JPH0559472A - 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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- JPH0559472A JPH0559472A JP3217091A JP21709191A JPH0559472A JP H0559472 A JPH0559472 A JP H0559472A JP 3217091 A JP3217091 A JP 3217091A JP 21709191 A JP21709191 A JP 21709191A JP H0559472 A JPH0559472 A JP H0559472A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 自動車用エンジンの高性能化に伴い、エンジ
ンバルブに要求される優れた高温強度と耐食性および熱
間加工性を同時に満足する耐熱合金を提供する。 【構成】 重量％でＣ０．１６〜０．５４％、Ｓｉ０．
５％以下、Ｍｎ１．０％以下、Ｃｏ２．０〜８．０％、
Ｆｅ１２％以下、Ｃｒ１７．０〜２３．５％、およびＭ
ｏとＷの１種または２種を２．０≦Ｍｏ＋１／２Ｗ≦
５．５の範囲で含み、さらに、Ａｌ１．０〜２．０％、
Ｔｉ２．５〜５．０％（ただし、５．０≦１．８Ａｌ＋
Ｔｉ−４Ｃ≦６．０）、およびＢ０．００１〜０．０２
０％とＺｒ０．００５〜０．１５％の１種または２種を
含み、残部は不純物を除き本質的にＮｉからなり、合金
組織中に分散したＭＣ炭化物を１．５〜５．０原子％含
有することを特徴とするエンジンバルブ用耐熱合金。
ンバルブに要求される優れた高温強度と耐食性および熱
間加工性を同時に満足する耐熱合金を提供する。 【構成】 重量％でＣ０．１６〜０．５４％、Ｓｉ０．
５％以下、Ｍｎ１．０％以下、Ｃｏ２．０〜８．０％、
Ｆｅ１２％以下、Ｃｒ１７．０〜２３．５％、およびＭ
ｏとＷの１種または２種を２．０≦Ｍｏ＋１／２Ｗ≦
５．５の範囲で含み、さらに、Ａｌ１．０〜２．０％、
Ｔｉ２．５〜５．０％（ただし、５．０≦１．８Ａｌ＋
Ｔｉ−４Ｃ≦６．０）、およびＢ０．００１〜０．０２
０％とＺｒ０．００５〜０．１５％の１種または２種を
含み、残部は不純物を除き本質的にＮｉからなり、合金
組織中に分散したＭＣ炭化物を１．５〜５．０原子％含
有することを特徴とするエンジンバルブ用耐熱合金。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は主に自動車用のエンジン
バルブ材料に関するものである。
バルブ材料に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、地球的規模の環境汚染問題に対
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。さらにエンジンバルブは高回転化、多弁化
に伴って、細軸化の要求も高まっている。従来、ガソリ
ンエンジンやディーゼルエンジンの排気バルブ用材料と
しては、高Ｍｎ系のオーステナイト鋼であるＳＵＨ３５
（Ｆｅ−８．５Ｍｎ−２１Ｃｒ−４Ｎｉ−０．５Ｃ−
０．４Ｎ）が広く使用されてきたが、上記の理由から、
一部にＮｉ基耐熱合金であるＮＣＦ７５１（Ｎｉ−１
５．５Ｃｒ−１Ｎｂ−２．３Ｔｉ−１．２Ａｌ−７Ｆ
ｅ）が用いられるようになってきた。しかし、より高性
能のエンジンに対しては、ＮＣＦ７５１でもバルブの損
傷が激しく、この問題解決の一案として特公昭６３−３
９６５４号に開示される、より高温強度の高い合金が提
案されている。
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。さらにエンジンバルブは高回転化、多弁化
に伴って、細軸化の要求も高まっている。従来、ガソリ
ンエンジンやディーゼルエンジンの排気バルブ用材料と
しては、高Ｍｎ系のオーステナイト鋼であるＳＵＨ３５
（Ｆｅ−８．５Ｍｎ−２１Ｃｒ−４Ｎｉ−０．５Ｃ−
０．４Ｎ）が広く使用されてきたが、上記の理由から、
一部にＮｉ基耐熱合金であるＮＣＦ７５１（Ｎｉ−１
５．５Ｃｒ−１Ｎｂ−２．３Ｔｉ−１．２Ａｌ−７Ｆ
ｅ）が用いられるようになってきた。しかし、より高性
能のエンジンに対しては、ＮＣＦ７５１でもバルブの損
傷が激しく、この問題解決の一案として特公昭６３−３
９６５４号に開示される、より高温強度の高い合金が提
案されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】前述のＮＣＦ７５１
は、個々に高温強度を調べてみると、明らかにＳＵＨ３
５に対して優れているが、実機に組み込んだエンジンの
性能について比較すると、実際のエンジン性能は、高温
引張強度、高温クリープ破断強度および高温疲労強度な
ど材料特性の差ほど優位差がみられない場合が多い。こ
れは、実機エンジンの損傷が、単純なクリープ変形や疲
労損傷によるものではなく、これらの損傷がつねに腐食
をともなって生じているためである。ＮＣＦ７５１は、
ＰｂやＳを含む燃焼ガス雰囲気の耐食性がＳＵＨ３５よ
り劣っており、そのために実機エンジン性能で十分差が
出ないものと考えられる。したがって、ＮＣＦ７５１よ
りも高性能のエンジンバルブ材料を得るためには、高温
強度の改良だけではなく、Ｐｂ＋Ｓに対する耐食性の改
善も十分に留意する必要がある。
は、個々に高温強度を調べてみると、明らかにＳＵＨ３
５に対して優れているが、実機に組み込んだエンジンの
性能について比較すると、実際のエンジン性能は、高温
引張強度、高温クリープ破断強度および高温疲労強度な
ど材料特性の差ほど優位差がみられない場合が多い。こ
れは、実機エンジンの損傷が、単純なクリープ変形や疲
労損傷によるものではなく、これらの損傷がつねに腐食
をともなって生じているためである。ＮＣＦ７５１は、
ＰｂやＳを含む燃焼ガス雰囲気の耐食性がＳＵＨ３５よ
り劣っており、そのために実機エンジン性能で十分差が
出ないものと考えられる。したがって、ＮＣＦ７５１よ
りも高性能のエンジンバルブ材料を得るためには、高温
強度の改良だけではなく、Ｐｂ＋Ｓに対する耐食性の改
善も十分に留意する必要がある。
【０００４】さらに、前述の特公昭６３−３９６５４号
に開示される合金は、確かにＮＣＦ７５１よりは高い高
温強度を示すが、燃料中に含まれるＰbやＳによる耐食
性をＰｂＯ＋ＰｂＳＯ4の混合灰中で実験室的に比較し
てみると、ＮＣＦ７５１に対し全く改良されておらず、
強度・耐食性の両面からＮＣＦ７５１を上回るバルブ用
耐熱合金の開発が望まれている。また、バルブ用材料に
とっては、長時間使用中の組織や強度は、できるかぎり
安定であることが望ましい。さらに、バルブ用材料にと
っては、バルブ傘部のアップセット成形が容易にできる
すぐれた熱間加工性も要求される。本発明の目的は、こ
れらの高温引張強度、高温クリープ破断強度、高温疲労
強度、長時間加熱の軟化抵抗だけでなく、Ｐｂ＋Ｓに対
する耐食性および熱間加工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。
に開示される合金は、確かにＮＣＦ７５１よりは高い高
温強度を示すが、燃料中に含まれるＰbやＳによる耐食
性をＰｂＯ＋ＰｂＳＯ4の混合灰中で実験室的に比較し
てみると、ＮＣＦ７５１に対し全く改良されておらず、
強度・耐食性の両面からＮＣＦ７５１を上回るバルブ用
耐熱合金の開発が望まれている。また、バルブ用材料に
とっては、長時間使用中の組織や強度は、できるかぎり
安定であることが望ましい。さらに、バルブ用材料にと
っては、バルブ傘部のアップセット成形が容易にできる
すぐれた熱間加工性も要求される。本発明の目的は、こ
れらの高温引張強度、高温クリープ破断強度、高温疲労
強度、長時間加熱の軟化抵抗だけでなく、Ｐｂ＋Ｓに対
する耐食性および熱間加工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。
【０００５】
【課題を解決するための手段】ＮＣＦ７５１のようなＮ
ｉ基耐熱合金は、Ｎｉ3Ａｌを主とするガンマプライム
相によって析出強化される。バルブ材に要求される各種
の高温強度向上と熱間加工性向上という、相反する性質
を同時に満足するためには、このガンマプライム相の量
と組成ならびに結晶組織を制御することが重要である。
高温強度向上のためには、ガンマプライム相中の合金元
素量の増加およびガンマプライム相の量の増加が必要で
あるが、その効果を十分に発揮させるためには、高温で
固溶化処理を実施して、オーステナイト基地中にガンマ
プライム相を一旦十分に固溶させる必要がある。しかし
ながら、一般には高温の固溶化処理は結晶粒を粗大化
し、疲労強度を低下させてしまう。また、結晶粒の粗大
化は、熱間加工性やバルブ傘部のアップセット成形性も
低下させてしまう。これらの理由から、高温強度と熱間
加工性の両面で、高温加熱しても結晶粒はできるだけ粗
大化しないほうが望ましい。
ｉ基耐熱合金は、Ｎｉ3Ａｌを主とするガンマプライム
相によって析出強化される。バルブ材に要求される各種
の高温強度向上と熱間加工性向上という、相反する性質
を同時に満足するためには、このガンマプライム相の量
と組成ならびに結晶組織を制御することが重要である。
高温強度向上のためには、ガンマプライム相中の合金元
素量の増加およびガンマプライム相の量の増加が必要で
あるが、その効果を十分に発揮させるためには、高温で
固溶化処理を実施して、オーステナイト基地中にガンマ
プライム相を一旦十分に固溶させる必要がある。しかし
ながら、一般には高温の固溶化処理は結晶粒を粗大化
し、疲労強度を低下させてしまう。また、結晶粒の粗大
化は、熱間加工性やバルブ傘部のアップセット成形性も
低下させてしまう。これらの理由から、高温強度と熱間
加工性の両面で、高温加熱しても結晶粒はできるだけ粗
大化しないほうが望ましい。
【０００６】また、耐食性の改善については、合金の化
学組成の最適化が必要である。本発明者は、上記の項目
について種々検討をおこなった結果、以下に示す３つの
方法で高温強度と熱間加工性および耐食性を兼備する新
合金を見出すに至った 。(1) ＴｉのＭＣ型一次炭化物の適正量の分散とそれに
伴うオーステナイト結晶粒 の微細化による疲労強度の
向上と熱間加工性の向上。 (2) Ｃｏを添加することで、ガンマプライム相を高温ま
で安定化させたことによる高温強度向上。 (3) ＮＣＦ７５１や特公昭６３−３９６５４号に添加さ
れているガンマプライム相の構成元素であるＮｂが高温
においてガンマプライム相の安定化やＰｂ＋Ｓによる耐
食性に対し、有害であることを見出し、Ｎｂを無添加と
したことによる高温強度と耐食性の改良。 すなわち本発明は、重量％でＣ０．１６〜０．５４％、
Ｓｉ０．５％以下、Ｍｎ１．０％以下、Ｃｏ２．０〜
８．０％、Ｆｅ１２％以下、Ｃｒ１７．０〜２３．５
％、およびＭｏとＷの１種または２種を２．０≦Ｍｏ＋
１／２Ｗ≦５．５の範囲で含み、さらにＡｌ１．０〜
２．０％、Ｔｉ２．５〜５．０％（ただし、５．０≦
１．８Ａｌ＋Ｔｉ−４Ｃ≦６．０）、およびＢ０．００
１〜０．０２０％とＺｒ０．００５〜０．１５％の１種
または２種を含み、残部は不純物を除き本質的にＮｉか
らなり、合金組織中に分散したＭＣ炭化物を１．５〜
５．０原子％含有することを特徴とするエンジンバルブ
用耐熱合金である。
学組成の最適化が必要である。本発明者は、上記の項目
について種々検討をおこなった結果、以下に示す３つの
方法で高温強度と熱間加工性および耐食性を兼備する新
合金を見出すに至った 。(1) ＴｉのＭＣ型一次炭化物の適正量の分散とそれに
伴うオーステナイト結晶粒 の微細化による疲労強度の
向上と熱間加工性の向上。 (2) Ｃｏを添加することで、ガンマプライム相を高温ま
で安定化させたことによる高温強度向上。 (3) ＮＣＦ７５１や特公昭６３−３９６５４号に添加さ
れているガンマプライム相の構成元素であるＮｂが高温
においてガンマプライム相の安定化やＰｂ＋Ｓによる耐
食性に対し、有害であることを見出し、Ｎｂを無添加と
したことによる高温強度と耐食性の改良。 すなわち本発明は、重量％でＣ０．１６〜０．５４％、
Ｓｉ０．５％以下、Ｍｎ１．０％以下、Ｃｏ２．０〜
８．０％、Ｆｅ１２％以下、Ｃｒ１７．０〜２３．５
％、およびＭｏとＷの１種または２種を２．０≦Ｍｏ＋
１／２Ｗ≦５．５の範囲で含み、さらにＡｌ１．０〜
２．０％、Ｔｉ２．５〜５．０％（ただし、５．０≦
１．８Ａｌ＋Ｔｉ−４Ｃ≦６．０）、およびＢ０．００
１〜０．０２０％とＺｒ０．００５〜０．１５％の１種
または２種を含み、残部は不純物を除き本質的にＮｉか
らなり、合金組織中に分散したＭＣ炭化物を１．５〜
５．０原子％含有することを特徴とするエンジンバルブ
用耐熱合金である。
【０００７】
【作用】本発明において、ＣはＴｉと結びついてＭＣ型
の一次炭化物を生成し、固溶化処理時の結晶粒の粗大化
防止とガンマプライム相の十分な固溶を両立させる。さ
らにＭＣ炭化物の分散によって、バルブシートとの接触
によって生じるバルブ傘部の対摩耗性も向上させる。そ
のために必要なＭＣ炭化物は１．５原子％以上で、これ
はＣ量で０．１６％に相当する。しかし、０．５４％を
越えるとＭＣ炭化物の量が５原子％を超え、鍛造性や靱
性を害するので好ましくないため、Ｃは０．１６〜０．
５４％に限定する。このＣの範囲は、ＭＣ炭化物の１．
５〜５．０原子％に相当する。より望ましいＣの範囲は
０．１６〜０．２７％で、このＣの範囲はＭＣ炭化物の
１．５〜２．５原子％に相当する。
の一次炭化物を生成し、固溶化処理時の結晶粒の粗大化
防止とガンマプライム相の十分な固溶を両立させる。さ
らにＭＣ炭化物の分散によって、バルブシートとの接触
によって生じるバルブ傘部の対摩耗性も向上させる。そ
のために必要なＭＣ炭化物は１．５原子％以上で、これ
はＣ量で０．１６％に相当する。しかし、０．５４％を
越えるとＭＣ炭化物の量が５原子％を超え、鍛造性や靱
性を害するので好ましくないため、Ｃは０．１６〜０．
５４％に限定する。このＣの範囲は、ＭＣ炭化物の１．
５〜５．０原子％に相当する。より望ましいＣの範囲は
０．１６〜０．２７％で、このＣの範囲はＭＣ炭化物の
１．５〜２．５原子％に相当する。
【０００８】ＳｉとＭｎは本発明合金において脱酸元素
として添加されるが、いずれも過度の添加は高温強度の
低下を招くため、Ｓｉは０．５％以下、Ｍｎは１．０％
以下にそれぞれ限定する。
として添加されるが、いずれも過度の添加は高温強度の
低下を招くため、Ｓｉは０．５％以下、Ｍｎは１．０％
以下にそれぞれ限定する。
【０００９】Ｃｏはオーステナイト基地に固溶して、ガ
ンマプライム相を高温まで安定化させることにより、高
温強度向上に寄与する。そのために、Ｃｏは最低２％を
必要とするが、８％を超える過度の添加は、逆にバルブ
傘部のアップセット成形性を害するとともに、Ｐｂ＋Ｓ
に対する耐食性を劣化させる。よって、Ｃｏは２〜８％
の範囲に限定する。
ンマプライム相を高温まで安定化させることにより、高
温強度向上に寄与する。そのために、Ｃｏは最低２％を
必要とするが、８％を超える過度の添加は、逆にバルブ
傘部のアップセット成形性を害するとともに、Ｐｂ＋Ｓ
に対する耐食性を劣化させる。よって、Ｃｏは２〜８％
の範囲に限定する。
【００１０】Ｆｅは、オーステナイト基地を軟化させ、
高温強度の点では不利に働くが、バルブ傘部の成形性を
よくするという利点がある。また、基地のＮｉ量を低減
させることができるので、Ｐｂ＋Ｓに対する耐食性の改
善と合金のコスト低減にも役立つ。そのためにＦｅは１
２％まで、添加できるが、１２％を超えると極度に高温
強度が低下してしまうので、Ｆｅは１２％以下に限定す
る。より望ましいＦｅの範囲は６％以下である。
高温強度の点では不利に働くが、バルブ傘部の成形性を
よくするという利点がある。また、基地のＮｉ量を低減
させることができるので、Ｐｂ＋Ｓに対する耐食性の改
善と合金のコスト低減にも役立つ。そのためにＦｅは１
２％まで、添加できるが、１２％を超えると極度に高温
強度が低下してしまうので、Ｆｅは１２％以下に限定す
る。より望ましいＦｅの範囲は６％以下である。
【００１１】Ｃｒは合金に耐酸化性とＰｂ＋Ｓに対する
耐食性を付与するのに不可欠の元素であり、エンジンバ
ルブ用としての耐酸化性やＰｂ＋Ｓに対する耐食性を保
証するために最低１７％は必要であるが、２３．５％を
超えると組織が不安定となり、α′相（Ｃrが富化した
フェライト相)またはσ相などの有害相を生成し、クリ
ープ破断強度と常温延性の低下を招くので、Ｃｒは１７
〜２３．５％とする。
耐食性を付与するのに不可欠の元素であり、エンジンバ
ルブ用としての耐酸化性やＰｂ＋Ｓに対する耐食性を保
証するために最低１７％は必要であるが、２３．５％を
超えると組織が不安定となり、α′相（Ｃrが富化した
フェライト相)またはσ相などの有害相を生成し、クリ
ープ破断強度と常温延性の低下を招くので、Ｃｒは１７
〜２３．５％とする。
【００１２】ＭｏとＷは同族の元素で、ともにオーステ
ナイト基地を固溶強化し、高温疲労強度と高温クリープ
破断強度を著しく高める効果をもつ。ＷはＭｏの２倍の
原子量をもつために、拡散速度がＭｏよりも小さく、同
じ原子％の添加（重量比ではＷ／Ｍｏ＝２）では、クリ
ープ強度などには、ＷはＭｏより有利に働き、また耐食
性の点でもＷはＭｏよりも有利である。しかし、重量％
の比較では、ＷはＭｏと同等の強度を得るためにＭｏの
２倍近い添加が必要になるので、価格および比重の点で
不利である。これらの長所・短所を考慮して、ＭoとＷ
は必要に応じて１種または２種を添加することができ、
Ｍｏ＋1/2Ｗの量で規定する。Ｍｏ＋1/2Ｗが２％より低
いと高温強度が不足し、逆に５．５％を超える過度の添
加は熱間加工性を害し、Ｃｒと同様α′相（Ｍo,Ｗが富
化したフェライト相）またはσ相などの有害相の析出を
生じるために、Ｍｏ＋1/2Ｗは２．０〜５．５％に限定
する。より望ましいＭｏ＋1/2Ｗ量は３．５〜５．０％
である。
ナイト基地を固溶強化し、高温疲労強度と高温クリープ
破断強度を著しく高める効果をもつ。ＷはＭｏの２倍の
原子量をもつために、拡散速度がＭｏよりも小さく、同
じ原子％の添加（重量比ではＷ／Ｍｏ＝２）では、クリ
ープ強度などには、ＷはＭｏより有利に働き、また耐食
性の点でもＷはＭｏよりも有利である。しかし、重量％
の比較では、ＷはＭｏと同等の強度を得るためにＭｏの
２倍近い添加が必要になるので、価格および比重の点で
不利である。これらの長所・短所を考慮して、ＭoとＷ
は必要に応じて１種または２種を添加することができ、
Ｍｏ＋1/2Ｗの量で規定する。Ｍｏ＋1/2Ｗが２％より低
いと高温強度が不足し、逆に５．５％を超える過度の添
加は熱間加工性を害し、Ｃｒと同様α′相（Ｍo,Ｗが富
化したフェライト相）またはσ相などの有害相の析出を
生じるために、Ｍｏ＋1/2Ｗは２．０〜５．５％に限定
する。より望ましいＭｏ＋1/2Ｗ量は３．５〜５．０％
である。
【００１３】Ａｌは安定なガンマプライム相を析出させ
て所望の高温強度を得るために不可欠な元素であり、最
低１．０％を必要とするが、２．０％を越えると熱間加
工性が劣化するので、１．０〜２．０％に限定する。よ
り望ましいＡｌの範囲は１．２５〜１．７５％である。
て所望の高温強度を得るために不可欠な元素であり、最
低１．０％を必要とするが、２．０％を越えると熱間加
工性が劣化するので、１．０〜２．０％に限定する。よ
り望ましいＡｌの範囲は１．２５〜１．７５％である。
【００１４】Ｔｉは本発明合金において、優先的にＣと
結びついてＭＣ型の一次炭化物を生成する一方、残部は
ＡｌとともにＮｉと結びついてガンマプライム相を析出
させ高温強度を高める作用があり、２．５％以上の添加
を必要とするが５．０％を越えるとガンマプライム相が
高温で不安定となってη相を生成しやすくし、また熱間
加工性を害するため、Ｔｉは２．５〜５．０％に限定す
る。より望ましいＴｉの範囲は３．０〜４．０％であ
る。
結びついてＭＣ型の一次炭化物を生成する一方、残部は
ＡｌとともにＮｉと結びついてガンマプライム相を析出
させ高温強度を高める作用があり、２．５％以上の添加
を必要とするが５．０％を越えるとガンマプライム相が
高温で不安定となってη相を生成しやすくし、また熱間
加工性を害するため、Ｔｉは２．５〜５．０％に限定す
る。より望ましいＴｉの範囲は３．０〜４．０％であ
る。
【００１５】本発明の目的の達成のためにはＡｌとＴｉ
はそれぞれ単独に上述の成分範囲を満足する必要がある
だけでなく、ガンマプライム構成元素として、それぞれ
の元素の総和を適正範囲とすることも重要である。本発
明によればＴｉの一部はＭＣ炭化物を生成するため、ガ
ンマプライム相の析出に関与するＡｌとＴｉ量を有効Ｔ
ｉ当量とすると、有効Ｔｉ当量は１．８Ａｌ＋Ｔｉ−４
Ｃ（比較合金でＮｂを含む場合は、１．８Ａｌ＋Ｔｉ＋
０．５Ｎｂ−４Ｃ）で表される。前記有効Ｔｉ当量値に
比例してガンマプライム相の量は増加するが、本発明に
おいて有効Ｔｉ当量が５．０未満の場合、目標とする高
温強度が得られず、逆に６．０を越えると熱間加工性を
害し、バルブの鍛造成形が困難となるため、有効Ｔｉ当
量は５．０〜６．０の範囲に限定する。より望ましい有
効Ｔｉ当量は５．２〜５．８である。
はそれぞれ単独に上述の成分範囲を満足する必要がある
だけでなく、ガンマプライム構成元素として、それぞれ
の元素の総和を適正範囲とすることも重要である。本発
明によればＴｉの一部はＭＣ炭化物を生成するため、ガ
ンマプライム相の析出に関与するＡｌとＴｉ量を有効Ｔ
ｉ当量とすると、有効Ｔｉ当量は１．８Ａｌ＋Ｔｉ−４
Ｃ（比較合金でＮｂを含む場合は、１．８Ａｌ＋Ｔｉ＋
０．５Ｎｂ−４Ｃ）で表される。前記有効Ｔｉ当量値に
比例してガンマプライム相の量は増加するが、本発明に
おいて有効Ｔｉ当量が５．０未満の場合、目標とする高
温強度が得られず、逆に６．０を越えると熱間加工性を
害し、バルブの鍛造成形が困難となるため、有効Ｔｉ当
量は５．０〜６．０の範囲に限定する。より望ましい有
効Ｔｉ当量は５．２〜５．８である。
【００１６】ＢとＺｒは本発明において粒界強化作用に
より高温の強度と延性を高めるのに有効であり、単独ま
たは複合添加することができる。Ｂは０．００１％未
満、Ｚｒは０．００５％未満では添加する効果が少な
く、Ｂ，Ｚｒがそれぞれ０．０２０％、０．１５％を越
えると加熱時の初期溶融温度が低下して熱間加工性が劣
化するので、その範囲をそれぞれＢ０．００１〜０．０
２０％、Ｚｒ０．００５〜０．１５％に限定する。Ｎｉ
はオーステナイト基地を安定化するとともに、ガンマプ
ライム相の析出に不可欠の元素であるため残部とする。
さらに、ＭｇやＣａはＮｉ基耐熱合金の熱間加工性を改
善する微量添加元素として知られており、本発明合金に
ついてもそれぞれ以下の量を添加することもできるもの
とする。 Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％ Ｃａ：０．０００５〜０．０２％
より高温の強度と延性を高めるのに有効であり、単独ま
たは複合添加することができる。Ｂは０．００１％未
満、Ｚｒは０．００５％未満では添加する効果が少な
く、Ｂ，Ｚｒがそれぞれ０．０２０％、０．１５％を越
えると加熱時の初期溶融温度が低下して熱間加工性が劣
化するので、その範囲をそれぞれＢ０．００１〜０．０
２０％、Ｚｒ０．００５〜０．１５％に限定する。Ｎｉ
はオーステナイト基地を安定化するとともに、ガンマプ
ライム相の析出に不可欠の元素であるため残部とする。
さらに、ＭｇやＣａはＮｉ基耐熱合金の熱間加工性を改
善する微量添加元素として知られており、本発明合金に
ついてもそれぞれ以下の量を添加することもできるもの
とする。 Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％ Ｃａ：０．０００５〜０．０２％
【００１７】
【実施例】表１に示す組成の合金を真空誘導溶解によっ
て１０kgのインゴットにした後、熱間鍛造によって３０
mm角の棒材を作成した。これに１１００℃×３０分保持
後水冷の固溶化処理（従来合金Ｎｏ．３１と３２のみ１
０５０℃×３０分、水冷）と７５０℃×４時間後空冷の
時効処理を行ない、ＪＩＳ結晶粒度番号、熱処理まま、
および９００℃×３００時間保持後の常温硬さ、９００
℃の引張強さ、８５０℃−３５kgf/mm2負荷時の回転曲
げ疲労破断回数、９００℃−１２kgf/mm2負荷時のクリ
ープ破断時間、６０％ＰｂＯ＋４０％ＰｂＳＯ４の混合
灰中での９２０℃×１時間後の腐食減量および高温高速
引張試験後の絞り（１１５０℃、歪速度４．２ｓｅｃマ
イナス１乗）について測定した。これらの結果を表２に
示す。
て１０kgのインゴットにした後、熱間鍛造によって３０
mm角の棒材を作成した。これに１１００℃×３０分保持
後水冷の固溶化処理（従来合金Ｎｏ．３１と３２のみ１
０５０℃×３０分、水冷）と７５０℃×４時間後空冷の
時効処理を行ない、ＪＩＳ結晶粒度番号、熱処理まま、
および９００℃×３００時間保持後の常温硬さ、９００
℃の引張強さ、８５０℃−３５kgf/mm2負荷時の回転曲
げ疲労破断回数、９００℃−１２kgf/mm2負荷時のクリ
ープ破断時間、６０％ＰｂＯ＋４０％ＰｂＳＯ４の混合
灰中での９２０℃×１時間後の腐食減量および高温高速
引張試験後の絞り（１１５０℃、歪速度４．２ｓｅｃマ
イナス１乗）について測定した。これらの結果を表２に
示す。
【００１８】
【表１】
【００１９】
【表２】
【００２０】ここで、Ｎｏ．１〜１１は本発明合金、Ｎ
ｏ．２１〜２７は比較合金、Ｎｏ．３１と３２は従来合
金である。本発明合金および比較合金の固溶化処理温度
を従来合金よりも高めたのは、ガンマプライム相の十分
な固溶を目的としたためである。従来合金のうちＮｏ．
３１はＮＣＦ７５１相当合金でありＮｏ．３２は特公昭
６３−３９６５４号に開示される合金である。
ｏ．２１〜２７は比較合金、Ｎｏ．３１と３２は従来合
金である。本発明合金および比較合金の固溶化処理温度
を従来合金よりも高めたのは、ガンマプライム相の十分
な固溶を目的としたためである。従来合金のうちＮｏ．
３１はＮＣＦ７５１相当合金でありＮｏ．３２は特公昭
６３−３９６５４号に開示される合金である。
【００２１】表１および表２より、本発明合金Ｎｏ．１
〜１１は、いずれもＭＣ炭化物を適量分散させているた
めに１１００℃の固溶化処理でも従来合金の１０５０℃
固溶化処理材と同等以上の微細な結晶粒をもち、従来合
金Ｎｏ．３２に比べ熱処理ままおよび高温長時間加熱後
の硬さ、９００℃の引張強さ、８５０℃の疲労破断回数
および９００℃のクリープ破断時間において全て上回る
特性を示すことがわかる。一方、本発明合金の１１５０
℃の高温伸びは、いずれも８０％以上の良好な値を示
し、熱間加工性についてもバルブ材として、適している
ことがわかる。さらに本発明合金は、従来合金Ｎｏ．３
１や３２に比べてＰｂ＋Ｓに対する耐食性も大巾に改善
されていることがわかる。
〜１１は、いずれもＭＣ炭化物を適量分散させているた
めに１１００℃の固溶化処理でも従来合金の１０５０℃
固溶化処理材と同等以上の微細な結晶粒をもち、従来合
金Ｎｏ．３２に比べ熱処理ままおよび高温長時間加熱後
の硬さ、９００℃の引張強さ、８５０℃の疲労破断回数
および９００℃のクリープ破断時間において全て上回る
特性を示すことがわかる。一方、本発明合金の１１５０
℃の高温伸びは、いずれも８０％以上の良好な値を示
し、熱間加工性についてもバルブ材として、適している
ことがわかる。さらに本発明合金は、従来合金Ｎｏ．３
１や３２に比べてＰｂ＋Ｓに対する耐食性も大巾に改善
されていることがわかる。
【００２２】比較合金のうちＮｏ．２１はＣｏ含有量が
高すぎるために、各種高温強度はいずれも高い値が得ら
れるが、Ｐｂ＋Ｓに対する耐食性と高温伸びが本発明合
金に比べて劣っている。Ｎｏ．２２はＣｒ含有量が高す
ぎるために、クリープ破断時が極端に低下している。Ｎ
ｏ．２３はＣ含有量が低く、ＭＣ炭化物量が少ないため
に、結晶粒が粗大化し、その結果、疲労強度が本発明合
金に比べ大幅に劣り、また、高温伸びも低下しており、
本発明合金においていかにＭＣ炭化物が高温強度に寄与
しているかが明らかである。また、Ｎｏ．２４は本発明
合金に対し、Ｃｏ無添加の組成を示す比較合金であり、
各種高温強度が従来合金Ｎｏ．３２並みとなっており、
本発明合金においてＣｏは必須の添加元素であることが
わかる。
高すぎるために、各種高温強度はいずれも高い値が得ら
れるが、Ｐｂ＋Ｓに対する耐食性と高温伸びが本発明合
金に比べて劣っている。Ｎｏ．２２はＣｒ含有量が高す
ぎるために、クリープ破断時が極端に低下している。Ｎ
ｏ．２３はＣ含有量が低く、ＭＣ炭化物量が少ないため
に、結晶粒が粗大化し、その結果、疲労強度が本発明合
金に比べ大幅に劣り、また、高温伸びも低下しており、
本発明合金においていかにＭＣ炭化物が高温強度に寄与
しているかが明らかである。また、Ｎｏ．２４は本発明
合金に対し、Ｃｏ無添加の組成を示す比較合金であり、
各種高温強度が従来合金Ｎｏ．３２並みとなっており、
本発明合金においてＣｏは必須の添加元素であることが
わかる。
【００２３】Ｎｏ．２５はＦｅが高すぎるために、ま
た、Ｎｏ．２７はＭｏ＋１／２Ｗ量が低すぎるために、
それぞれクリープ破断強度や他の高温強度が低下してい
る。また、Ｎｏ．２６は本発明合金と同じＴｉ当量で、
Ｎｂを含有する合金であるが、この合金の場合、クリー
プ破断時間が本発明合金よりも低く、また、Ｐｂ＋Ｓに
対する耐食性が本発明合金に比べ明らかに高い値を示す
が、これはＮｂの作用によるものである。
た、Ｎｏ．２７はＭｏ＋１／２Ｗ量が低すぎるために、
それぞれクリープ破断強度や他の高温強度が低下してい
る。また、Ｎｏ．２６は本発明合金と同じＴｉ当量で、
Ｎｂを含有する合金であるが、この合金の場合、クリー
プ破断時間が本発明合金よりも低く、また、Ｐｂ＋Ｓに
対する耐食性が本発明合金に比べ明らかに高い値を示す
が、これはＮｂの作用によるものである。
【００２４】
【発明の効果】本発明によれば、ＮＣＦ７５１合金製バ
ルブよりも優れた高温引張強度、高温クリープ破断強
度、高温疲労強度、長時間加熱時の軟化抵抗などの高温
の機械的性質だけでなく、Ｐｂ＋Ｓに対する耐食性およ
び熱間加工性を同時に満足する高性能排気エンジンバル
ブが得られ、バルブの細軸化とエンジンの燃焼温度を高
めることができ、その結果高性能・低燃費のエンジンが
製造可能となる。
ルブよりも優れた高温引張強度、高温クリープ破断強
度、高温疲労強度、長時間加熱時の軟化抵抗などの高温
の機械的性質だけでなく、Ｐｂ＋Ｓに対する耐食性およ
び熱間加工性を同時に満足する高性能排気エンジンバル
ブが得られ、バルブの細軸化とエンジンの燃焼温度を高
めることができ、その結果高性能・低燃費のエンジンが
製造可能となる。
Claims (1)
- 【請求項１】 重量％でＣ０．１６〜０．５４％、Ｓｉ
０．５％以下、Ｍｎ１．０％以下、Ｃｏ２．０〜８．０
％、Ｆｅ１２％以下、Ｃｒ１７．０〜２３．５％、およ
びＭｏとＷの１種または２種を２．０≦Ｍｏ＋１／２Ｗ
≦５．５の範囲で含み、さらにＡｌ１．０〜２．０％、
Ｔｉ２．５〜５．０％（ただし、５．０≦１．８Ａｌ＋
Ｔｉ−４Ｃ≦６．０）、およびＢ０．００１〜０．０２
０％とＺｒ０．００５〜０．１５％の１種または２種を
含み、残部は不純物を除き本質的にＮｉからなり、合金
組織中に分散したＭＣ炭化物を１．５〜５．０原子％含
有す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 |
|---|---|---|---|
| JP3217091A JPH0559472A (ja) | 1991-08-28 | 1991-08-28 | エンジンバルブ用耐熱合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3217091A JPH0559472A (ja) | 1991-08-28 | 1991-08-28 | エンジンバルブ用耐熱合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0559472A true JPH0559472A (ja) | 1993-03-09 |
Family
ID=16698699
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3217091A Pending JPH0559472A (ja) | 1991-08-28 | 1991-08-28 | エンジンバルブ用耐熱合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0559472A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1696108A1 (en) * | 2005-01-19 | 2006-08-30 | Daido Steel Co.,Ltd. | Heat resistant alloy for exhaust valves durable at 900°C and exhaust valves made for the alloy |
-
1991
- 1991-08-28 JP JP3217091A patent/JPH0559472A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1696108A1 (en) * | 2005-01-19 | 2006-08-30 | Daido Steel Co.,Ltd. | Heat resistant alloy for exhaust valves durable at 900°C and exhaust valves made for the alloy |
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Legal Events
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