JPH07216482A - 排気バルブ用合金 - Google Patents
排気バルブ用合金Info
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- JPH07216482A JPH07216482A JP6038999A JP3899994A JPH07216482A JP H07216482 A JPH07216482 A JP H07216482A JP 6038999 A JP6038999 A JP 6038999A JP 3899994 A JP3899994 A JP 3899994A JP H07216482 A JPH07216482 A JP H07216482A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】従来の高強度Ｎｉ基超合金排気バルブ材（ＮＣ
Ｆ７５１）よりも高強度かつ、耐高温腐食性に優れ、良
好な加工性を備えた高性能排気バルブ用合金を提供す
る。 【構成】本願高性能排気バルブ用合金は重量でＣ：０．
０１〜０．２０％、Ｓｉ：２％以下、Ｍｎ：２％以下、
Ｃｒ：１５〜２５％、Ｍｏ＋１／２Ｗ：０．５〜３．０
％、Ｎｂ＋Ｔａ：０．３〜３．０％、Ｔｉ：１．５〜
３．５％、Ａｌ：０．５〜２．５％、Ｆｅ：５％〜１５
％、Ｚｒ：０．０１〜０．１０％、Ｂ：０．００１０〜
０．０２％、とＣａ：０．００１〜０．０３％、Ｍｇ：
０．００１〜０．０３％から選ばれる１種または２種を
含み、かつ原子％でＡｌ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｔａ＝６．０〜
７．０％、残部Ｎｉ（Ｎｉの一部はＣｏで置換可能）か
らなる。また、必要に応じてＶ：０．２〜１．０％含有
させることができる。
Ｆ７５１）よりも高強度かつ、耐高温腐食性に優れ、良
好な加工性を備えた高性能排気バルブ用合金を提供す
る。 【構成】本願高性能排気バルブ用合金は重量でＣ：０．
０１〜０．２０％、Ｓｉ：２％以下、Ｍｎ：２％以下、
Ｃｒ：１５〜２５％、Ｍｏ＋１／２Ｗ：０．５〜３．０
％、Ｎｂ＋Ｔａ：０．３〜３．０％、Ｔｉ：１．５〜
３．５％、Ａｌ：０．５〜２．５％、Ｆｅ：５％〜１５
％、Ｚｒ：０．０１〜０．１０％、Ｂ：０．００１０〜
０．０２％、とＣａ：０．００１〜０．０３％、Ｍｇ：
０．００１〜０．０３％から選ばれる１種または２種を
含み、かつ原子％でＡｌ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｔａ＝６．０〜
７．０％、残部Ｎｉ（Ｎｉの一部はＣｏで置換可能）か
らなる。また、必要に応じてＶ：０．２〜１．０％含有
させることができる。
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
ンの排気バルブ用材料のほか、高温用ばねおよび排気ガ
ス浄化触媒用メッシュ材用線材ならびに各種加熱炉用治
具部品に適用可能である。
ンの排気バルブ用材料のほか、高温用ばねおよび排気ガ
ス浄化触媒用メッシュ材用線材ならびに各種加熱炉用治
具部品に適用可能である。
【０００２】
【従来技術】近年、エンジンの高出力・高回転化のた
め、エンジンバルブの多弁化（例えば１気筒毎に４本）
および細経化が進んでいる。これまで、ガソリンエンジ
ンでは、高Ｍｎ系のオーステナイト耐熱鋼ＳＵＨ３５
（Ｆｅ−９Ｍｎ−２１Ｃｒ−４Ｎｉ−０．５Ｃ−０．４
Ｎ）が広く使用されてきた。
め、エンジンバルブの多弁化（例えば１気筒毎に４本）
および細経化が進んでいる。これまで、ガソリンエンジ
ンでは、高Ｍｎ系のオーステナイト耐熱鋼ＳＵＨ３５
（Ｆｅ−９Ｍｎ−２１Ｃｒ−４Ｎｉ−０．５Ｃ−０．４
Ｎ）が広く使用されてきた。
【０００３】しかし、上記の理由により、最近では高強
度排気バルブとしてＮｉ基超合金ＮＣＦ７５１（Ｎｉ−
１５．５Ｃｒ−０．９Ｎｂ−１．２Ａｌ−２．３Ｔｉ−
７Ｆｅ−０．０５Ｃ）が使用されてきたが、近年の高出
力・高回転エンジンへの適用には８００℃以上の高温強
度が十分でないという問題があった。
度排気バルブとしてＮｉ基超合金ＮＣＦ７５１（Ｎｉ−
１５．５Ｃｒ−０．９Ｎｂ−１．２Ａｌ−２．３Ｔｉ−
７Ｆｅ−０．０５Ｃ）が使用されてきたが、近年の高出
力・高回転エンジンへの適用には８００℃以上の高温強
度が十分でないという問題があった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】現在、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特性がある。こ
の中でも、高温疲労強度は最も重要視される特性であ
る。
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特性がある。こ
の中でも、高温疲労強度は最も重要視される特性であ
る。
【０００５】前述のＮＣＦ７５１はＳＵＨ３５に比べ明
らかに８００℃までは高温強度に優れているが、８００
℃を越えると疲労強度が低下し、８５０℃になるＳＵＨ
３５に近い強度に、９００℃ではＳＵＨ３５よりも強度
が低下するという問題がある。
らかに８００℃までは高温強度に優れているが、８００
℃を越えると疲労強度が低下し、８５０℃になるＳＵＨ
３５に近い強度に、９００℃ではＳＵＨ３５よりも強度
が低下するという問題がある。
【０００６】また高温腐食においては、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する場
合に、燃焼生成物としてバルブ表面に生成するＰｂＯお
よびＰｂＳＯ４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Ｓ
ＵＨ３５に比べ腐食が大きいという問題がある。
加して高オクタン化を図った有鉛ガソリンを使用する場
合に、燃焼生成物としてバルブ表面に生成するＰｂＯお
よびＰｂＳＯ４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Ｓ
ＵＨ３５に比べ腐食が大きいという問題がある。
【０００７】さらに、ＮＣＦ７５１は高価なＮｉを７３
％も含み、ＳＵＨ３５等に比べ非常に高価な材料であ
る。そこで、本発明では、Ｎｉ基超合金ＮＣＦ７５１よ
りも高強度かつ、耐高温腐食性に優れ、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
同等あるいはそれ以上の排気バルブ用合金を開発するこ
とを目的とした。
％も含み、ＳＵＨ３５等に比べ非常に高価な材料であ
る。そこで、本発明では、Ｎｉ基超合金ＮＣＦ７５１よ
りも高強度かつ、耐高温腐食性に優れ、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
同等あるいはそれ以上の排気バルブ用合金を開発するこ
とを目的とした。
【０００８】
【課題を解決するための手段】上記のような、問題点を
解決すべく本発明においては次のような観点から新しい
合金を開発するに至った。
解決すべく本発明においては次のような観点から新しい
合金を開発するに至った。
【０００９】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鋭意研究した結果、２
０体積％以上析出すると高温でエンジンバルブへの加工
が難しいことが明らかになった。そこで、本発明合金に
おいては、γ’相形成元素である、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂお
よびＴａの添加量をコントロールして、γ’相が２０体
積％以上にならないようにコントロールしている。
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鋭意研究した結果、２
０体積％以上析出すると高温でエンジンバルブへの加工
が難しいことが明らかになった。そこで、本発明合金に
おいては、γ’相形成元素である、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂお
よびＴａの添加量をコントロールして、γ’相が２０体
積％以上にならないようにコントロールしている。
【００１０】２）高温強度は上述のγ’相ばかりでな
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っている。
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っている。
【００１１】３）前述のようにＮＣＦ７５１はＰｂＯ／
ＰｂＳＯ４の複合腐食特性が悪い。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に比べコストの低いＦｅの添加は合金
のコスト低減にも効果がある。そこで本発明では、高温
強度を害さいない範囲でＦｅを加え、コストの上昇を防
いでいるのが特長である。
ＰｂＳＯ４の複合腐食特性が悪い。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に比べコストの低いＦｅの添加は合金
のコスト低減にも効果がある。そこで本発明では、高温
強度を害さいない範囲でＦｅを加え、コストの上昇を防
いでいるのが特長である。
【００１２】すなわち、本発明の排気バルブ用合金は、
重量％で Ｃ：０．０１〜０．２０％ Ｓｉ：２％以下 Ｍｎ：２％以下 Ｃｒ：１５〜２５％ Ｍｏ＋１／２Ｗ：０．５〜３．０％ Ｎｂ：０．３〜３．０％（Ｎｂの一部はＴａで置き換え
られる） Ｔｉ：１．５〜３．５％ Ａｌ：０．５〜２．５％ Ｆｅ：５％〜１５％ Ｚｒ：０．０１〜０．１０％ Ｂ：０．００１０〜０．０２％ Ｃａ：０．００１〜０．０３％、Ｍｇ：０．００１〜
０．０３０％の内、１種または２種原子％で Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｔａ＝６．０〜７．０％ 残：Ｎｉ（Ｎｉの一部はＣｏで置き換えられる） からなること特徴とする排気バルブ用合金
重量％で Ｃ：０．０１〜０．２０％ Ｓｉ：２％以下 Ｍｎ：２％以下 Ｃｒ：１５〜２５％ Ｍｏ＋１／２Ｗ：０．５〜３．０％ Ｎｂ：０．３〜３．０％（Ｎｂの一部はＴａで置き換え
られる） Ｔｉ：１．５〜３．５％ Ａｌ：０．５〜２．５％ Ｆｅ：５％〜１５％ Ｚｒ：０．０１〜０．１０％ Ｂ：０．００１０〜０．０２％ Ｃａ：０．００１〜０．０３％、Ｍｇ：０．００１〜
０．０３０％の内、１種または２種原子％で Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｔａ＝６．０〜７．０％ 残：Ｎｉ（Ｎｉの一部はＣｏで置き換えられる） からなること特徴とする排気バルブ用合金
【００１３】
【作用および発明の効果】この発明による排気バルブ用
合金の成分組成範囲の限定理由は以下の通りである。
合金の成分組成範囲の限定理由は以下の通りである。
【００１４】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、高温強度を改善する。そして、このような効果を得
るためには少なくとも０．０１％以上の添加が必要であ
る。しかし、多量の添加は延性低下をきたし、熱間加工
性を悪化させるため上限を０．２０％とした。
し、高温強度を改善する。そして、このような効果を得
るためには少なくとも０．０１％以上の添加が必要であ
る。しかし、多量の添加は延性低下をきたし、熱間加工
性を悪化させるため上限を０．２０％とした。
【００１５】Ｓｉ：２％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
延性の低下をきたすため、上限を２％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
延性の低下をきたすため、上限を２％とした。
【００１６】Ｍｎ：２％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くなるばかりでなく、延
性を害するη相（Ｎｉ３Ｔｉ）の析出を助長するため、
上限を２％とした。
に添加すると高温酸化特性が悪くなるばかりでなく、延
性を害するη相（Ｎｉ３Ｔｉ）の析出を助長するため、
上限を２％とした。
【００１７】Ｃｒ：１５〜２５％ Ｃｒは、高温酸化および腐食を改善する元素である。十
分な耐高温酸化および腐食特性を維持するためには、１
５％以上が必要であるが２５％以上を越えるとオーステ
ナイト相が不安定になり脆化相のσおよびα相が析出し
延性が低下する。そこで、上限を２５％にした。
分な耐高温酸化および腐食特性を維持するためには、１
５％以上が必要であるが２５％以上を越えるとオーステ
ナイト相が不安定になり脆化相のσおよびα相が析出し
延性が低下する。そこで、上限を２５％にした。
【００１８】Ｍｏ＋１／２Ｗ：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。また、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はＭｏの原子量の２
倍を有しているため、固溶強化の効果は同一重量％では
１／２である。そしてこのような効果が現れるためには
最低０．５％以上の添加が必要である。一方添加し過ぎ
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延性が低下するため上限を３％
とした。尚、本発明ではＭｏおよびＷのいずれか一方が
有効量以下である場合も含まれる。すなわち、高耐食性
を必要とする場合はＷを高めに、また低コストを必要と
する場合にはＷの添加を省略する等、要求に応じて添加
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。また、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はＭｏの原子量の２
倍を有しているため、固溶強化の効果は同一重量％では
１／２である。そしてこのような効果が現れるためには
最低０．５％以上の添加が必要である。一方添加し過ぎ
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延性が低下するため上限を３％
とした。尚、本発明ではＭｏおよびＷのいずれか一方が
有効量以下である場合も含まれる。すなわち、高耐食性
を必要とする場合はＷを高めに、また低コストを必要と
する場合にはＷの添加を省略する等、要求に応じて添加
量の調整が可能である。
【００１９】Ｎｂ：０．３〜３．０％ ＮｂはＮｉ基超合金の析出強化相であるγ’相（Ｎｉ３
（Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａ）を形成する元素であり、
γ’相の強化を図るばかりでなく、γ’相の粗大化を防
ぐ効果がある。しかし、これらの効果を得るためには、
最低０．３％以上の添加が必要である。一方、添加し過
ぎるとδ相（Ｎｉ３（Ｎｂ、Ｔａ））が析出して延性低
下をきたす。そこで、上限を３．０％とした。なお、Ｔ
ａもＮｂと同様の効果を有しているが、高価な元素であ
るため本発明では対象としない。しかし、Ｎｂ原料中に
Ｔａが含まれることがあるるため、Ｎｂの一部をこの原
料中に含まれるＴａで置き換えても良い。
（Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａ）を形成する元素であり、
γ’相の強化を図るばかりでなく、γ’相の粗大化を防
ぐ効果がある。しかし、これらの効果を得るためには、
最低０．３％以上の添加が必要である。一方、添加し過
ぎるとδ相（Ｎｉ３（Ｎｂ、Ｔａ））が析出して延性低
下をきたす。そこで、上限を３．０％とした。なお、Ｔ
ａもＮｂと同様の効果を有しているが、高価な元素であ
るため本発明では対象としない。しかし、Ｎｂ原料中に
Ｔａが含まれることがあるるため、Ｎｂの一部をこの原
料中に含まれるＴａで置き換えても良い。
【００２０】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。また、Ｔｉの添加によってγ’相の時効
析出硬化が促進される。しかし、このような効果が十分
現れるためには最低１．５％の添加が必要である。ま
た、過剰な添加は脆化相のη相を析出させる結果とな
り、延性の低下をまねく。そこで添加の上限を３．５％
とした。
る元素である。また、Ｔｉの添加によってγ’相の時効
析出硬化が促進される。しかし、このような効果が十分
現れるためには最低１．５％の添加が必要である。ま
た、過剰な添加は脆化相のη相を析出させる結果とな
り、延性の低下をまねく。そこで添加の上限を３．５％
とした。
【００２１】Ａｌ：０．５〜２．５％ 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。しかし、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相が析出し脆化を起
こすため、最低０．５％以上の添加が必要である。一
方、添加量が多くなると熱間加工性が悪くなり、バルブ
への成形が不可能になるためその上限を２．５％とし
た。
である。しかし、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相が析出し脆化を起
こすため、最低０．５％以上の添加が必要である。一
方、添加量が多くなると熱間加工性が悪くなり、バルブ
への成形が不可能になるためその上限を２．５％とし
た。
【００２２】Ｆｅ：５〜１５％ Ｆｅは前述のＰｂＯ／ＰｂＳＯ４による高温複合腐食を
改善する効果を有する。また、合金のコスト低減の観点
からは必須の元素である。しかし、Ｆｅは高温強度の観
点からは積極的に添加する元素ではない。これまでの研
究の結果では、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１
５％とした。また、添加量を５％以下にすると、高温複
合腐食が大きくなるばかりでなく、溶解原料として安価
なスクラップやＷ、Ｍｏ、Ｎｂ等のＦｅを含む安価な母
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。
改善する効果を有する。また、合金のコスト低減の観点
からは必須の元素である。しかし、Ｆｅは高温強度の観
点からは積極的に添加する元素ではない。これまでの研
究の結果では、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１
５％とした。また、添加量を５％以下にすると、高温複
合腐食が大きくなるばかりでなく、溶解原料として安価
なスクラップやＷ、Ｍｏ、Ｎｂ等のＦｅを含む安価な母
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。
【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元素である。このよう
な効果が十分現れるためには０．００１％以上の添加必
要である。しかし、過剰の添加は熱間加工性を害するた
め添加の上限を０．０２％とした。
間加工性を改善する効果を有する元素である。このよう
な効果が十分現れるためには０．００１％以上の添加必
要である。しかし、過剰の添加は熱間加工性を害するた
め添加の上限を０．０２％とした。
【００２４】Ｚｒ：０．０１から０．２０％ ＺｒはＢ同様粒界に偏析してクリープ強度を高める効果
を有する。このような効果が十分現れるためには０．０
１％以上の添加必要である。しかし、過剰の添加はクリ
ープ特性を害するため添加の上限を０．２０％とした。
を有する。このような効果が十分現れるためには０．０
１％以上の添加必要である。しかし、過剰の添加はクリ
ープ特性を害するため添加の上限を０．２０％とした。
【００２５】Ｍｇ：０．００１〜０．０３％ Ｃａ：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
る元素であり、Ｃａは残留硫黄を硫化物として固定し、
熱間加工性を改善する効果がある。また、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、いずれの元素も添加し過ぎると熱間加工性を劣化さ
せるため、Ｍｇについては０．００１〜０．０３％、Ｃ
ａについては０．００１〜０．０３％の上限を設定し
た。
る元素であり、Ｃａは残留硫黄を硫化物として固定し、
熱間加工性を改善する効果がある。また、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、いずれの元素も添加し過ぎると熱間加工性を劣化さ
せるため、Ｍｇについては０．００１〜０．０３％、Ｃ
ａについては０．００１〜０．０３％の上限を設定し
た。
【００２６】Ｎｉ：残 Ｎｉはマトリックスであるオーステナイトを形成する主
元素であり、耐熱性および耐食性を向上させる元素であ
る。また、析出強化相であるγ’相を形成する元素でも
ある。そこで、Ｎｉを残とした。この場合、Ｎｉの一部
をＣｏで置き換えても目標の特性を損なうことはない。
元素であり、耐熱性および耐食性を向上させる元素であ
る。また、析出強化相であるγ’相を形成する元素でも
ある。そこで、Ｎｉを残とした。この場合、Ｎｉの一部
をＣｏで置き換えても目標の特性を損なうことはない。
【００２７】 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’相の
構成元素である。したがって十分なＮｉ量が存在する場
合、γ’相の析出体積率はこれら元素の原子％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
強度は増加する。しかし、γ’相の体積率が２０％を越
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７．０％に設定した。また、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
発揮することができない。そこで下限を６．０％に設定
した。
構成元素である。したがって十分なＮｉ量が存在する場
合、γ’相の析出体積率はこれら元素の原子％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
強度は増加する。しかし、γ’相の体積率が２０％を越
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７．０％に設定した。また、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
発揮することができない。そこで下限を６．０％に設定
した。
【００２８】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元素である。また、Ｃと
結合し安定なＭＣ炭化物であるＶＣを形成し、炭化物の
安定化を図る。さらに、オーステナイト相の延性を高め
る効果がある。このような効果が現れるためには、０．
２％以上の添加が必要であり、１％を越えると逆に延性
が低下する。そこで添加量の上限を１．０％とした。
強化によって高温強度を高める元素である。また、Ｃと
結合し安定なＭＣ炭化物であるＶＣを形成し、炭化物の
安定化を図る。さらに、オーステナイト相の延性を高め
る効果がある。このような効果が現れるためには、０．
２％以上の添加が必要であり、１％を越えると逆に延性
が低下する。そこで添加量の上限を１．０％とした。
【００２９】
【実施例】表１に示す本発明合金１０種と比較合金４種
および従来材ＮＣＦ７５１について、真空誘導炉溶解を
行い、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後、鋳肌
部を皮削りし、１１６０から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。
および従来材ＮＣＦ７５１について、真空誘導炉溶解を
行い、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後、鋳肌
部を皮削りし、１１６０から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。
【００３０】この丸棒に１０５０℃ｘ３０分／油冷の固
溶化熱処理を実施し、７５０℃ｘ４ｈｒ／空冷の時効熱
処理を行った後、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った。その結果
を表２に示す。
溶化熱処理を実施し、７５０℃ｘ４ｈｒ／空冷の時効熱
処理を行った後、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った。その結果
を表２に示す。
【００３１】なお、合金１２については鍛造時に割れが
発生、さらに合金１５については圧延時に一部割れが発
生したため、これらの残材より試験片を採取し各種試験
を実施した。
発生、さらに合金１５については圧延時に一部割れが発
生したため、これらの残材より試験片を採取し各種試験
を実施した。
【００３２】１）高温高速引張試験 高温高速引張試験は、５０℃間隔で８００℃〜１２５０
℃の間で、５０ｍｍ／ｓの引張速度で実施した。表１に
発明合金、従来合金および実験合金の高温高速引張試験
結果をもとに、バルブ傘部の鍛造加工に必要な６０％以
上の絞が得られる加工温度範囲を示した。
℃の間で、５０ｍｍ／ｓの引張速度で実施した。表１に
発明合金、従来合金および実験合金の高温高速引張試験
結果をもとに、バルブ傘部の鍛造加工に必要な６０％以
上の絞が得られる加工温度範囲を示した。
【００３３】これによると本発明合金、従来合金および
実験合金の１３、１４は２５０℃以上の良好な加工温度
範囲を有しているが、Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｔａ量が７．
０原子％よりも大きい合金１２ではγ’相が多量に析出
し、加工温度範囲が１５０℃と小さく鍛造時に割れが発
生した。
実験合金の１３、１４は２５０℃以上の良好な加工温度
範囲を有しているが、Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｔａ量が７．
０原子％よりも大きい合金１２ではγ’相が多量に析出
し、加工温度範囲が１５０℃と小さく鍛造時に割れが発
生した。
【００３４】また、熱間加工性を改善するＢの添加を行
わなかった合金１５も加工温度範囲が２３０℃と小さ
く、圧延時に一部に割れが発生した。さらに、Ｖを添加
した本発明合金１０は発明合金の中で最も大きな加工温
度範囲を示した。
わなかった合金１５も加工温度範囲が２３０℃と小さ
く、圧延時に一部に割れが発生した。さらに、Ｖを添加
した本発明合金１０は発明合金の中で最も大きな加工温
度範囲を示した。
【００３５】２）高温引張試験および回転曲げ疲労試験
結果 表１に８５０℃における引張試験結果および回転曲げ疲
労試験結果を示す。これによれば、本発明合金は従来合
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。合金１２は本発明合金
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。また合金１５は本発明合金と同程度の強度を示
しているが、前述したようにＢの添加がないため熱間加
工性が悪く圧延時に割れが発生している。
結果 表１に８５０℃における引張試験結果および回転曲げ疲
労試験結果を示す。これによれば、本発明合金は従来合
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。合金１２は本発明合金
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。また合金１５は本発明合金と同程度の強度を示
しているが、前述したようにＢの添加がないため熱間加
工性が悪く圧延時に割れが発生している。
【００３６】また、比較合金１３はＡｌ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋
Ｔａ量が６．０以下のため析出γ’相が少なく従来合金
と同程度の強度しか示していないのがわかる。
Ｔａ量が６．０以下のため析出γ’相が少なく従来合金
と同程度の強度しか示していないのがわかる。
【００３７】３）高温腐食試験結果 高温腐食試験はＰｂＯとＰｂＳＯ４を４対６の割合で配
合した混合灰を用い、９２０℃で１時間の腐食試験を行
った後、腐食減量を測定して行った。試験結果を表２に
示した。
合した混合灰を用い、９２０℃で１時間の腐食試験を行
った後、腐食減量を測定して行った。試験結果を表２に
示した。
【００３８】これによれば本発明合金は従来合金に比べ
腐食減量が少なく高温腐食特性に優れているのがわか
る。一方Ｆｅの少ない比較合金１４は、本発明合金と同
程度の熱間加工性および強度を示したが、高温腐食特性
は従来合金よりも劣っていることがわかる。
腐食減量が少なく高温腐食特性に優れているのがわか
る。一方Ｆｅの少ない比較合金１４は、本発明合金と同
程度の熱間加工性および強度を示したが、高温腐食特性
は従来合金よりも劣っていることがわかる。
【００３９】表１
【００４０】表２
【００４１】
【発明の効果】したがって、本発明においては従来の排
気バルブ用超合金Ｉｎｃｏｎｅ１７５１よりも高強度で
かつ耐食性に優れた排気バルブ用超合金を提供すること
ができ、高性能、高出力エンジンの排気バルブに適用し
て極めて有効である。
気バルブ用超合金Ｉｎｃｏｎｅ１７５１よりも高強度で
かつ耐食性に優れた排気バルブ用超合金を提供すること
ができ、高性能、高出力エンジンの排気バルブに適用し
て極めて有効である。
Claims (2)
- 【請求項１】本発明の排気バルブ用合金は、重量％で Ｃ：０．０１〜０．２０％ Ｓｉ：２％以下 Ｍｎ：２％以下 Ｃｒ：１５〜２５％ Ｍｏ＋１／２Ｗ：０．５〜３．０％ Ｎｂ：０．３〜３．０％（Ｎｂの一部はＴａで置き換え
られる） Ｔｉ：１．５／３．５％ Ａｌ：０．５〜２．５％ Ｆｅ：５％〜１５％ Ｚｒ：０．０１〜０．２０％ Ｂ：０．００１０〜０．０２％ Ｃａ：０．００１〜０．０３％、Ｍｇ：０．００１〜
０．０３％の内、１種または２種原子％で Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｔａ＝６．０〜７．０％ 残：Ｎｉ（Ｎｉの一部はＣｏで置き換えられる） からなること特徴と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、Ｖ
を０．２〜１．０重量％含有させたことを特徴とする排
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 true JPH07216482A (ja) | 1995-08-15 |
| JP3412234B2 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) |
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002294374A (ja) * | 2001-04-04 | 2002-10-09 | Hitachi Metals Ltd | 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 |
| JP2007064621A (ja) * | 2006-10-06 | 2007-03-15 | Sumitomo Electric Ind Ltd | グロープラグ |
| US7481970B2 (en) | 2004-05-26 | 2009-01-27 | Hitachi Metals, Ltd. | Heat resistant alloy for use as material of engine valve |
| JP2013216939A (ja) * | 2012-04-06 | 2013-10-24 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Ｎｉ基耐熱合金 |
| CN103740983A (zh) * | 2013-12-19 | 2014-04-23 | 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 |
| JP2015108177A (ja) * | 2013-12-05 | 2015-06-11 | 株式会社不二越 | ニッケル基合金 |
| JP2015108178A (ja) * | 2013-12-05 | 2015-06-11 | 株式会社不二越 | ニッケル基合金製バルブ部品 |
| 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 |
| US10240223B2 (en) | 2015-01-26 | 2019-03-26 | Hitachi Metals, Ltd. | Ni-based alloy having excellent high-temperature creep characteristics, and gas turbine member using the same |
| GB2586036A (en) * | 2019-07-30 | 2021-02-03 | Alloyed Ltd | A nickel-based alloy |
-
1994
- 1994-01-25 JP JP03899994A patent/JP3412234B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002294374A (ja) * | 2001-04-04 | 2002-10-09 | Hitachi Metals Ltd | 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 |
| JP2007064621A (ja) * | 2006-10-06 | 2007-03-15 | Sumitomo Electric Ind Ltd | グロープラグ |
| JP2013216939A (ja) * | 2012-04-06 | 2013-10-24 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Ｎｉ基耐熱合金 |
| JP2015108177A (ja) * | 2013-12-05 | 2015-06-11 | 株式会社不二越 | ニッケル基合金 |
| JP2015108178A (ja) * | 2013-12-05 | 2015-06-11 | 株式会社不二越 | ニッケル基合金製バルブ部品 |
| CN103740983A (zh) * | 2013-12-19 | 2014-04-23 | 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 |
| US10240223B2 (en) | 2015-01-26 | 2019-03-26 | Hitachi Metals, Ltd. | Ni-based alloy having excellent high-temperature creep characteristics, and gas turbine member using the same |
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| GB2586036A (en) * | 2019-07-30 | 2021-02-03 | Alloyed Ltd | A nickel-based alloy |
| WO2021019240A1 (en) * | 2019-07-30 | 2021-02-04 | Alloyed Limited | A nickel-based alloy |
| GB2586036B (en) * | 2019-07-30 | 2022-06-01 | Alloyed Ltd | A nickel-based alloy |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3412234B2 (ja) | 2003-06-03 |
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