JPH04147949A - エンジンバルブ用耐熱合金 - Google Patents
エンジンバルブ用耐熱合金Info
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- JPH04147949A JPH04147949A JP27274390A JP27274390A JPH04147949A JP H04147949 A JPH04147949 A JP H04147949A JP 27274390 A JP27274390 A JP 27274390A JP 27274390 A JP27274390 A JP 27274390A JP H04147949 A JPH04147949 A JP H04147949A
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Landscapes
- Powder Metallurgy (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は、自動車等の内燃機関に用いられるエンジンバ
ルブ用耐熱合金に関するものである。
ルブ用耐熱合金に関するものである。
近年、地球的規模の環境汚染の問題に対し、従来にもま
して、省エネルギー化、排気ガスの清浄化が求められて
いる。このような目的に対し、自動車等の内燃機関の燃
焼温度の上昇は避けられず、とりわけ負荷の大きいエン
ジンバルブ材の材質改善が強く待ち望まれている。
して、省エネルギー化、排気ガスの清浄化が求められて
いる。このような目的に対し、自動車等の内燃機関の燃
焼温度の上昇は避けられず、とりわけ負荷の大きいエン
ジンバルブ材の材質改善が強く待ち望まれている。
これまでに、排気バルブ鋼としては、高温強度、ガソリ
ン中に含まれる鉛や硫黄に対する耐食性、および耐酸化
性が適度に優れ、しかも安価な利点を有する高Mn系耐
熱鋼として知られる2l−4N鋼(0,55G−0,2
S 1〜9Mn−4N 1〜21 Cr−0,4N )
をベースとして特公昭61〜20623号、特開昭60
−77964号、特開昭59−211557号、特開昭
63−89645号、特開平1〜79351号、特開平
1〜219147号などの鋼が提案されている。
ン中に含まれる鉛や硫黄に対する耐食性、および耐酸化
性が適度に優れ、しかも安価な利点を有する高Mn系耐
熱鋼として知られる2l−4N鋼(0,55G−0,2
S 1〜9Mn−4N 1〜21 Cr−0,4N )
をベースとして特公昭61〜20623号、特開昭60
−77964号、特開昭59−211557号、特開昭
63−89645号、特開平1〜79351号、特開平
1〜219147号などの鋼が提案されている。
エンジンバルブ材は、燃焼温度の上昇に伴って、バルブ
傘部のクリープ現象とバルブの首下部の疲労強度が特に
問題となってくる。さらに、使用温度が上昇する場合に
は、バルブ傘部や首下部の耐酸化性も問題となる。
傘部のクリープ現象とバルブの首下部の疲労強度が特に
問題となってくる。さらに、使用温度が上昇する場合に
は、バルブ傘部や首下部の耐酸化性も問題となる。
2l−4N鋼の改良を目的とした上述の鋼は、具体的に
はいずれも炭素量が高く、炭窒化物の析出によって強化
される。しかしながら、このような強化機構では900
℃以上の温度でのクリープラブチャー強度、あるいは8
00℃以上の温度での疲労強度の両方を同時に満足する
ような特性は得られていないのが現状である。また、高
温強度向上のために■やNb等の耐酸化性を劣化させる
元素を含む鋼も見受けられる。
はいずれも炭素量が高く、炭窒化物の析出によって強化
される。しかしながら、このような強化機構では900
℃以上の温度でのクリープラブチャー強度、あるいは8
00℃以上の温度での疲労強度の両方を同時に満足する
ような特性は得られていないのが現状である。また、高
温強度向上のために■やNb等の耐酸化性を劣化させる
元素を含む鋼も見受けられる。
本発明の第1の目的は、これらのクリープラブチャー強
度、疲労強度および耐酸化性を同時に満足するエンジン
バルブ用耐熱合金を提供することである。
度、疲労強度および耐酸化性を同時に満足するエンジン
バルブ用耐熱合金を提供することである。
また、以上のような問題に加え、エンジンバルブ材は、
長時間使用後の材質の劣化する度合もできる限り小さい
方が好ましい。よって本発明の第2の目的は、上記特性
に加え、高温長時間加熱後の材質低下の割合が低いエン
ジンバルブ用耐熱合金を提供することである。
長時間使用後の材質の劣化する度合もできる限り小さい
方が好ましい。よって本発明の第2の目的は、上記特性
に加え、高温長時間加熱後の材質低下の割合が低いエン
ジンバルブ用耐熱合金を提供することである。
本発明者は、従来の炭窒化物の析出強化型合金と異なり
、以下に示す3つの方法でクリープラブチャー強度、疲
労強度および耐酸化性に優れ、さらに高温長時間加熱後
の材質低下が低い合金を見出すに至った。
、以下に示す3つの方法でクリープラブチャー強度、疲
労強度および耐酸化性に優れ、さらに高温長時間加熱後
の材質低下が低い合金を見出すに至った。
■侵入型固溶強化元素であるNと、置換型固溶強化元素
であるWやMOの相互作用(I−5効果)による強度向
上。特にWとMoの最適なバランスを発見することで長
時間加熱後の材質低下を抑える。
であるWやMOの相互作用(I−5効果)による強度向
上。特にWとMoの最適なバランスを発見することで長
時間加熱後の材質低下を抑える。
■上記のWやMoの固溶度を高めるために耐酸化性に害
を及ぼさない範囲でNbを添加して、CはNbCとして
固着するとともにこのNbCのピニング効果を利用した
高温での固溶化処理による強度向上。
を及ぼさない範囲でNbを添加して、CはNbCとして
固着するとともにこのNbCのピニング効果を利用した
高温での固溶化処理による強度向上。
■Go添加による積層欠陥エネルギーの低下に伴う疲労
強度の向上。
強度の向上。
すなわち、本発明のうち、第1の発明は、重量%で、C
0.01%以上0.20%未満、SL 1.0%以下
、Mn 8.0−15.0%、Ni 10.0%を越え
15.0%以下、Cr18.0〜23.0%、W 0.
1〜5.0%、Mo3.0%を越え5.0%以下、Co
1.0−5.0%、N 0.35−0,65%、Nb
0.01〜0,45%、B 0.001〜0.02%
、および不可避の不純物を含み、残部Feの組成からな
ることを特徴とするエンジンバルブ用耐熱合金であり、
さらに第2の発明は重量%で、G 0.01%以上0.
20%未満、Si1.0%以下、Mn 8.0−15.
0%、Ni 10.0%を越え15.0%以下、Cr
18.0−23.0%、WO01%以上2.0%未満1
Mo 3.0%ヲ越工5.0%1.A 下、Go 1.
0−5.0%、N0035〜0.65%、Nb 0.0
1〜0.45%、B 0.001〜0.02%、および
不可避の不純物を含み、残部Feの組成からなることを
特徴とするエンジンバルブ用耐熱合金である。
0.01%以上0.20%未満、SL 1.0%以下
、Mn 8.0−15.0%、Ni 10.0%を越え
15.0%以下、Cr18.0〜23.0%、W 0.
1〜5.0%、Mo3.0%を越え5.0%以下、Co
1.0−5.0%、N 0.35−0,65%、Nb
0.01〜0,45%、B 0.001〜0.02%
、および不可避の不純物を含み、残部Feの組成からな
ることを特徴とするエンジンバルブ用耐熱合金であり、
さらに第2の発明は重量%で、G 0.01%以上0.
20%未満、Si1.0%以下、Mn 8.0−15.
0%、Ni 10.0%を越え15.0%以下、Cr
18.0−23.0%、WO01%以上2.0%未満1
Mo 3.0%ヲ越工5.0%1.A 下、Go 1.
0−5.0%、N0035〜0.65%、Nb 0.0
1〜0.45%、B 0.001〜0.02%、および
不可避の不純物を含み、残部Feの組成からなることを
特徴とするエンジンバルブ用耐熱合金である。
以下、本発明における数値の限定理由を述べる。
Cは優先的にNbと結び付いてNbCを生成し。
高温での固溶化処理中の粒成長を防止するとともに常温
での強度を高める作用を持つ。そのために、Cは最低0
.05%を必要とするが、0.20%以上の過度の添加
は、WやMoの炭化物を生成し、本発明が目的とする高
レベルの高温強度が得られなくなるので、Cは0.05
%以上0.20%未満とする。
での強度を高める作用を持つ。そのために、Cは最低0
.05%を必要とするが、0.20%以上の過度の添加
は、WやMoの炭化物を生成し、本発明が目的とする高
レベルの高温強度が得られなくなるので、Cは0.05
%以上0.20%未満とする。
Siは溶解時の脱酸剤、ならびに高温での耐酸化性を付
与するのに有効な元素であるが、1.0%を越えるSi
は高温強度を低下させるので1.0%以下とする。
与するのに有効な元素であるが、1.0%を越えるSi
は高温強度を低下させるので1.0%以下とする。
Mnは、基地のオーステナイトを安定化させ、高価なN
i、Goの代替元素として作用する。さらにMnはNの
溶解度を高めるとともに、Nとの組み合わせでPbOに
対する耐食性の改善に効果をもたらすため、最低8.0
%必要である。しかし、15%を越えるとCrとの相乗
作用で有害なシグマ相の生成を助長するとともに高温強
度と靭性をも低下させるので、Mnは8.0−15.0
%とする。
i、Goの代替元素として作用する。さらにMnはNの
溶解度を高めるとともに、Nとの組み合わせでPbOに
対する耐食性の改善に効果をもたらすため、最低8.0
%必要である。しかし、15%を越えるとCrとの相乗
作用で有害なシグマ相の生成を助長するとともに高温強
度と靭性をも低下させるので、Mnは8.0−15.0
%とする。
Crはバルブ用耐熱鋼の耐食性、耐酸化性向上に不可欠
な元素であり、最低18%を必要とする。
な元素であり、最低18%を必要とする。
しかし、23%を越えるとともにシグマ相が析出し易く
なるとともに高温強度を低めるので、Crは18.0〜
23.0%に限定する。
なるとともに高温強度を低めるので、Crは18.0〜
23.0%に限定する。
Niは基地のオーステナイトを安定化させるために必要
な元素であり、強度、耐酸化性、耐食性を保つために、
10%を越える添加を必要とする。
な元素であり、強度、耐酸化性、耐食性を保つために、
10%を越える添加を必要とする。
しかし、過度の添加は本発明合金の主要強化元素である
Nの固溶度を減するばかりでなく、いたずらに合金を高
価にするのでNiは10.0%を越え15.0%以下と
する。
Nの固溶度を減するばかりでなく、いたずらに合金を高
価にするのでNiは10.0%を越え15.0%以下と
する。
WとMoは、本発明合金の主要強化元素であり、Nとと
もにI−3効果によって、高温強度を高める。また、両
者は同族の元素であるが、それぞれを単独に添加する場
合よりも複合添加した場合の方が窒化物の固溶温度域が
拡がる。ただし、過度の添加はやはりWとMOの窒化物
を生成することになるため、Wは0.1〜5.0%、M
oは3.0%を越え5.0%以下にそれぞれ限定する。
もにI−3効果によって、高温強度を高める。また、両
者は同族の元素であるが、それぞれを単独に添加する場
合よりも複合添加した場合の方が窒化物の固溶温度域が
拡がる。ただし、過度の添加はやはりWとMOの窒化物
を生成することになるため、Wは0.1〜5.0%、M
oは3.0%を越え5.0%以下にそれぞれ限定する。
さらに本発明では、WとMOの最適範囲を見出すことに
より、高温長時間加熱後の高温強度の低下を最低限に抑
えることができる。すなわち、本発明合金において、0
.1%以上2%未満のWと3.0%を越え5.0%以下
のM。
より、高温長時間加熱後の高温強度の低下を最低限に抑
えることができる。すなわち、本発明合金において、0
.1%以上2%未満のWと3.0%を越え5.0%以下
のM。
を選べば、長時間加熱中のW、MOの炭窒化物の析出と
成長を最低限に抑えることが可能となり、高温強度(例
えば疲労強度)の低下を従来鋼基下にできる。
成長を最低限に抑えることが可能となり、高温強度(例
えば疲労強度)の低下を従来鋼基下にできる。
COは積層欠陥エネルギーを低下させて高温における疲
労強度を向上させる効果をもち、疲労強度向上に必須の
元素である。そのために最低1.0%を必要とするが、
5.0%を越える過度の添加はNの固溶度を低下させる
ため、Coは1.0〜5.0%に限定する。
労強度を向上させる効果をもち、疲労強度向上に必須の
元素である。そのために最低1.0%を必要とするが、
5.0%を越える過度の添加はNの固溶度を低下させる
ため、Coは1.0〜5.0%に限定する。
NはCと並ぶ強いオーステナイト生成元素であるが、本
発明合金の成分範囲においてはCと異なってNb、Mo
、W、Cr等の合金元素とほとんど化合物を作らず、侵
入型固溶強化元素としてW、MoとともにI−S効果に
よって、高温強度の向上に役立つ(実際には組成によっ
て、高温長時間保持中に一部析出が生じる)。そのため
にNは最低0.35%を必要とするが、本発明鋼の成分
範囲では、Nの溶解度は最大0.65%であるので、N
は0.35〜0.65%に限定する。
発明合金の成分範囲においてはCと異なってNb、Mo
、W、Cr等の合金元素とほとんど化合物を作らず、侵
入型固溶強化元素としてW、MoとともにI−S効果に
よって、高温強度の向上に役立つ(実際には組成によっ
て、高温長時間保持中に一部析出が生じる)。そのため
にNは最低0.35%を必要とするが、本発明鋼の成分
範囲では、Nの溶解度は最大0.65%であるので、N
は0.35〜0.65%に限定する。
NbはCとNbCを生成することで、固溶化処理中の異
常粒成長を抑制する整粒化作用を持ち、固溶化処理温度
を高めることができる。その結果、副次的にWやMOの
均質な固溶を促進させる効果を持つ。さらにNbは溶湯
中のNの活量を下げて溶解度を高める。Nbはこれらの
利点とは逆に唯一、耐酸化性を劣化させる欠点をもつ。
常粒成長を抑制する整粒化作用を持ち、固溶化処理温度
を高めることができる。その結果、副次的にWやMOの
均質な固溶を促進させる効果を持つ。さらにNbは溶湯
中のNの活量を下げて溶解度を高める。Nbはこれらの
利点とは逆に唯一、耐酸化性を劣化させる欠点をもつ。
これらの理由により、本発明合金の基地の組成に対し、
Nbは最低0.01%を必要とするが、0.45%を越
える過度の添加は耐酸化性を劣化させるため、Nbは0
、0.〜0.45%に限定する。
Nbは最低0.01%を必要とするが、0.45%を越
える過度の添加は耐酸化性を劣化させるため、Nbは0
、0.〜0.45%に限定する。
Bは微量添加によって、結晶粒界に偏析し、クリープ破
断強度と熱間加工性改善に効果がある。
断強度と熱間加工性改善に効果がある。
そのための有効なり含有量は0.001〜0.02%で
ある。
ある。
本発明に係わるエンジンバルブ用耐熱鋼は、上記の主要
元素のほか、下記に示す不可量の不純物と残部Feから
構成される鉄基の合金である。
元素のほか、下記に示す不可量の不純物と残部Feから
構成される鉄基の合金である。
P≦0.05%、S≦0.03%、Ca≦0.02%、
Mg≦0.02%、ZrS2.1%、Cu≦0.3%、
■≦0.1%、Ta≦0.1% 〔実施例〕 第1表に示す組成の本発明鋼、比較鋼および従来鋼を大
気誘導炉にて溶製し、10kgのインゴットにした後、
1150℃加熱で25mm角の棒材に鍛伸した。
Mg≦0.02%、ZrS2.1%、Cu≦0.3%、
■≦0.1%、Ta≦0.1% 〔実施例〕 第1表に示す組成の本発明鋼、比較鋼および従来鋼を大
気誘導炉にて溶製し、10kgのインゴットにした後、
1150℃加熱で25mm角の棒材に鍛伸した。
固溶化処理は、1150℃で30分保持後、空冷とし、
さらに750℃で4時間保持後、空冷の時効処理を行な
った。その後、所定の試験片形状に加工し、クリープ破
断試験、回転曲げ疲労試験および耐酸化試験を行ない、
それぞれ900℃における100時間クリープ破断強度
、800℃における10’回疲労強度および1000℃
にて16時間保持後、空冷の熱処理を5回繰り返した後
の酸化減量を求めた。さらに、高温長時間加熱後の強度
低下を見るため、上記の固溶化十時効処理を実施したの
ち、900℃にて300時間加熱後の疲労強度を測定し
た。これらの実験結果を第2表に示す。
さらに750℃で4時間保持後、空冷の時効処理を行な
った。その後、所定の試験片形状に加工し、クリープ破
断試験、回転曲げ疲労試験および耐酸化試験を行ない、
それぞれ900℃における100時間クリープ破断強度
、800℃における10’回疲労強度および1000℃
にて16時間保持後、空冷の熱処理を5回繰り返した後
の酸化減量を求めた。さらに、高温長時間加熱後の強度
低下を見るため、上記の固溶化十時効処理を実施したの
ち、900℃にて300時間加熱後の疲労強度を測定し
た。これらの実験結果を第2表に示す。
試料N o、31.32.41および42は、本発明合
金でそのうちN o、31と32は第1発明、No、4
1と42は第2発明の合金である。N081と14は比
較合金、No。
金でそのうちN o、31と32は第1発明、No、4
1と42は第2発明の合金である。N081と14は比
較合金、No。
21.22は従来合金である。従来合金のうち、No。
21は2l−4N鋼であり、No、22は、21〜4N
鋼よりもクリープ破断強度に優れた特公昭61〜206
23号に記載された高Mn耐熱鋼である。
鋼よりもクリープ破断強度に優れた特公昭61〜206
23号に記載された高Mn耐熱鋼である。
本発明合金は、いずれも比較合金や従来合金に比べて高
いクリープ破断強度と疲労強度、さらに良好な耐酸化性
を兼備していることがわかる。特に、本発明合金N o
、41と42では、900″CX300h保持後の疲労
強度が高く、第2発明の組成範囲では、長時間加熱後の
材質の劣化の度合が小さいことがわかる。
いクリープ破断強度と疲労強度、さらに良好な耐酸化性
を兼備していることがわかる。特に、本発明合金N o
、41と42では、900″CX300h保持後の疲労
強度が高く、第2発明の組成範囲では、長時間加熱後の
材質の劣化の度合が小さいことがわかる。
これらの本発明合金に対し、比較合金N001は、強度
面ではほぼ同等の特性を示すが、高Nbのために耐酸化
性の点で本発明合金に劣っている。また、No、14の
ように逆にNbが存在しない場合には、耐酸化性は良好
となるが、1150℃の固溶化処理の際に、結晶粒が粗
大化してしまい、疲労強度が低下している。
面ではほぼ同等の特性を示すが、高Nbのために耐酸化
性の点で本発明合金に劣っている。また、No、14の
ように逆にNbが存在しない場合には、耐酸化性は良好
となるが、1150℃の固溶化処理の際に、結晶粒が粗
大化してしまい、疲労強度が低下している。
従来合金に関しては、確かにNo、22はNo、21を
上回るクリープ破断強度と疲労強度を示すが、これらは
本発明合金どころか、比較合金にも及ばず、本発明合金
が従来の2l−4N糸のエンジンバルブ用耐熱鋼に対し
、如何に優れた強度をもっているかがわかる。また、従
来合金No、22は、本発明合金とほぼ同等のNb含有
量であるが、耐酸化性が悪い。これはNo、22が同じ
く耐酸化性に有害な■を含むことと、マトリックスのN
1含有量が低いために、マトリックスそのものの耐酸化
性が低いことに起因するものであり、本発明に含まれる
Nb量は、良好な耐酸化性を持つNo、21と比較して
も同等以上であり、実用性能上、全く問題のないレベル
であることがわかる。
上回るクリープ破断強度と疲労強度を示すが、これらは
本発明合金どころか、比較合金にも及ばず、本発明合金
が従来の2l−4N糸のエンジンバルブ用耐熱鋼に対し
、如何に優れた強度をもっているかがわかる。また、従
来合金No、22は、本発明合金とほぼ同等のNb含有
量であるが、耐酸化性が悪い。これはNo、22が同じ
く耐酸化性に有害な■を含むことと、マトリックスのN
1含有量が低いために、マトリックスそのものの耐酸化
性が低いことに起因するものであり、本発明に含まれる
Nb量は、良好な耐酸化性を持つNo、21と比較して
も同等以上であり、実用性能上、全く問題のないレベル
であることがわかる。
本発明によれば、従来2l−4N系のエンジンバルブ用
耐熱鋼が達成し得なかった高いクリープ破断強度と疲労
強度を得ると同時に良好な耐酸化性も持つことができる
。さらに、本発明の第2発明によれば、高温長時間使用
後でも材質の劣化度が小さく、その結果自動車エンジン
バルブの使用温度の向上が可能となり、高出力、高効率
のエンジンが製造可能となる。
耐熱鋼が達成し得なかった高いクリープ破断強度と疲労
強度を得ると同時に良好な耐酸化性も持つことができる
。さらに、本発明の第2発明によれば、高温長時間使用
後でも材質の劣化度が小さく、その結果自動車エンジン
バルブの使用温度の向上が可能となり、高出力、高効率
のエンジンが製造可能となる。
Claims (2)
- (1)重量%で、C0.01%以上0.20%未満、S
i1.0%以下、Mn8.0〜15.0%、Ni10.
0%を越え15.0%以下、Cr18.0〜23.0%
、W0.1〜5.0%、Mo3.0%を越え5.0%以
下、Co1.0〜5.0%、N0.35〜0.65%、
Nb0.01〜0.45%、B0.001〜0.02%
、および不可避の不純物を含み、残部Feの組成からな
ることを特徴とするエンジンバルブ用耐熱合金。 - (2)重量%で、C0.01%以上0.20%未満、S
i1.0%以下、Mn8.0〜15.0%、Ni10.
0%を越え15.0%以下、Cr18.0〜23.0%
、W0.1%以上2.0%未満、Mo3.0%を越え5
.0%以下、Co1.0〜5.0%、N0.35〜0.
65%、Nb0.01〜0.45%、B0.001から
0.02%、および不可避の不純物を含み、残部Feの
組成からなることを特徴とするエンジンバルブ用耐熱合
金。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP27274390A JPH04147949A (ja) | 1990-10-11 | 1990-10-11 | エンジンバルブ用耐熱合金 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP27274390A JPH04147949A (ja) | 1990-10-11 | 1990-10-11 | エンジンバルブ用耐熱合金 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH04147949A true JPH04147949A (ja) | 1992-05-21 |
Family
ID=17518151
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP27274390A Pending JPH04147949A (ja) | 1990-10-11 | 1990-10-11 | エンジンバルブ用耐熱合金 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH04147949A (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP0659895A2 (en) * | 1993-12-22 | 1995-06-28 | Fuji Oozx Inc. | Internal combustion valve having an iron based hard-facing alloy contact surface |
KR100216764B1 (ko) * | 1994-02-18 | 1999-09-01 | 후지무라 마사지카, 아키모토 유미 | 고온내마모성이 우수한 엔진밸브 |
EP1577414A2 (en) * | 2004-03-04 | 2005-09-21 | Daido Steel Co., Ltd. | Heat-resistant austenitic stainless steel and a production process thereof |
-
1990
- 1990-10-11 JP JP27274390A patent/JPH04147949A/ja active Pending
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP0659895A2 (en) * | 1993-12-22 | 1995-06-28 | Fuji Oozx Inc. | Internal combustion valve having an iron based hard-facing alloy contact surface |
EP0659895A3 (en) * | 1993-12-22 | 1995-10-25 | Fuji Valve | Valve for internal combustion engine with a hard iron-based hardfacing alloy. |
KR100216764B1 (ko) * | 1994-02-18 | 1999-09-01 | 후지무라 마사지카, 아키모토 유미 | 고온내마모성이 우수한 엔진밸브 |
EP1577414A2 (en) * | 2004-03-04 | 2005-09-21 | Daido Steel Co., Ltd. | Heat-resistant austenitic stainless steel and a production process thereof |
EP1577414A3 (en) * | 2004-03-04 | 2005-11-23 | Daido Steel Co., Ltd. | Heat-resistant austenitic stainless steel and a production process thereof |
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