよい。
する元素であり、γ'相による強化だけでなく、γ'相の
粗大化を防ぐ効果もある。しかし、これらの効果を得る
ためには、０．３％以上のＮｂの添加が必要である。一
方、添加し過ぎると、δ相Ｎｉ3(Ｎｂ、Ｔａ)が析出し
て延性の低下を招く。そこで、Ｎｂ量の上限を３．０％
とした。ＴａもＮｂと同様の効果を有しているが、高価
な元素であるため、わざわざ添加する意味は乏しい。し
かし、Ｎｂ原料中にＴａが含まれていることがあるた
め、Ｎｂの一部をこの原料中に含まれるＴａで置き換え
合金組成としてもよい。
【００１９】Ｔｉ：１．５〜３．５％
ＴｉはＮｉと結合してγ'相を形成し、γ'相を強化する
元素である。加えて、Ｔｉの添加によりγ'相の時効析
出硬化が促進される。このような効果を十分に得るため
には、最低１．５％のＴｉを添加する必要がある。一
方、過剰な添加は脆化相のη相を析出させる結果とな
り、延性の低下を招く。そこで、添加量の上限を３．５
％とした。
元素である。加えて、Ｔｉの添加によりγ'相の時効析
出硬化が促進される。このような効果を十分に得るため
には、最低１．５％のＴｉを添加する必要がある。一
方、過剰な添加は脆化相のη相を析出させる結果とな
り、延性の低下を招く。そこで、添加量の上限を３．５
％とした。
【００２０】Ａｌ：１．０〜２．５％
ＡｌはＮｉと結合してγ'相を形成する、最も重要な元
素である。添加量が少ないとγ'の析出量が十分でな
く、また、ＴｉやＮｂ、Ｔａが多量に存在する場合は、
γ'相が不安定になり、η相やδ相が析出して脆化を起
こす。そこで、最低１．０％のＡｌ添加が必要である。
添加量が多くなると、熱間加工性が悪くなり、バルブヘ
の成形が不可能になる。そこで、Ａｌ量の上限を２．５
％とした。
素である。添加量が少ないとγ'の析出量が十分でな
く、また、ＴｉやＮｂ、Ｔａが多量に存在する場合は、
γ'相が不安定になり、η相やδ相が析出して脆化を起
こす。そこで、最低１．０％のＡｌ添加が必要である。
添加量が多くなると、熱間加工性が悪くなり、バルブヘ
の成形が不可能になる。そこで、Ａｌ量の上限を２．５
％とした。
【００２１】Ｆｅ：５〜１５％
Ｆｅは、前述したＰｂＯ／ＰｂＳＯ4による高温複合腐
食を改善する効果を有するし、合金のコスト低減の観点
からは重要な成分である。しかし、Ｆｅは高温強度の観
点からは、積極的に添加する材料ではない。これまでの
研究の結果によれば、１５％以上のＦｅの添加は高温強
度を低下させることが判明している。そこで、Ｆｅの上
限を１５％とした。５％以下の添加量では、高温複合腐
食が大きくなるばかりでなく、原料として、安価なスク
ラップや、Ｆｅを含むＷ、Ｍｏ、Ｎｂ等の安価な母合金
を多量に使用することができなくなり、製造コストが著
しく高くなる。そこで下限を５％とした。
食を改善する効果を有するし、合金のコスト低減の観点
からは重要な成分である。しかし、Ｆｅは高温強度の観
点からは、積極的に添加する材料ではない。これまでの
研究の結果によれば、１５％以上のＦｅの添加は高温強
度を低下させることが判明している。そこで、Ｆｅの上
限を１５％とした。５％以下の添加量では、高温複合腐
食が大きくなるばかりでなく、原料として、安価なスク
ラップや、Ｆｅを含むＷ、Ｍｏ、Ｎｂ等の安価な母合金
を多量に使用することができなくなり、製造コストが著
しく高くなる。そこで下限を５％とした。
【００２２】Ｚｒ：０．０１から０．２０％
Ｚｒは、Ｂと同様に粒界に偏析して、クリープ強度を高
める効果を有する。この効果が十分であるためには、
０．０１％以上のＺｒを添加する必要がある。これに対
し過剰の添加は、クリープ特性を害する。それゆえ、添
加の上限を０．２０％とした。
める効果を有する。この効果が十分であるためには、
０．０１％以上のＺｒを添加する必要がある。これに対
し過剰の添加は、クリープ特性を害する。それゆえ、添
加の上限を０．２０％とした。
【００２３】Ｂ：０．００１〜０．０２％
Ｂは結晶粒界に偏析してクリープ強度を高めるほか、熱
間加工性を改善する効果を有する。このような効果を確
実に得るためには、０．００１％以上のＢの添加が必要
である。過剰の添加は熱間加工性を害するため、上限値
として０．０２％を設けた。
間加工性を改善する効果を有する。このような効果を確
実に得るためには、０．００１％以上のＢの添加が必要
である。過剰の添加は熱間加工性を害するため、上限値
として０．０２％を設けた。
【００２４】Ｃａ：０．００１〜０．０３％
Ｍｇ：０．００１〜０．０３％
これらの元素は、溶解時に脱酸、脱硫元素として添加さ
れ、Ｃａは残留イオウを硫化物として固定し、熱間加工
性を改善する。Ｍｇは、クリープ破断強度および延性を
改善する効果を有する。しかし、いずれも添加し過ぎる
と熱間加工性を低下させるため、Ｍｇについては０．０
０１〜０．０３％、Ｃａについては０．００１〜０．０
３％の上限を設定した。
れ、Ｃａは残留イオウを硫化物として固定し、熱間加工
性を改善する。Ｍｇは、クリープ破断強度および延性を
改善する効果を有する。しかし、いずれも添加し過ぎる
と熱間加工性を低下させるため、Ｍｇについては０．０
０１〜０．０３％、Ｃａについては０．００１〜０．０
３％の上限を設定した。
【００２５】Ｎｉ：残部
Ｎｉは、マトリックスであるオーステナイトを形成する
主要な元素であり、耐熱性および耐食性を向上させるは
たらきもある。また、析出強化相であるγ'相を形成す
る成分でもある。そこで、Ｎｉがこの合金の残部を構成
する。Ｎｉの一部は、Ｃｏで置き換えても、意図する目
標の特性を損なうことはない。
主要な元素であり、耐熱性および耐食性を向上させるは
たらきもある。また、析出強化相であるγ'相を形成す
る成分でもある。そこで、Ｎｉがこの合金の残部を構成
する。Ｎｉの一部は、Ｃｏで置き換えても、意図する目
標の特性を損なうことはない。
【００２６】Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｔａ：原子％で６．０
〜７．０％ 前述したように、Ａｌ，Ｔｉ，ＮｂおよびＴａは、γ'
相を構成する成分である。したがって十分な量のＮｉが
存在する場合、γ'相の析出体積率はこれら成分の原子
％の総和に比例する。また、高温強度はγ'相の体積率
に比例することから、これら元素の原子％の総和に比例
して高温強度は高くなる。しかし、γ'相の体積率が２
０％を超えると、熱間加工性が著しく低下する。そこ
で、これら元素の総量の上限を、γ'相の体積率を２０
％以内に止める、７．０％に設定した。一方で、これら
元素の総量が６．０％以下になると、本発明が目的とす
る十分な強度を発揮させることができない。そこで下限
を６．０％に設定し、この狭い範囲に厳密にコントロー
ルする。
〜７．０％ 前述したように、Ａｌ，Ｔｉ，ＮｂおよびＴａは、γ'
相を構成する成分である。したがって十分な量のＮｉが
存在する場合、γ'相の析出体積率はこれら成分の原子
％の総和に比例する。また、高温強度はγ'相の体積率
に比例することから、これら元素の原子％の総和に比例
して高温強度は高くなる。しかし、γ'相の体積率が２
０％を超えると、熱間加工性が著しく低下する。そこ
で、これら元素の総量の上限を、γ'相の体積率を２０
％以内に止める、７．０％に設定した。一方で、これら
元素の総量が６．０％以下になると、本発明が目的とす
る十分な強度を発揮させることができない。そこで下限
を６．０％に設定し、この狭い範囲に厳密にコントロー
ルする。
【００２７】Ｖ：０．２〜１．０％
Ｖは、ＭｏやＷと同様に、オーステナイト相に固溶し、
固溶強化によって高温強度を高める。Ｖはまた、Ｃと結
合して安定なＭＣ炭化物であるＶＣを形成し、炭化物の
安定化に役立つ。オーステナイト相の延性を高める効果
もある。このような効果を発現させるためには、０．２
％以上のＶの添加が必要である。しかし、添加量が多す
ぎると、逆に延性が低下する。そこで添加量の上限を
１．０％とした。
固溶強化によって高温強度を高める。Ｖはまた、Ｃと結
合して安定なＭＣ炭化物であるＶＣを形成し、炭化物の
安定化に役立つ。オーステナイト相の延性を高める効果
もある。このような効果を発現させるためには、０．２
％以上のＶの添加が必要である。しかし、添加量が多す
ぎると、逆に延性が低下する。そこで添加量の上限を
１．０％とした。
【００２８】
【実施例】表1に示す合金組成をもつ本発明の合金１０
種、比較例の合金４種、および従来材ＮＣＦ７５１を真
空誘導炉で溶製し、３０kgのインゴットに鋳造した。こ
れらのインゴットを１１６０℃で１６時間ソーキング処
理した後、鋳肌部を皮削りし、１１６０〜９００℃の温
度範囲で鍛造および圧延を実施して、直径１６mmの丸棒
にした。
種、比較例の合金４種、および従来材ＮＣＦ７５１を真
空誘導炉で溶製し、３０kgのインゴットに鋳造した。こ
れらのインゴットを１１６０℃で１６時間ソーキング処
理した後、鋳肌部を皮削りし、１１６０〜９００℃の温
度範囲で鍛造および圧延を実施して、直径１６mmの丸棒
にした。
【００２９】この丸棒に対して１０５０℃×３０分／油
冷の固溶化熟処理を実施し、７５０℃×４hr／空冷の時
効熱処理を行なったのち、８５０℃において、高温高速
引張試験、高温引張試験、回転曲げ疲労試験および高温
腐食試験を行なった。その結果を表２に示す。
冷の固溶化熟処理を実施し、７５０℃×４hr／空冷の時
効熱処理を行なったのち、８５０℃において、高温高速
引張試験、高温引張試験、回転曲げ疲労試験および高温
腐食試験を行なった。その結果を表２に示す。
【００３０】合金１２は鍛造時に割れが発生し、合金１
５は圧延時に一部割れが発生したため、その残材から試
験片を採取し、各種試験に使用した。
５は圧延時に一部割れが発生したため、その残材から試
験片を採取し、各種試験に使用した。
【００３１】１）高温高速引張試験
高温高速引張試験は、８００℃〜１２５０℃の温度範囲
内で５０℃間隔の温度をえらび、５０mm／秒の引張速度
で実施した。表２に、各合金の高温高速引張試験の結果
をもとに算出した、バルブ傘部の鍛造加工に必要な、６
０％以上の絞が得られる加工可能温度範囲を示した。
内で５０℃間隔の温度をえらび、５０mm／秒の引張速度
で実施した。表２に、各合金の高温高速引張試験の結果
をもとに算出した、バルブ傘部の鍛造加工に必要な、６
０％以上の絞が得られる加工可能温度範囲を示した。
【００３２】表２のデータによると、本発明、従来例、
比較例No.１３および１４は、２５０℃以上の広い加工
可能温度範囲を有しているが、Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｔａ
量が７．０原子％よりも大きい比較例No.１２では、γ'
相が多量に析出したために加工可能温度範囲が１５０℃
と狭く、鍛造時に割れが発生した。
比較例No.１３および１４は、２５０℃以上の広い加工
可能温度範囲を有しているが、Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｔａ
量が７．０原子％よりも大きい比較例No.１２では、γ'
相が多量に析出したために加工可能温度範囲が１５０℃
と狭く、鍛造時に割れが発生した。
【００３３】熱間加工性を改善するＢの添加を行なわな
かった比較例No.１５も、加工可能温度範囲が２３０℃
とやや狭く、圧延時に、一部に割れが発生した。Ｖを添
加した本発明No.１０は、実施例中、最大の加工可能温
度範囲３１２℃を示した。
かった比較例No.１５も、加工可能温度範囲が２３０℃
とやや狭く、圧延時に、一部に割れが発生した。Ｖを添
加した本発明No.１０は、実施例中、最大の加工可能温
度範囲３１２℃を示した。
【００３４】２）高温引張試験および回転曲げ疲労試験
表２の結果をみると、本発明の合金は、従来の合金より
も、０．２％耐力、引張強度および１０7回回転曲げ疲
れ強さが高いことがわかる。比較例No.１２は本発明の
合金よりも高い強度を示しているが、前述したように、
γ'相析出量が多いため熱間加工性が悪く、鍛造時に割
れが発生している。また比較例No.１５は、本発明の合
金と同程度の強度を示したが、前述したように、Ｂを添
加してないために熱間加工性が悪く、圧延時に割れが発
生した。
も、０．２％耐力、引張強度および１０7回回転曲げ疲
れ強さが高いことがわかる。比較例No.１２は本発明の
合金よりも高い強度を示しているが、前述したように、
γ'相析出量が多いため熱間加工性が悪く、鍛造時に割
れが発生している。また比較例No.１５は、本発明の合
金と同程度の強度を示したが、前述したように、Ｂを添
加してないために熱間加工性が悪く、圧延時に割れが発
生した。
【００３５】比較例のNo.１３は、（Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｎｂ
＋Ｔａ）量が６．０原子％以下のため析出γ'相が少な
く、従来の合金と同程度の強度しか示していない。
＋Ｔａ）量が６．０原子％以下のため析出γ'相が少な
く、従来の合金と同程度の強度しか示していない。
【００３６】３）高温腐食試験
高温腐食試験は、ＰｂＯとＰｂＳＯ4とを４対６の割合
で配合した混合灰を用い、９２０℃で１時間の耐食試験
を行なった後、腐食減量を測定した。試験結果は、表２
に示すとおりである。
で配合した混合灰を用い、９２０℃で１時間の耐食試験
を行なった後、腐食減量を測定した。試験結果は、表２
に示すとおりである。
【００３７】表２のデータによれば、本発明の合金は従
来の合金にくらべて腐食減量が少なく、高温腐食特性に
すぐれていることがわかる。一方、Ｆｅ量が少ない比較
例のNo.１４は、本発明の合金と同程度の熱間加工性お
よび強度を示したが、高温腐食特性は従来の合金よりも
劣っている。
来の合金にくらべて腐食減量が少なく、高温腐食特性に
すぐれていることがわかる。一方、Ｆｅ量が少ない比較
例のNo.１４は、本発明の合金と同程度の熱間加工性お
よび強度を示したが、高温腐食特性は従来の合金よりも
劣っている。
【００３８】
【００３９】表２
【００４０】
【発明の効果】本発明により、従来の排気バルブ用超合
金Ｉｎｃｏｎｅ１７５１よりも高強度で、しかも耐食性
にすぐれた排気バルブ用の超合金が提供され、これを高
性能・高出力を求められるエンジンの排気バルブの材料
として使用したとき、きわめて有用である。
金Ｉｎｃｏｎｅ１７５１よりも高強度で、しかも耐食性
にすぐれた排気バルブ用の超合金が提供され、これを高
性能・高出力を求められるエンジンの排気バルブの材料
として使用したとき、きわめて有用である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(56)参考文献 特開 昭60−13050（ＪＰ，Ａ)
特開 昭60−13020（ＪＰ，Ａ)
特開 昭56−20148（ＪＰ，Ａ)
特開 昭60−46343（ＪＰ，Ａ)
特開 昭60−162760（ＪＰ，Ａ)
特開 昭60−211028（ＪＰ，Ａ)
特開 昭61−119640（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 19/05
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、
Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：１５
〜２５％、Ｍｏ＋０．５Ｗ：０．５〜３．０％、Ｎｂ：
０．３〜３．０％、Ｔｉ：１．５〜３．５％、Ａｌ：
１．０〜２．５％、Ｆｅ：５〜１５％、Ｚｒ：０．０１
〜０．２０％、Ｂ：０．００１〜０．０２％、ならび
に、Ｃａ：０．００１〜０．０３％およびＭｇ：０．０
０１〜０．０３％の1種または２種を含有し、ただし、
原子％で、Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｔａ：６．０〜７．０％
であり、残部が実質上Ｎｉからなる合金組成を有する排
気バルブ用合金。 - 【請求項２】 請求項１の排気バルブ用合金において、
合金がさらにＶを０．２〜１．０％含有する排気バルブ
用合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03899994A JP3412234B2 (ja) | 1994-01-25 | 1994-01-25 | 排気バルブ用合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03899994A JP3412234B2 (ja) | 1994-01-25 | 1994-01-25 | 排気バルブ用合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07216482A JPH07216482A (ja) | 1995-08-15 |
| JP3412234B2 true JP3412234B2 (ja) | 2003-06-03 |
Family
ID=12540836
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP03899994A Expired - Fee Related JP3412234B2 (ja) | 1994-01-25 | 1994-01-25 | 排気バルブ用合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3412234B2 (ja) |
Families Citing this family (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4811841B2 (ja) * | 2001-04-04 | 2011-11-09 | 日立金属株式会社 | Ｎｉ基超耐熱鋳造合金およびＮｉ基超耐熱合金製タービンホイール |
| US7481970B2 (en) | 2004-05-26 | 2009-01-27 | Hitachi Metals, Ltd. | Heat resistant alloy for use as material of engine valve |
| JP4854459B2 (ja) * | 2006-10-06 | 2012-01-18 | 住友電気工業株式会社 | グロープラグ |
| JP5919980B2 (ja) * | 2012-04-06 | 2016-05-18 | 新日鐵住金株式会社 | Ｎｉ基耐熱合金 |
| 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 |
| JP2015108177A (ja) * | 2013-12-05 | 2015-06-11 | 株式会社不二越 | ニッケル基合金 |
| CN103740983B (zh) * | 2013-12-19 | 2015-11-04 | 重庆材料研究院有限公司 | 高强韧耐腐蚀时效强化型镍基合金及直接时效热处理方法 |
| JP6095237B2 (ja) | 2015-01-26 | 2017-03-15 | 日立金属Ｍｍｃスーパーアロイ株式会社 | 高温クリープ特性に優れたＮｉ基合金およびこのＮｉ基合金を用いたガスタービン用部材 |
| CN106191531A (zh) * | 2016-08-26 | 2016-12-07 | 桥运精密部件（苏州）有限公司 | 一种耐酸腐蚀的合金材料 |
| GB2586036B (en) * | 2019-07-30 | 2022-06-01 | Alloyed Ltd | A nickel-based alloy |
-
1994
- 1994-01-25 JP JP03899994A patent/JP3412234B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH07216482A (ja) | 1995-08-15 |
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