JP3905034B2 - ディーゼルエンジンバルブ用の低コスト、耐蝕および耐熱合金 - Google Patents
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Description
【発明の背景】
1.発明の分野
本発明は一般的に耐蝕および耐熱合金に関し、更に詳しくはディーゼルエンジン部品、主に排気バルブに有用なFe‐Ni‐Cr合金に関する。その合金は、低コスト、高温における疲労強度、耐蝕性および冶金安定性の好ましいバランスを特徴としている。本発明の合金は、例えば同様の過酷な環境に曝される排気車部品のような、他のディーゼルエンジンパーツの製造にも通常有効に用いられる。
【0002】
2.先行技術の説明
これまで、23‐8N(Fe‐23Cr‐2.5Mn‐8Ni‐0.8Si‐0.3C‐0.3N)または21‐4N(Fe‐21Cr‐9Mn‐4Ni‐0.5C‐0.4N)のような耐蝕および耐熱ステンレス鋼が、低〜中性能ディーゼルエンジンの排気バルブに広く用いられてきた。高性能エンジンの場合には、逆に、NIMONICR合金80Aおよび合金751のように高価なNiベース超合金が用いられてきた。エンジン運転効率および信頼性に対する要求がずっと高まっているため、近年になり、低コスト、中性能バルブ合金の必要性が生じてきた。
【0003】
この目的のもと、近年、PyrometR31V(Fe‐56Ni‐23Cr‐2Mo‐1.2Al‐2.3Ti‐0.8Nb‐0.04C、US特許4,379,120)、40Ni合金(Fe‐41Ni‐16Cr‐0.9Al‐2.8Ti‐0.8Nb‐0.05C、US特許5,567,383)およびHIR461(Fe‐47Ni‐18Cr‐1.2Al‐4.0Ti‐0.3C)が開発された。不可欠な強度要件を損なうことなくNi含有率をできるだけ最大限に下げることに加えて、高温耐磨耗性を獲得し、ひいては高価な表面硬化のコストを省くことに、特別の重点がおかれた。
【0004】
それでもなお、前記の合金はいくつかの欠点を示している。例えば、PyrometR31Vは比較的高いNi含有率を特徴とし、760℃(1400°F)の使用温度への長期暴露後に、脆化可能性のある針状アルファ(α)‐Cr相を析出させることもわかった。40Ni合金は低コストであるが、そこそこのCr量を含有しているにすぎず、そのため耐蝕性を損なう。更に、その合金は長期暴露で望ましくないイータ(η)相(Ni3Ti)を析出させて、延性を損ないやすい。コストと性能との最も好ましいバランスは、慣習的ガンマプライム(γ′)強化に加えて、一次TiCカーバイドの分散を特徴とする合金HIR461で、一見したところ達成された。しかしながら、同様の適度なコストレベルにおける更なる性能向上が、エンジン性能および信頼性を更に一層改善するためになお必要である、と思われた。
【0005】
【発明の要旨】
本発明は、低コスト、高温単調および疲労強度、耐蝕および耐磨耗性、冶金安定性、および加工容易性の魅力的なバランスを特徴とした、ディーゼルエンジン排気バルブ等に特に適した改良合金に関する。
【0006】
本発明による合金は、質量%で、0.15〜0.65%C、40〜49%Ni、18〜22%Cr、1.2〜1.8%Al、2.0〜3.0%Ti、0.9〜7.8%Nb、各1%以下のCoおよびMo、Feおよび不可避不純物である残部の組成により特徴づけられ、ここでTi:Al比(質量%)は2:1を超えてはならず、Nb:C比(質量%)は6:1〜12:1(または原子ベースで0.8:1〜1.5:1)の範囲内に調整される。更に現在の好ましいNb範囲は0.9〜6.5質量%であり、質量%ベースで6:1〜10:1(または原子ベースで0.8:1〜1.3:1)のNb:C比である。
【0007】
更に、コストが許せば、Nbも置き換えられる原子の数が等しくなるようにTaの代わりに一部用いてよい。この場合には、混合原子%(Nb+Ta)対存在Cの比率は、0.8〜1.5の範囲内に調整されるべきである。
【0008】
合金は、下記量で、脱酸/脱硫および改良熱間加工性に必要なある元素も含有してよい:2.0%以下のMn、0.01%以下のBおよび0.3%以下のZr。1.0質量%以下のケイ素添加も、合金の耐酸化性を改良する上で有益である。
【0009】
発明の更に現在好ましい態様(質量%)において、C含有率は0.25〜0.55%に制限され、Ni含有率は42〜48%、Cr含有率は19〜21%、Al含有率は1.4〜1.7%、Ti含有率は2.3〜2.7%、Nb含有率は1.8〜5.5%であり、残部はFeおよび不可避不純物であり、Nb:C質量%比は7:1〜10:1の範囲内に調整され、Ti:Al質量%比は2:1以下である。更に一層好ましいNb範囲は約2.5〜3.0%である。
【0010】
本発明の合金の微細構造は、760℃(1400°F)付近のバルブ運転温度で長期暴露後にも、ミクロンサイズでNbに富む一次MCタイプカーバイド、オーステナイト粒界における微細離散でCrに富む二次M23C6タイプカーバイド、および極微小粒子内γ′析出物の均一な分散を本質的に特徴とする。更に、本発明の好ましい態様の微細構造は、5容量%未満の針状相を特徴とする。
【0011】
本発明には、上記の合金から製造されるディーゼルエンジンバルブ、特に排気バルブ、および他の排気車部品も更に含む。
【0012】
【発明の具体的な説明】
本発明によると、合金の化学組成は下記のように限定される。
【0013】
C:0.15〜0.65質量%
存在量の炭素(C)は、NbおよびTiと融解中に化合し、(Nb,Ti)Cに富む一次MCカーバイドを形成する。これらの一次カーバイドは微細構造の全体にわたり比較的均一に分散し、それらの硬い磨耗性により合金へ主に耐磨耗性をもたらす。炭素が0.15%未満の量で存在するならば、これら一次カーバイドの容量分が望ましい耐磨耗性を生じる上で不十分とある。しかしながら、炭素が0.65%より多い量で存在するならば、得られるカーバイドは集塊化しやすいため、熱間加工性およびバルブ表面品質を損なう。
【0014】
Ni:40〜49質量%
ニッケル(Ni)はオーステナイトマトリックス相を安定化させ、合金へ耐熱性を付与するために利用される強化γ′相(Ni3(Al,Ti))の形成のために必須である。しかしながら、コストベースで、Niは(Feと比較して)比較的高価な合金元素であり、そのため49質量%以下に制限される。40質量%の下限は、冶金安定性の考慮事項、即ち、長期使用で有害TCP(近位相集中)相、特にシグマ(σ)相を形成する合金の傾向増大により定められる。
【0015】
Cr:18〜22質量%
クロム(Cr)は高温耐酸化および耐腐蝕性を合金へ付与する上で最も重要である。エンジン環境下で高温での塩による腐蝕をシミュレートした制御実験室試験では、最少量の18質量%Crが満足しうる耐蝕性を達成するために必要であることを示した。しかしながら、Crが22質量%を超える量で加えられたとき、合金は760℃の長期暴露で針状相σまたはα‐Crの大量粒子内析出を起こして、延性および靭性を損ないやすくなる。
上記範囲のCr含有率は、M23C6タイプの離散二次粒界カーバイドの析出を促して、応力破断強度を増すために用いることもできる。
【0016】
Al:1.2〜1.8質量%
アルミニウム(Al)は、上記の量で存在するとγ′(Ni3(Al,Ti))の形成をもたらす、主要な硬化元素である。1.2質量%より少ないAl含有率の場合、γ′の容量分が少なすぎて、単調および疲労強度の目標を満たせない。しかしながら、1.8質量%を超えるAl含有率は、バルブを形成するとき、熱間加工性の問題を増す。
【0017】
Ti:2.0〜3.0質量%
チタン(Ti)は、γ′の形成にとり、Alに次いで最も重要である。更に、γ′の反相境界エネルギーの増加のおかげで、Tiとの合金化によってより強い析出物ももたらすため、合金の全体強度を改善する。他方、過度な量のTiは相不安定性、即ちイータ(η)相(Ni3Ti)の析出を招く。このη相は延性にとり有害と通常みなされている。そのため、Ti:Al質量%比は2:1に制限される。硬化元素(Al+Ti)の全混合量は、合金の強度要件と加工性との均衡を保つように調整される。
【0018】
Nb:0.9〜7.8質量%
ニオブ(Nb)と混ぜる主要目的は、一次Nbに富んだ(Nbリッチの)MCカーバイドを析出させることである。これらのNbに富むカーバイドは、それらの高い熱間硬度のおかげで、合金の耐磨耗性を増すためには、Tiに富んだMCカーバイドよりも有効である。これらの一次富Nbカーバイドを形成するために、Nb含有率はC含有率と慎重に均衡が保たれる。6.5:1または6:1(または原子ベースで0.8:1)未満のNb:C質量比のとき、一次カーバイドはますますTiに富むようになり、そのため耐磨耗性に及ぼすポジティブな効果を減少させていく。12:1(または原子ベースで1.5:1)より大きなNb:C比のとき、未混合Nbはオーステナイトマトリックスと過剰に混じりやすいため、バルブ運転温度以上に有害TCP層の溶解温度を上昇させる。そのため、Nb:C質量%比は6:1〜12:1の範囲内または原子ベースで0.8:1〜1.5:1の範囲内にすべきである。Nbで現在好ましい広い範囲は約0.9〜7.8質量%であり、好ましい中間範囲は0.9〜6.5質量%Nb、狭い範囲は1.8〜5.5質量%Nbまたは更に狭い範囲は2.5〜3.0質量%Nbである。
耐磨耗性に及ぼす前記のポジティブ効果に加えて、Nbはγ′硬化超合金の溶接性も改善し、同様にディーゼルエンジンで遭遇するような硫化環境下で耐蝕性を増す。
上記のように、コストが許せば、Nbは置き換えられる原子の数が等しくなるようにタンタル(Ta)で一部代用してもよい。Nbのように、Taも一次MCカーバイドを強く安定化させ、熱間硬度および耐磨耗性にとり等しく有益であると推測される。
【0019】
Co:1質量%以下
コバルト(Co)は、イオウ含有環境下で強度および耐蝕性に及ぼすその有利な効果にもかかわらず、非常に高価な合金元素であるため、合金の融解に用いられるNiストック(Ni資源、Ni原料、Ni原鉱石、ないしNi金属片)のコストを上げずに、できるだけ少なく保つべきである。
【0020】
Mo:1質量%以下
強度に及ぼすその一般的なポジティブ効果にもかかわらず、モリブデン(Mo)は1質量%を超えるレベルのときバルブ運転温度においてイオウ含有環境下で耐食性を損なう。
【0021】
Mn:2質量%以下
脱酸元素としてマンガン(Mn)の有益な役割はNiベース合金で周知である;しかしながら、2質量%を超えるMnの量は有害相の形成を促進する。
【0022】
B:0.01質量%以下
ホウ素(B)は、少量で存在するならば、熱間加工性およびクリープ破壊強度を有効に改善する。しかしながら、過剰量のBは熱間加工性を害する。
【0023】
Zr:0.3質量%以下
ホウ素と同様に、ジルコニウム(Zr)も、少量で存在するならば、熱間加工性およびクリープ破壊強度を改善する上で有効である。しかしながら、過剰量のZrは熱間加工性を害する。
【0024】
Si:1.0質量%以下
ケイ素(Si)は合金の耐酸化性を改善する上で有効な元素である。しかしながら、Siの過剰添加は物質の延性を劣化させる。
【0025】
Fe:残部
鉄(Fe)は本質的にマトリックス形成元素であり、合金の残部を構成するものであり、それには残量として不可避または付随不純物および微量元素を含む。
【0026】
本発明による、更に狭い、現在好ましい合金組成は、本質的に、質量%で、0.25〜0.55%C、42〜48%Ni、19〜21%Cr、1.4〜1.7%Al、2.3〜2.7%Ti、1.8〜5.5%Nb、残部として本質的にFeおよび付随不純物からなり、Nb:C質量%比は約7:1〜10:1である。Nb範囲は約2.5〜3.0質量%へ更に狭めてもよい。
【0027】
例
本発明の特性および利点を証明するために、本発明の合金の例および比較合金の例が以下で示されている。
合金1〜合金5と称される本発明に従い処方された5種の合金、および(各々“HI461”および“40Ni”と表記される)HIR461および40Ni合金に似た2種の比較合金を真空誘導融解させ、22kg(50 lb)インゴットに鋳造した。慣例的なCa+Mg脱酸操作を用いた。合金の化学組成は下記表1で示されている。
【0028】
表1
本発明の合金および比較合金の例の化学組成(質量%)
合 金 Fe Ni Cr Al Ti Nb C Nb:C
1 残部 47.1 19.9 1.5 2.5 1.6 0.17 9.4
2 残部 47.0 19.9 1.5 2.5 2.5 0.28 8.9
3 残部 46.6 20.2 1.5 2.4 2.4 0.27 8.8
4 残部 45.9 20.3 1.6 2.2 3.1 0.44 7.1
5 残部 44.7 20.1 1.7 2.5 3.7 0.53 7.0
HI 461 残部 47.0 17.9 1.2 4.2 <0.1 0.31 <0.32
40 Ni 残部 41.1 16.0 0.9 2.9 0.8 0.02 40.0
【0029】
熱間圧延前に、すべてのインゴットを1149℃(2100°F)で24時間、加えて1232℃(2250°F)で24時間の2ステップで均質化し、空冷した。熱間圧延の出発温度は1149℃(2100°F)であった。最終15.9mm(0.625″)径ロッドまで中間サイズの卵形を経て2回の再加熱を含めた数回の通過により、研究された最高の炭素レベルであっても、すべてのインゴットをいかなる見かけ上の問題もなく圧延した。
次いで、これらの圧延ロッドについて、1038℃(1900°F)/30分間の溶体化焼なまし、次いで空冷、および760℃(1400°F)/4時間の時効サイクル、次いで再び空冷からなる2ステップ熱処理を行った。
【0030】
下記の試験がこのような熱処理された物質で行われ、その結果が図1〜5で示され、以下で説明されている。
室温および高温引張試験を行い、合金の強度および延性ポテンシャルを調べた。これら試験の結果は図1aおよび1bで示されている。これから分かるように、本発明の合金の引張強度は比較合金の場合と同程度である。これは延性、即ち図1bで報告された引張伸びにもあてはまる。760℃(1400°F)付近で観察された最少延性は多くの超合金の典型である。
【0031】
108サイクルで疲労強度限界を確認するために760℃(1400°F)で行われた高温高サイクル回転ビーム疲労試験が、図2で報告されている。そのサイクルは全応力反転下で行われた。文献から得られるような23‐8N、21‐4N、PyrometR31Vおよび合金751/NIMONICR合金80AのS‐N曲線が付記されている。この試験はエンジン製造業者によりベンチマーク試験と通常みなされている。ステンレス鋼HIR461および40Ni合金、更にはPyrometR31Vよりも本発明の合金の耐疲労性能が高いことは明らかである。意外ではないが、合金751のような高コストNiベース超合金の性能レベルは、本発明の低コスト合金では満たされなかった。しかしながら、これは本発明の目的ではなかった。
【0032】
Rockwell Aテスターを用いて硬度数をRockwell Cに変える760℃(1400°F)までの熱間硬度(高温における硬度)試験が、耐磨耗性について合金を順位づけるために図3で報告されている。最高の熱間硬度が本発明の合金で測定されたため、比較合金よりも優れたこの合金の耐磨耗性を証明している。そのため、本発明の合金の表面硬化は不要であろうと予想しうる。
【0033】
870℃(1598°F)の温度で各々10:6:2:1の比率のCaSO4:BaSO4:Na2SO4:Cの混合物中における高温での塩による腐蝕試験(80時間標準および250時間拡大試験)が、図4a、4bおよび4cで報告されている。そこからわかるように、図4a〜cの棒グラフが長くなるほど、試験された合金の耐蝕性が悪くなる。試験された各合金は図4aおよびbの各々でみられる枠内に掲載されており、合金HI 461が文字“(A)”、合金40Niが“(B)”、本発明の合金1が“(C)”、本発明の合金2が“(D)”、および合金751が“(E)”で記されている。図4cにおいて、本発明の合金2〜5は次のように:合金2“(D)”、合金3“(G)”、合金4“(H)”および“(I)”(二重試験)、および合金5“(J)”と記されている。サンプルを80時間間隔で再コートした。これはバルブ性能の尺度として重要と思われる試験の1つである。図4aで示された80時間標準試験では、本発明の合金(C)および(D)と比較合金(A)および(B)は、おそらくそれらの高いFe含有率のせいで、高Ni合金751(E)より有意に侵蝕が少ないことを示した。更なる差異が図4bおよび4cの拡大250時間試験でみられた。この拡大試験から、本発明の合金、特に好ましい態様の合金の優れた耐蝕性が非常に明らかとなった。
【0034】
2500時間にわたる760℃(1400°F)への長期暴露による冶金安定性試験、次いで脆化可能性の鋭敏な指標としてのシャルピー衝撃試験が図5で報告されており、これは図6で示された暴露微細構造の冶金評価で裏付けられている。加えて、本発明の合金は長期暴露で比較合金に少くとも匹敵する靭性の保持を示す。あるとしても微量の粒子内針状相がエージングに際して形成されたにすぎないという点で、これは図6の冶金検査と一致する。更に、粒界カーバイドは自然状態で、そのため好ましい形態で離散されていた。
【0035】
本発明の合金の選択例のみが示されてきたが、本発明の精神および範囲から逸脱することなく、様々な形で本発明を実施しうることがわかっている。
【図面の簡単な説明】
【図1a】 本発明の合金1〜5および従来のいくつかの比較合金に関する、極限引張強度 vs.温度のグラフである。
【図1b】 本発明の合金1〜5およびいくつかの比較合金に関する、引張伸び vs.温度のグラフである。
【図2】 本発明の合金1〜5およびいくつかの比較合金について疲労データを示した、回転ビーム疲労強度 vs.破壊までのサイクルのグラフである。
【図3】 本発明の合金2および2つの比較合金に関する、硬度 vs.温度のグラフである。
【図4a】 本発明の合金およびいくつかの比較合金への高温での塩による腐蝕攻撃を表わした棒グラフである。
【図4b】 本発明の合金およびいくつかの比較合金への高温での塩による腐蝕攻撃を表わした棒グラフである。
【図4c】 本発明の合金およびいくつかの比較合金への高温での塩による腐蝕攻撃を表わした棒グラフである。
【図5a】 本発明の合金および比較合金のシャルピー衝撃強度を示した棒グラフである。
【図5b】 本発明の合金および比較合金のシャルピー衝撃強度を示した棒グラフである。
【図6】 1400°F(760℃)の温度へ2500時間の暴露後における、本発明の合金2の走査電子顕微鏡写真である。
Claims (6)
- 質量%で、0.25〜0.55%C、42〜48%Ni、19〜21%Cr、1.4〜1.7%Al、2.3〜2.7%Ti、1.8〜5.5%Nb、少なくとも18.55%のFeおよび付随不純物である残部からなり、Ti:Al質量%比が≦2:1であり、Nb:C質量%比が6:1〜12:1の範囲内である、ディーゼルエンジン部品に有用な耐熱および耐腐蝕合金組成物。
- Nbが置き換えられる原子の数が等しくなるようにTaにより一部置き換えられている、請求項1に記載の合金。
- Nb含有率が2.5〜3.0%である、請求項1に記載の合金。
- 質量%で、0.25〜0.55%C、42〜48%Ni、19〜21%Cr、1.4〜1.7%Al、2.3〜2.7%Ti、1.8〜5.5%Nb、少なくとも18.55%のFeおよび付随不純物である残部からなり、Ti:Al質量%比が≦2:1であり、Nb:C質量%比が6:1〜12:1の範囲内である合金から製造されたディーゼルエンジンバルブ。
- Nbが置き換えられる原子の数が等しくなるようにTaにより一部置き換えられている、請求項4に記載のディーゼルエンジンバルブ。
- Nb含有率が2.5〜3.0%である、請求項4に記載のディーゼルエンジンバルブ。
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US9605565B2 (en) | 2014-06-18 | 2017-03-28 | Ut-Battelle, Llc | Low-cost Fe—Ni—Cr alloys for high temperature valve applications |
JP6688598B2 (ja) * | 2015-11-11 | 2020-04-28 | 三菱日立パワーシステムズ株式会社 | オーステナイト鋼およびそれを用いたオーステナイト鋼鋳造品 |
CN109072347A (zh) | 2016-04-20 | 2018-12-21 | 奥科宁克有限公司 | 铝、钴、铁和镍的fcc材料及由其制成的产物 |
WO2017184778A1 (en) | 2016-04-20 | 2017-10-26 | Arconic Inc. | Fcc materials of aluminum, cobalt and nickel, and products made therefrom |
CN111074131B (zh) * | 2019-12-26 | 2021-07-20 | 西北工业大学 | 一种共晶高熵合金的热机械处理方法 |
US11479836B2 (en) | 2021-01-29 | 2022-10-25 | Ut-Battelle, Llc | Low-cost, high-strength, cast creep-resistant alumina-forming alloys for heat-exchangers, supercritical CO2 systems and industrial applications |
US11866809B2 (en) | 2021-01-29 | 2024-01-09 | Ut-Battelle, Llc | Creep and corrosion-resistant cast alumina-forming alloys for high temperature service in industrial and petrochemical applications |
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FR1419078A (fr) * | 1964-04-15 | 1965-11-26 | Special Metals Corp | Alliage perfectionné de résistance élevée, à base de nickel |
JPS5620148A (en) * | 1979-07-25 | 1981-02-25 | Daido Steel Co Ltd | Alloy for exhaust valve |
US4379120B1 (en) | 1980-07-28 | 1999-08-24 | Crs Holdings Inc | Sulfidation resistant nickel-iron base alloy |
JPS60211028A (ja) | 1984-04-03 | 1985-10-23 | Daido Steel Co Ltd | 排気バルブ用合金 |
JPS60234938A (ja) * | 1984-05-02 | 1985-11-21 | Aichi Steel Works Ltd | 高温特性の優れた排気弁用合金 |
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JPS61130464A (ja) | 1984-11-30 | 1986-06-18 | Nippon Steel Corp | 高耐食性高強度ドリルカラ−用非磁性鋼 |
US4867116A (en) | 1988-05-23 | 1989-09-19 | Inco Alloys International, Inc. | Aircraft exhaust valves |
JPH04304337A (ja) * | 1991-04-01 | 1992-10-27 | Hitachi Metals Ltd | エンジンバルブ用耐熱合金 |
JP3058794B2 (ja) * | 1993-08-19 | 2000-07-04 | 日立金属株式会社 | Fe−Ni−Cr基超耐熱合金、エンジンバルブおよび排ガス触媒用ニットメッシュ |
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JPH09279309A (ja) | 1996-04-12 | 1997-10-28 | Daido Steel Co Ltd | Fe−Cr−Ni系耐熱合金 |
EP0838533B1 (en) | 1996-10-25 | 2002-02-13 | Daido Tokushuko Kabushiki Kaisha | Heat resisting alloy for exhaust valve and method for producing the exhaust valve |
JPH10219377A (ja) | 1997-02-07 | 1998-08-18 | Daido Steel Co Ltd | ディーゼルエンジンの高耐食性吸排気バルブ用合金及び吸排気バルブの製造方法 |
JPH11117019A (ja) * | 1997-10-09 | 1999-04-27 | Daido Steel Co Ltd | 耐熱部品の製造方法 |
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