JPH0459946A - 冷・温間鍛造用予燃焼室材料およびその製造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、冷・温間鍛造または熱間鍛造によって成形す
るディーゼルエンジン予燃焼室のインサート材料および
その製造方法に関するものである。

〔従来の技術〕

従来、冷間鍛造で成形するディーゼルエンジンの予燃焼
室材料としては、特公昭６３−３７１８２号に記載のフ
ェライト・マルテンサイト系耐熱鋼またはオーステナイ
ト系の５ＵＳ３１０Ｓなどが使用されている。また、前
記耐熱鋼の特徴を生かした改良鋼として特願平１〜２５
２８５８号が本発明者らによって提案されている。

その他、精密鋳造で成形するフェライト系予燃焼室材料
としては、特公昭５４−１８６４７号、特開昭５６−４
１３５４号、特公昭６２−１７０２１号などで開示され
る鋼が知られている。

また、最近内燃機関の部品として適すると言われる耐熱
衝撃性に優れたフェライト系耐熱鋼が特開平２−９７６
５０号で開示されている。

〔発明が解決しようとする課題〕

前述の特公昭６３−３７１．８２号に開示される耐熱鋼
は良好な耐熱疲労性を有するが、耐酸化性が悪いために
使用温度に限界があった。一方、５ＵＳ３１０Ｓは耐酸
化性は良好であるが、オーステナイト系のため、熱膨張
係数が大きく、熱疲労によりクラックが発生し易い欠点
があった。そこで、本発明者らは、特公昭６３−３７１
８２号に開示される耐熱鋼と同等の耐熱疲労性と５ＵＳ
３１０Ｓ以上の耐酸化性を兼ね備えたフェライト系耐熱
鋼を特願平１〜２５２８５８号で提案している。

ところが、前記のフェライト系耐熱鋼は、良好な耐酸化
性を有するものの、従来の使用温度よりさらに過酷な使
用条件、例えば９５０℃での使用、または９００℃でよ
り長時間の使用などに対しては耐熱疲労性が必ずしも十
分とはいえないことが明らかになった。

また、前述の特公昭５４−１８６４７号、ｌ＃開昭５６
−４１３５４号および特公昭６２−１７０２１号などは
いずれも精密鋳造用の材料に関するものであり、冷・温
間鍛造用の材料としては、成形性に問題があった。

さらに、前述の特開平２−９７６５０号は、本発明鋼が
目的とする冷・温間鍛造性で不足するという問題があっ
た。

本発明の目的は、前述のフェライト系耐熱鋼やフェライ
ト−マルテンサイト系耐熱鋼より優れた耐熱疲労性とフ
ェライト系耐熱鋼やオーステナイト系５ＵＳ３１０Ｓと
同等あるいはそれに近い耐酸化性とを兼備し、かつ冷・
温間鍛造によって成形が可能な予燃焼室材料を提供する
ことである。

〔課題を解決するための手段〕

本発明者らは、フェライトおよびフェライト−マルテン
サイト系耐熱鋼の組織と熱疲労強度の関係について詳細
に検討した結果、実機の予燃焼室が最高温度に到達する
際、材料の組織が一部未変態のフェライトと、フェライ
トから変態したオーステナイトの二相組織になる組成の
耐熱鋼が、熱疲労強度に対して最も優れていることを知
見した。

これは、最高温度に到達した際の材料の組織が、フェラ
イトからオーステナイトに変態が始まる温度（Ａｓ点）
と、オーステナイト変態が完全に終了する温度（Ａｆ点
）との範囲内にあるような組成にすることで、昇温また
は降温中に発生する熱応力を変態によって緩和させる効
果があるものと考えられる。

これに対して、従来の予燃焼室材料が最高使用温度に到
達した際の組織と特性との関係は下記に示すごとくで、
いずれも熱疲労強度が低いものである。

（１）　　フェライト単相組織（例えば特願平１〜２５
２８５８号など）：高温域の１力、引張強さが低く、耐
熱応力性に欠ける。

（２）変態が完了したオーステナイト相と、安定なδフ
ェライトの二相組ｗｉ、＜例えば、特公昭６３−３７１
８２号など）ニオーステナイト相自身の高温強度は高い
が、高温域の熱膨張が大きいため、材料に過大な応力が
負荷されるため耐熱応力性が低下する。

本発明は、最高到達温度が９５０℃まで昇温しでも良好
な熱疲労強度を有する冷・温間鍛造用の予燃焼室材料と
その製造方法である。すなわち、第１発明は、重量％で
、Ｇ　Ｏ，３％を越え０．４５％以下、Ｓｊ　０．１〜
２．０％、Ｍｎ１．０％以下、Ｃｒ　１９．５％を越え
２３％以下、Ｃｏ　１〜６％、および残部は不純物を除
き本質的にＦｅよりなる耐熱鋼で、かつ昇温時のフェラ
イト−オーステナイト変態開始および終了温度がともに
８７０℃を越え１０００℃以下であることを特徴とする
冷・温閲鍛造用予燃焼室材料であり、第２発明は、重量
％で、Ｇ　Ｏ，３％を越え０．４５％以下、Ｓｉ０．１
〜２．０％、Ｍｎ１．０％以下、Ｃｒ　１９．５％を越
え２３％以下、Ｃｏ　１〜６％、希土類元素を合計で０
．００１〜０．１％および残部は不純物を除き、本質的
にＦｅよりなる耐熱鋼で、かつ昇温時のフェライト−オ
ーステナイト変態開始および終了温度がともに８７０℃
を越え１０００℃以下であることを特徴とする冷・温閲
鍛造用予燃焼室材料であり、第３発明は重量％で、ＣＯ
，３％を越え０．４５％以下、ＳＬｏ、１〜２．０％、
Ｍｎ１．．０％以下、Ｃｒ　１９．５％を越え２３％以
下、Ｃｏ　１〜６％、さらに１％未満のＮｉを％Ｃｏ＋
３×％Ｎｉが１〜６％の範囲で含み、残部は不純物を除
き、本質的にＦｅよりなる耐熱鋼で、かつ昇温時のフェ
ライト−オーステナイト変態開始および終了温度が、と
もに８７０℃を越え１０００℃以下であることを特徴と
する冷・温閲鍛造用予燃焼室材料であり、第４発明は重
量％で、Ｃ０１３％を越え０．４５％以下、Ｓｉ０．１
〜２．０％、Ｍｎ１．０％以下、Ｃｒ　１９．５％を越
え２３％以下、Ｃｏ　１〜６％、希土類元素を合計で０
．００１〜０．１％含み、さらに１ｚ未溝のＮｉを％Ｃ
ｏ＋３×％Ｎｉが１〜６％の範囲で含み、残部は不純物
を除き、本質的にＦｅよりなる耐熱鋼で、かつ昇温時の
フェライト−オーステナイト変態開始および終了温度が
、ともに８７０℃を越え１０００℃以下であることを特
徴とする冷・温閲鍛造用予燃焼室材料であり、第５発明
は重量％で、ＣＯ，３％を越え０．４５％以下、Ｓｉ０
．１〜２．０％、Ｍｎ　１．０％以下、Ｃｒ　１７−２
ｇ、Ｃｏ　１〜６％、さらに５％以下のＷと２％未満の
Ｍｏのうちの１種または２種を％Ｗ＋２×％Ｍｏが０．
１〜５．０％の範囲で含み、残部は不純物を除き、本質
的にＦｅよりなる耐熱鋼で、かつ昇温時のフェライト−
オーステナイト変態量）および終了温度が、ともに８７
０℃を越え１０００℃以下であることを特徴とする冷・
温閲鍛造用予燃焼室材料であり、第６発明は重量％で、
ＣＯ，３％を越え０．４５％以下、Ｓｉ　０．１〜２．
０％、Ｍｎ１．０％以下、Ｃｒ　１７〜２３％、Ｃｏ　
１〜６％、希土類元素を合計で０．００１〜０．１％含
み、さらに５％以下のＷと２％未満のＭｏのうちの１種
または２種を％Ｗ＋２×％Ｍｏがｏ、ｉ〜５．０％の範
囲で含み、残部は不純物を除き１本質的に　Ｆｅよりな
る耐熱鋼で、かつ昇温時のフェライト−オーステナイト
変態開始および終了温度が、ともに８７０℃を越え１０
００℃以下であることを特徴とする冷・温閲鍛造用予燃
焼室材料であり、第７発明は重量％で、Ｃ０１３％を越
え０．４５％以下、Ｓ＋ｊ０．１〜２．０％、Ｍｎ　１
．０％以下、Ｃｒ　１７−２３％、Ｃｏ　１〜６％、さ
らに５％以下のＷと２％未満のＭｏのうちの１種または
２種を％Ｗ＋２×％Ｍｏが０．１〜５．０％の範囲で、
さらに１％未満のＮｉを％Ｃｏ＋３×％Ｎｉが１〜６％
の範囲で含み、残部は不純物を除き、本質的にＦｅより
なる耐熱鋼で、かつ昇温時のフェライト−オーステナイ
ト変態開始および終了温度が、ともに８７０℃を超え１
０００℃以下であることを特徴とする冷・温閲鍛造用予
燃焼室材料であり、第８発明は重量％で、Ｇ　Ｏ，３％
を越え０．４５％以下、ＳｉＯ，１〜２．０％、Ｍｎ　
１．０％以下、Ｃｒ　１７−２３％、　Ｃｏ　１．−６
％、希土類元素を合計で０．００１〜０．１％含み、さ
らに５％以下のＷと２％未満のＭｏのうちの１種または
２種を％Ｗ＋２×％Ｍｏが０．１〜５．０％の範囲で、
さらに１％未満のＮｊを％Ｃｏ＋３×％Ｎｉが１〜６％
の範囲で含み、残部は不純物を除き、本質的にＦｅより
なる耐熱鋼で、かつ昇温時のフェライト−オーステナイ
ト変態開始および終了温度が、ともに８７０℃を越え１
０００℃以下であることを特徴とする冷・温閲鍛造用予
燃焼室材料である。さらに第９発明は第１ないし第８発
明のいずれかに記載の開成および変態特性を有する耐熱
鋼を熱間加工後、７００〜８７０°Ｃの温度で１０分以
上保持したのち、急冷することを特徴とする冷・温閲鍛
造用予燃焼室材料の製造方法である。

〔作用〕

次に本発明における各元素の作用および数値の限定理由
について述べる。

Ｃは使用最高温度域で二相組織を得るために必須のオー
ステナイト生成元素であり、１０００℃以下に昇温時の
フェライト−オーステナイトの変態終了温度（以下Ａｆ
点と記す）を留めるために最低０．３％を越えて添加す
る必要がある。しかし、０．４５％を越えるとオーステ
ナイト変態開始温度（以下Ａｓ点と記す）が８７０℃以
下となり、それに伴ってδフェライトとオーステナイト
の二相組織の安定領域が低温側に移動し、使用温度の方
が高くなって高温域で変態による応力緩和機構が働かず
、高い圧縮応力を受けることになる。また、同時に０．
３％を越え０．４５％以下のＣはＣｒまたはＣｒととも
に必要に応じて添加されるＷ、Ｍｏと結び付いて、Ｍ、
、Ｃ。

型の炭化物を生成し、そのピニング効果によって、熱間
加工とそれに続く焼鈍熱処理後の状態のフェライト結晶
粒を微細化して、冷・温間温度域において良好な延性を
付与させる効果も有する。０．３％以下ではそのピニン
グ効果が弱まり、逆に０．４５％を越えるとＣｒまたは
Ｃｒとともに必要に応じて添加されるＷ、Ｍｏと粗大な
一次晶出炭化物を生成し、材料の靭延性を低下させる。

これらの理由によりＣは０．３％を越え０．４５％以下
の範囲に限定する。

Ｓｉは脱酸剤として作用する他に、Ｃｒの酸化皮膜の密
着性を改善し耐酸化性を高める効果もあるので、最低０
．１％は必要であるが、逆に２．０％を越えると昇温時
のフェライト−オーステナイト変態温度が高くなりすぎ
ると共に材料が脆化するので０．１〜２．０％に限定す
る。

Ｍｎは脱酸剤としての作用があり、少量必要であるが、
過度に多量に存在すると耐酸化性が劣化するので１．０
％以下に限定する。

Ｃｒは、フェライト生成元素であり、オーステナイト生
成元素であるＣと、Ｃｏとの相互作用によって、Ａｓ点
を８７０℃を越える温度に保つ効果と、Ｃｒの緻密な酸
化皮膜の生成によって、耐酸化性を高める効果を有する
。Ｃｒ、Ｗ、ＭｏのうちＣｒを単独で添加する場合は、
１９．５％を越えて含有させ、またＣｒと同時にＷ、Ｍ
ｏの１種または２種を複合して添加する場合は、１７％
以上を必要とする。

しかし、いずれの場合でも２３％を越えるとＡｓ点が１
０００℃を越え、目標とする９５０℃の組織がフェライ
ト単相またはオーステナイトが存在してもごくわずかと
なり、その結果変態による応力の吸収が不十分となる。

さらに２３％を越えるＣｒの添加は、Ｍ、、　Ｃ，の安
定領域がより高温側に移し、粗大な一次晶出炭化物を生
成し、結晶粒微細化の役目を果たす作用が少なくなり、
冷敵性を低下させる。

以上の理由により、Ｃｒ、Ｗ、ＭｏのうちＣｒを単独で
添加する場合は、１９．５％を越え２３％以下に、また
Ｃｒと同時にＷ、Ｍｏの１種または２種を複合して添加
する場合は、１７〜２３％の範囲に限定する。

ＣＯは、オーステナイト生成元素であり、基地に固溶し
て本発明鋼の構成要件であるＡｓ点およびＡｆ点をとも
に使用最高温度域に存在させる効果を有する重要な元素
である。

これに対してもうひとつのオーステナイト生成元素であ
るＣは、前述のように炭化物生成効果をも有するため、
ＣＯを添加せずにＣの添加だけて変態温度を調整しよう
とすると粗大な一次炭化物庖多量に晶出して冷鍛性を低
下さぜる。したがって、ＣｏはＣの過度の添加による粗
大な炭化物の晶出を防止すると共に、本発明鋼の使用最
高温度域における応力緩和に必要なオーステナイト相を
適量存在させるうえで極めて有効な元素である。

さらにＣｏの添加は、ＣやＮ１に比較して焼入れ性が低
いので、熱間加工時に硬化することがなく、また熱間加
工中または熱間加工後の冷却過程で微細なＭ、、　Ｃ，
型の炭化物を析出することで結晶粒の粗大化を防止して
本発明鋼の冷鍛性を良好なものとすることができる。以
上の効果を発揮させるために、Ｃｏは最低１％を必要と
するが、６％を越えるとフェライトが脆化してしまうの
でＣＯは１〜６％に限定する。

希土類元素は、ランタン族のはかＹおよびＳｃを含むも
ので、無添加でも本発明鋼は良好な耐酸化性が得られる
が、ごく少量添加することにより、Ｃｒの酸化被膜中の
原子空孔を埋めて、さらに良好な耐酸化性を得ることが
できる。少量の添加は効果がなく、また過度に存在する
と、共晶を生成して粒界を脆化させるので０．００１〜
０．１％に限定する。

ＷとＭｏは、固溶強化元素として、高温強度の向上に役
立ち、無添加の場合よりもさらに熱疲労強度を高めるこ
とができるが、過度に多量に存在すると応力緩和に必要
な高温域でのオーステナイト量を減少させ、また冷鍛性
も低下させるので、Ｗは５％以下、Ｍｏは２％未満で、
かつ％Ｗ＋２×％Ｍ。

は０．１〜５．０％に限定する。

ＮｊはＣＯと同様、応力緩和に必要な高温域でのオース
テナイト組織を生成する作用があり、その効果はＣｏに
比べて３倍はど大きい。しかし、ＮｉはＣＯに比べて昇
温時のフェライト−オーステナイト変態温度を低める作
用が強く、また、焼入れ性が大きすぎるために、使用中
の冷却の際に、共析変態を抑制して、マルテンサイト変
態を生じやすくするなどの欠点があるため、完全にはＣ
Ｏを代替できないが、１％未満の範囲で３倍のＣＯを代
替して低コスト化しても特性は顕著には劣化しない。

したがって、Ｎｉは１％未満、％Ｃｏ＋３ＸＮｉは１〜
６％に限定する。

本発明において、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、ＴａなどのＭＣ型炭
化物生成元素は、必ずしも必要ではないが、Ｃを不足さ
せない範囲ならば、特に有害でないので、少量の混入は
許容できる。

また、粒界強化元素のＢ　＋　Ｚ　ｒ　＋　Ｍ　ｇ　＋
　Ｃａ等も本合金では特に必要ないが、少量混入しても
有害ではない。

以上の合金組成を有する本発明鋼は、従来の冷温閲鍛造
用予燃焼室材料の使用温度より、高温の９００〜９５０
°Ｃで高い熱疲労強度が得られる。これは、本発明鋼が
８７０’Ｃを越え１０００℃以下の温度範囲内に一部未
変態のフェライトとオーステナイトの二相共存領域を有
するためである。したがって、ＬＨ己の温度範囲を外れ
たＡｓ点またはＡｆ点を有する綱は、前述の理由によっ
て熱疲労強度が低くなるのである。

また、本発明鋼は、フェライト−マルテンサイト系高Ｃ
ｒ鋼であり、冷・温間鍛造による成形性が可能となるよ
うに軟化させるためには、フェライト領域の７００〜８
７０℃で１０分以上加熱したのち、）急冷（ここでは水
冷または油冷をさす）する焼鈍熱処理を実施することが
望ましい。この温度が７００℃より低いと軟化効果が緩
慢なため、長時間の保持を要し、また８７０℃を越える
とオーステナイトが生成して逆に硬化する可能性がある
。また、保持時間は実質的な軟化効果を生ずるために１
０分以上が必要である。さらに加熱後、徐冷すると約５
００℃以下でαＦｅとαＣｒに分解し脆化するので、冷
却速度を高めるために急冷することが望ましい。

〔実施例〕

（実施例１） 大気中誘導溶解により第１表に示す鋼（ただし、従来鋼
のＮｏ、２１．２２は除く）の１０比インゴツトを溶製
し、このインゴットから２５画角の棒材を鍛伸した。こ
の棒材に８５０℃Ｘ２ｈ水冷なる焼鈍を施した。

第１表でＮｏ、１〜１０は本発明鋼、Ｎｏ、１１〜１３
は比較鋼およびＮＯ，２３は従来鋼で特願平１〜２５２
８５８号に相当する鋼である。一方、第１表のＮｏ、２
１．２２は市販されているφ２２ｍｍの従来鋼であり、
Ｎｏ、２１は特公昭６３−３７１８２号の鋼、Ｎｏ、２
２は５ＵＳ３１０Ｓである。

これらの第１表の鋼から試料を切出し、熱疲労試験と変
態点の測定および耐酸化試験を行なった。

熱疲労試験は、φＳｉ１１１１ＩＸ２４Ｍの平行部を持
つ全長１７０ｍｍの試験片の両端を固定し、誘導加熱に
よって平行部を所定の温度に２分間で加熱し、６分間保
持したのち、４分間放冷するサイクルを繰返し、試験片
が破断するまでの回数を調べた。保持温度については９
００℃および９５０℃の２条件で実験した。

変態点の測定はφ５ｍｍＸ２０ｍｍＱの試験片を加工し
、昇温速度５℃／ｍｉｎで１０００℃までの熱膨張曲線
を測定することにより求めた。また、耐酸化試験につい
ては、φ１．Ｏｍｍ　Ｘ　２０ｍｍ　Ｑの各２ケ宛の試
験片を１０００℃で２００時間加熱後、スケールをサン
ドブラストで除去して平均酸化減量を求めた。

第２表に熱疲労試験による破断寿命、フェライト−オー
ステナイトの変態温度および酸化減量を示す。本発明鋼
の変態点は、いずれも８７０℃を越え１０００℃以下の
範囲内にあり、熱疲労試験結果から、本発明鋼の破断寿
命は９００℃〜９５０℃のいずれの温度でも１００回を
越える離断回数が得られ、従来ｆＩ４Ｎｏ、２１〜２３
の２〜３倍の寿命を持つことがわかる。

比較材Ｎ　ｏ　、　１．１は、Ｃｏを含まず、変態点が
１０００℃以上であり、破断寿命が短い。

比較＃ｌＮｏ、１２は、Ｎｉを多く含み、変態点が低い
ために９００℃では良好な破断寿命が得られるが、９５
０℃の破断寿命が、本発明鋼に比べ劣っている。

また比較鋼Ｎｏ、］３は％Ｗ＋２×％Ｍｏ量が６　、６
６％と高いために変態温度も高くなり、熱疲労強度が本
発明鋼に劣る。

本発明鋼の耐酸化性は、Ｙ無添加のＮｏ、１．３，５゜
９でも従来［Ｎｏ、２１に比べるとはるかに良好な値を
示すが、さらにＹを添加したＮｏ、２．４．６〜８，１
０はＹ無添加のものよりも良好な耐酸化性が得られ、そ
の効果の大きいことがわかる。また本発明鋼は、従来＠
Ｎｏ、２２や２３とほぼ同等あるいはそれに近い良好な
耐酸化性が得られ、予燃焼室材料として十分な耐酸化性
を持っていることがわかる。

（実施例２） 第１表に示した本発明＃ＩＮｏ、１．３．５〜１０およ
び比較鋼Ｎｏ、１３の鍛伸棒材に８５０’Ｃｘ２ｈ水冷
の本発明の製造方法に適合する焼鈍を施して常温の引張
特性およびかたさを測定した。結果を第３表に示す。

第３表 第３表から本発明鋼は、本発明の製造方法によって、Ｉ
ＩＶ２３０以下の低硬度で、かつ２５％以上の伸びを有
し、良好な冷間鍛造性を持つことがわかる。

これに対し、比較鋼Ｎ　ｏ、　１３はかたさこそ本発明
鋼と同程度であるものの、Ｍｏ、Ｗが高いために弓張伸
びが１９．５％と低く、冷鍛性に劣ることがわかる。

（実施例３） 第１表に示した本発明鋼Ｎｏ、１〜１０および従来材Ｎ
ｏ、２１．２２を用い、冷間鍛造法で予燃焼室インサー
トを作り、８５０″ＣＸ２時間→水冷の焼鈍を施した後
、第１図（ａ）に示す試験装置を用い、単体ヒートチエ
ツク試験を実施して亀裂の長さの比較を行なった。本単
体ヒートチエツク試験は、試験装置ｌに取り付けられた
保持具２に試験品のインサート３を圧入して保持し、Ｌ
ＰＧバーナー４に対向させた位置で約９００℃に加熱し
た後、試験装置１を回転させてインサート本体をスプレ
ー装置５の位置に対向させて、水をスプレーして、約４
０℃まで冷却後空冷する。第１図（ｂ）は試験品のイン
サート３が加熱される状態を示す図である。第２図に示
す、加熱、冷却サイクルを３００回繰り返した後、第３
図に示すように噴口６の周縁部に発生した亀裂７の長さ
を測定し、その長さの合計によって、耐ヒートチエツク
性を判定した。さらに第４図に示す噴口６のＡ、８部の
寸法変化を測定して、耐変形性を確認した。試験結果を
第４表に示す。

第４表 第４表から本発明鋼は、亀裂長さが］、ｍｍ程度であり
、これに対して、従来材はＮｏ、２１材が耐酸化性不足
のため酸化焼損、Ｎｏ、２２材は亀裂長さが７．２ｍｍ
であり、耐クラツク性に劣ることがわかる。

さらに本発明鋼の寸法変化は従来材Ｎｏ、２２よりはる
かに少なく、寸法の安定性に優れていることがわかる。

〔発明の効果〕

本発明によれば、従来不十分であった冷・温閲鍛造用予
燃焼室材料の高温域における耐熱疲労性を向上すること
ができ、しかも、耐酸化性が劣化せず、寸法変化も少な
く、エンジン性能の使用中の劣化、寿命の向上、あるい
は予燃焼室の温度を高めることができるので、結果的に
エンジンの性能を向上することが可能となり、またＮＯ
ｘ公害の低減にも効果がある。

【図面の簡単な説明】 第１図（ａ）は、ヒートチエツク試験に用いた試験装置
の概念図、（ｂ）は試験品の加熱状態を示す図、第２図
は試験品が受ける加熱冷却サイクルを示す図、第３図は
試験後、噴口周縁部に発生した亀裂の概念図、第４図は
試験品の形状を示す断面図である。 ｌ：試験装置、２：保持具、３：試験品のイン第１図 第２図 Ｔｏｏ　　　１５０　　２００　　２５０斗凋　（秒〕 第　３　図

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １　重量％で、Ｃ０．３％を越え０．４５％以下、Ｓｉ
   ０．１〜２．０％、Ｍｎ１．０％以下、Ｃｒ１９．５％
   を越え２３％以下、Ｃｏ１〜６％、および残部は不純物
   を除き本質的にＦｅよりなる耐熱鋼で、かつ昇温時のフ
   ェライト−オーステナイト変態開始および終了温度がと
   もに８７０℃を越え１０００℃以下であることを特徴と
   する冷・温間鍛造用予燃焼室材料。 ２　重量％で、Ｃ０．３％を越え０．４５％以下、Ｓｉ
   ０．１〜２．０％、Ｍｎ１．０％以下、Ｃｒ１９．５％
   を越え２３％以下、Ｃｏ１〜６％希土類元素を合計で０
   ．００１〜０．１％および残部は不純物を除き、本質的
   にＦｅよりなる耐熱鋼で、かつ昇温時のフェライト−オ
   ーステナイト変態開始および終了温度がともに８７０℃
   を越え１０００℃以下であることを特徴とする冷・温間
   鍛造用予燃焼室材料。 ３　重量％で、Ｃ０．３％を越え０．４５％以下、Ｓｉ
   ０．１〜２．０％、Ｍｎ１．０％以下、Ｃｒ１９．５％
   を越え２３％以下、Ｃｏ１〜６％、さらに１％未満のＮ
   ｉを％Ｃｏ＋３×％Ｎｉが１〜６％の範囲で含み、残部
   は不純物を除き、本質的にＦｅよりなる耐熱鋼で、かつ
   昇温時のフェライト−オーステナイト変態開始および終
   了温度が、ともに８７０℃を越え１０００℃以下である
   ことを特徴とする冷・温間鍛造用予燃焼室材料。 ４　重量％で、Ｃ０．３％を越え０．４５％以下、Ｓｉ
   ０．１〜２．０％、Ｍｎ１．０％以下、Ｃｒ１９．５％
   を越え２３％以下、Ｃｏ１〜６％、希土類元素を合計で
   ０．００１〜０．１％含み、さらに１％未満のＮｉを％
   Ｃｏ＋３×％Ｎｉが１〜６％の範囲で含み、残部は不純
   物を除き、本質的にＦｅよりなる耐熱鋼で、かつ昇温時
   のフェライト−オーステナイト変態開始および終了温度
   が、ともに８７０℃を越え１０００℃以下であることを
   特徴とする冷・温間鍛造用予燃焼室材料。 ５　重量％で、Ｃ０．３％を越え０．４５％以下、Ｓｉ
   ０．１〜２．０％、Ｍｎ１．０以下、Ｃｒ１７〜２３％
   、Ｃｏ１〜６％、さらに５％以下のＷと２％未満のＭｏ
   のうちの１種または２種を％Ｗ＋２×％Ｍｏが０．１〜
   ５．０％の範囲で含み、残部は不純物を除き、本質的に
   Ｆｅよりなる耐熱鋼で、かつ昇温時のフェライト−オー
   ステナイト変態開始および終了温度が、ともに８７０℃
   を越え１０００℃以下であることを特徴とする冷・温間
   鍛造用予燃焼室材料。 ６　重量％で、Ｃ０．３％を越え０．４５％以下、Ｓｉ
   ０．１〜２．０％、Ｍｎ１．０％以下、Ｃｒ１７−２３
   ％、Ｃｏ１〜６％、希土類元素を合計で０．００１〜０
   ．１％含み、さらに５％以下のＷと２％未満のＭｏのう
   ちの１種または２種を％Ｗ＋２×％Ｍｏが０．１〜５．
   ０％の範囲で含み、残部は不純物を除き、本質的にＦｅ
   よりなる耐熱鋼で、かつ昇温時のフェライト−オーステ
   ナイト変態開始および終了温度が、ともに８７０℃を越
   え１０００℃以下であることを特徴とする冷・温間鍛造
   用予燃焼室材料。 ７　重量％で、Ｃ０．３％を越え０．４５％以下、Ｓｉ
   ０．１〜２．０％、Ｍｎ１．０％以下、Ｃｒ１７〜２３
   ％、Ｃｏ１〜６％さらに５％以下のＷと２％未満のＭｏ
   のうちの１種または２種を％Ｗ＋２×％Ｍｏが０．１〜
   ５．０％の範囲で、さらに１％未満のＮｉを％Ｃｏ＋３
   ×％Ｎｉが１〜６％の範囲で含み、残部は不純物を除き
   、本質的にＦｅよりなる耐熱鋼で、かつ昇温時のフェラ
   イト−オーステナイト変態開始および終了温度が、とも
   に８７０℃を越え１０００℃以下であることを特徴とす
   る冷・温間鍛造用予燃焼室材料。８　重量％で、Ｃ０．
   ３％を越え０．４５％以下、Ｓｉ０．１〜２．０％、Ｍ
   ｎ１．０％以下、Ｃｒ１７〜２３％、Ｃｏ１〜６％、希
   土類元素を合計で０．００１〜０．１％含み、さらに５
   ％以下のＷと２％未満のＭｏのうちの１種または２種を
   ％Ｗ＋２×％Ｍｏが０．１〜５．０％の範囲で、さらに
   １％未満のＮｉを％Ｃｏ＋３×％Ｎｉが１〜６％の範囲
   で含み、残部は不純物を除き、本質的にＦｅよりなる耐
   熱鋼で、かつ昇温時のフェライト−オーステナイト変態
   開始および終了温度が、ともに８７０℃を越え１０００
   ℃以下であることを特徴とする冷・温閲鍛造用予燃焼室
   材料。 ９　請求項１ないし８のいずれかに記載の組成および変
   態特性を有する耐熱鋼を熱間加工後、７００〜８７０℃
   の温度で１０分以上保持したのち、急冷することを特徴
   とする冷・温間鍛造用予燃焼室材料の製造方法。