JPH10130789A - 冷間加工性に優れた耐熱合金 - Google Patents
冷間加工性に優れた耐熱合金Info
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- JPH10130789A JPH10130789A JP30122396A JP30122396A JPH10130789A JP H10130789 A JPH10130789 A JP H10130789A JP 30122396 A JP30122396 A JP 30122396A JP 30122396 A JP30122396 A JP 30122396A JP H10130789 A JPH10130789 A JP H10130789A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】熱間加工性に優れ、時効処理によって十分な硬
さ，強度が得られるとともに冷間加工性に優れ、自動車
エンジン用排気バルブ等の耐熱部品を冷間加工にて製造
可能であり、製造コストを安価となし得る析出硬化型の
耐熱合金を提供する。 【解決手段】耐熱合金の組成を重量％で、Ｃ：０．０１
〜０．１％，Ｓｉ：≦２％，Ｍｎ：≦２％，Ｃｒ：１２
〜２５％，Ｎｂ＋Ｔａ：０．２〜２．０％，Ｔｉ：１．
５〜３．５％，Ａｌ：０．５〜３．０％，Ｎｉ：２５〜
４５％，Ｃｕ：０．１〜５．０％，残部不可避的不純物
及びＦｅから成る組成とする。
さ，強度が得られるとともに冷間加工性に優れ、自動車
エンジン用排気バルブ等の耐熱部品を冷間加工にて製造
可能であり、製造コストを安価となし得る析出硬化型の
耐熱合金を提供する。 【解決手段】耐熱合金の組成を重量％で、Ｃ：０．０１
〜０．１％，Ｓｉ：≦２％，Ｍｎ：≦２％，Ｃｒ：１２
〜２５％，Ｎｂ＋Ｔａ：０．２〜２．０％，Ｔｉ：１．
５〜３．５％，Ａｌ：０．５〜３．０％，Ｎｉ：２５〜
４５％，Ｃｕ：０．１〜５．０％，残部不可避的不純物
及びＦｅから成る組成とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は自動車エンジン用
排気バルブ，耐熱ボルト，自動車エンジン用排気ガス触
媒ニットメッシュ等に用いて好適な耐熱合金、特に冷間
加工性に優れた耐熱合金に関し、詳しくは冷間加工後に
固溶化熱処理を加えて時効処理して用いることのできる
耐熱合金に関する。
排気バルブ，耐熱ボルト，自動車エンジン用排気ガス触
媒ニットメッシュ等に用いて好適な耐熱合金、特に冷間
加工性に優れた耐熱合金に関し、詳しくは冷間加工後に
固溶化熱処理を加えて時効処理して用いることのできる
耐熱合金に関する。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】自動車
エンジン用排気バルブ等に用いる耐熱材料としては、従
来高Ｍｎ系のオーステナイト耐熱鋼ＪＩＳ ＳＵＨ３５
（Ｆｅ−９Ｍｎ−２１Ｃｒ−４Ｎｉ−０．５Ｃ−０．４
Ｎ）或いはＮｉ基超合金ＪＩＳ ＮＣＦ７５１（Ｎｉ−
１５．５Ｃｒ−０．９Ｎｂ−１．２Ａｌ−２．３Ｔｉ−
７Ｆｅ−０．０５Ｃ）等が使用されてきた。
エンジン用排気バルブ等に用いる耐熱材料としては、従
来高Ｍｎ系のオーステナイト耐熱鋼ＪＩＳ ＳＵＨ３５
（Ｆｅ−９Ｍｎ−２１Ｃｒ−４Ｎｉ−０．５Ｃ−０．４
Ｎ）或いはＮｉ基超合金ＪＩＳ ＮＣＦ７５１（Ｎｉ−
１５．５Ｃｒ−０．９Ｎｂ−１．２Ａｌ−２．３Ｔｉ−
７Ｆｅ−０．０５Ｃ）等が使用されてきた。
【０００３】後者のＮｉ基超合金は高温強度，高温酸
化，高温腐食に優れた合金であるが、Ｎｉを７０％強含
んでいることからコストが高いといった問題がある。そ
こで高価なＮｉ量を低減する試みが従来なされており、
Ｎｉ含有量４０％或いはそれ以下の含有量の合金の開発
も行われている。
化，高温腐食に優れた合金であるが、Ｎｉを７０％強含
んでいることからコストが高いといった問題がある。そ
こで高価なＮｉ量を低減する試みが従来なされており、
Ｎｉ含有量４０％或いはそれ以下の含有量の合金の開発
も行われている。
【０００４】しかしながらＮｉ含有量を更に低減すると
なると性能的な問題が生じ、現実的にはそれ以上にＮｉ
含有量を低減することは困難である。
なると性能的な問題が生じ、現実的にはそれ以上にＮｉ
含有量を低減することは困難である。
【０００５】Ｎｉ含有量を更に低減した場合、Ｆｅの増
加によって高温における組織安定性が劣化してしまい、
高温で長時間使用すると脆化相であるη相（Ｎｉ3Ｔ
ｉ）が析出し、高温強度の低下、室温での靱性低下をも
たらしてしまう。このようにＮｉ含有量の低減は性能的
な問題から自ずと限界がある。
加によって高温における組織安定性が劣化してしまい、
高温で長時間使用すると脆化相であるη相（Ｎｉ3Ｔ
ｉ）が析出し、高温強度の低下、室温での靱性低下をも
たらしてしまう。このようにＮｉ含有量の低減は性能的
な問題から自ずと限界がある。
【０００６】ところで上記自動車エンジン用排気バルブ
等の耐熱部品は、従来これを熱間でのアプセット加工，
熱間押出加工等の熱間加工にて製造しているが、例えば
自動車エンジン用排気バルブ等の耐熱部品は表面傷その
他の要求特性が厳しく、熱処理後において機械加工によ
る仕上げ加工の加工量，加工工数が多くなって加工に要
する時間が長く、このことがコストを高めてしまう１つ
の要因となっていた。そこでこれを冷間加工にて製造で
きるようにすれば、コストを更に低減することが可能で
ある。
等の耐熱部品は、従来これを熱間でのアプセット加工，
熱間押出加工等の熱間加工にて製造しているが、例えば
自動車エンジン用排気バルブ等の耐熱部品は表面傷その
他の要求特性が厳しく、熱処理後において機械加工によ
る仕上げ加工の加工量，加工工数が多くなって加工に要
する時間が長く、このことがコストを高めてしまう１つ
の要因となっていた。そこでこれを冷間加工にて製造で
きるようにすれば、コストを更に低減することが可能で
ある。
【０００７】しかしながら従来提供ないし提案されてい
る耐熱材料は熱間加工を前提としており、冷間加工にて
耐熱部品を製造することが困難な材料である。即ち冷間
加工にて耐熱部品を製造するには、耐熱材料が冷間加工
性に優れたものであることが要求される。
る耐熱材料は熱間加工を前提としており、冷間加工にて
耐熱部品を製造することが困難な材料である。即ち冷間
加工にて耐熱部品を製造するには、耐熱材料が冷間加工
性に優れたものであることが要求される。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本願の発明はこのような
課題を解決するためになされたものである。而して本願
の請求項１の耐熱合金は、重量％で、Ｃ：０．０１〜
０．１％，Ｓｉ：≦２％，Ｍｎ：≦２％，Ｃｒ：１２〜
２５％，Ｎｂ＋Ｔａ：０．２〜２．０％，Ｔｉ：１．５
〜３．５％，Ａｌ：０．５〜３．０％，Ｎｉ：２５〜４
５％，Ｃｕ：０．１〜５．０％残部不可避的不純物及び
Ｆｅからなる合金組成を有することを特徴とする。
課題を解決するためになされたものである。而して本願
の請求項１の耐熱合金は、重量％で、Ｃ：０．０１〜
０．１％，Ｓｉ：≦２％，Ｍｎ：≦２％，Ｃｒ：１２〜
２５％，Ｎｂ＋Ｔａ：０．２〜２．０％，Ｔｉ：１．５
〜３．５％，Ａｌ：０．５〜３．０％，Ｎｉ：２５〜４
５％，Ｃｕ：０．１〜５．０％残部不可避的不純物及び
Ｆｅからなる合金組成を有することを特徴とする。
【０００９】請求項２のものは、請求項１において、更
にＷ，Ｍｏ，Ｖの何れか１種若しくは２種以上を重量％
で、Ｗ：≦３％，Ｍｏ：≦３％，Ｖ：≦１％且つ、１／
２Ｗ＋Ｍｏ＋Ｖ：≦３％の範囲で含有していることを特
徴とする。
にＷ，Ｍｏ，Ｖの何れか１種若しくは２種以上を重量％
で、Ｗ：≦３％，Ｍｏ：≦３％，Ｖ：≦１％且つ、１／
２Ｗ＋Ｍｏ＋Ｖ：≦３％の範囲で含有していることを特
徴とする。
【００１０】請求項３のものは、請求項１，２の何れか
において、重量％で、Ｎｉ＋Ｃｏ：２５〜４５％，Ｃ
ｏ：≦５％の範囲で含有することを特徴とする。
において、重量％で、Ｎｉ＋Ｃｏ：２５〜４５％，Ｃ
ｏ：≦５％の範囲で含有することを特徴とする。
【００１１】請求項４のものは、請求項１，２，３の何
れかにおいて、Ｔｉ，Ａｌ，Ｎｂ，Ｔａが原子％で、Ｔ
ｉ＋Ａｌ＋Ｎｂ＋Ｔａ：４．５〜７．０％であることを
特徴とする。
れかにおいて、Ｔｉ，Ａｌ，Ｎｂ，Ｔａが原子％で、Ｔ
ｉ＋Ａｌ＋Ｎｂ＋Ｔａ：４．５〜７．０％であることを
特徴とする。
【００１２】請求項５のものは、請求項１，２，３，４
の何れかにおいて、ＴｉとＡｌとの原子％の比率Ｔｉ／
Ａｌが、Ｔｉ／Ａｌ：１．０〜２．０であることを特徴
とする。
の何れかにおいて、ＴｉとＡｌとの原子％の比率Ｔｉ／
Ａｌが、Ｔｉ／Ａｌ：１．０〜２．０であることを特徴
とする。
【００１３】請求項６のものは、請求項１，２，３，
４，５の何れかにおいて、下記式で表されるＭがＭ：≦
０．９５であることを特徴とする。 Ｍ＝（０．７１７Ｎｉ＋０．８５８Ｆｅ＋１．１４２Ｃ
ｒ＋１．９０Ａｌ＋２．２７１Ｔｉ＋２．１１７Ｎｂ＋
２．２２４Ｔａ＋１．００１Ｍｎ＋１．９０Ｓｉ＋０．
６１５Ｃｕ）／１００（但し各元素は原子％）
４，５の何れかにおいて、下記式で表されるＭがＭ：≦
０．９５であることを特徴とする。 Ｍ＝（０．７１７Ｎｉ＋０．８５８Ｆｅ＋１．１４２Ｃ
ｒ＋１．９０Ａｌ＋２．２７１Ｔｉ＋２．１１７Ｎｂ＋
２．２２４Ｔａ＋１．００１Ｍｎ＋１．９０Ｓｉ＋０．
６１５Ｃｕ）／１００（但し各元素は原子％）
【００１４】請求項７のものは、請求項１，２，３，
４，５，６の何れかにおいて、更にＢ，Ｚｒの１種若し
くは２種を重量％で、Ｂ：０．００１〜０．０１％，Ｚ
ｒ：０．００１〜０．１％の範囲で含有することを特徴
とする。
４，５，６の何れかにおいて、更にＢ，Ｚｒの１種若し
くは２種を重量％で、Ｂ：０．００１〜０．０１％，Ｚ
ｒ：０．００１〜０．１％の範囲で含有することを特徴
とする。
【００１５】請求項８のものは、請求項１，２，３，
４，５，６，７の何れかにおいて、Ｃａ＋Ｍｇを重量％
で、Ｃａ＋Ｍｇ：０．００１〜０．０１％の範囲で含有
することを特徴とする。
４，５，６，７の何れかにおいて、Ｃａ＋Ｍｇを重量％
で、Ｃａ＋Ｍｇ：０．００１〜０．０１％の範囲で含有
することを特徴とする。
【００１６】請求項９のものは、請求項１，２，３，
４，５，６，７，８の何れかにおいて、Ｐ，Ｓ，Ｏ，Ｎ
がそれぞれ重量％で、Ｐ：≦０．０２％，Ｓ：≦０．０
１％，Ｏ：≦０．０１％，Ｎ：≦０．０１％であること
を特徴とする。
４，５，６，７，８の何れかにおいて、Ｐ，Ｓ，Ｏ，Ｎ
がそれぞれ重量％で、Ｐ：≦０．０２％，Ｓ：≦０．０
１％，Ｏ：≦０．０１％，Ｎ：≦０．０１％であること
を特徴とする。
【００１７】
【作用】本発明の耐熱合金は、Ｎｉ含有量が低レベルで
コストが安価であり、加えて冷間加工性に優れたもの
で、自動車エンジン用排気バルブ等の耐熱部品を冷間加
工にて製造することが可能であり、耐熱部品の製造コス
トを低廉化することができる。即ち耐熱合金材料自体の
コストとこれを用いた耐熱部品の製造コストの両方を低
減することができる。
コストが安価であり、加えて冷間加工性に優れたもの
で、自動車エンジン用排気バルブ等の耐熱部品を冷間加
工にて製造することが可能であり、耐熱部品の製造コス
トを低廉化することができる。即ち耐熱合金材料自体の
コストとこれを用いた耐熱部品の製造コストの両方を低
減することができる。
【００１８】本発明の耐熱合金は、Ｃｕを所定範囲で含
有させた点を１つの特徴とするもので、このＣｕが積層
欠陥エネルギーを高めて加工硬化を抑制する働きをなす
ことにより、耐熱合金における冷間加工性が効果的に高
められる。
有させた点を１つの特徴とするもので、このＣｕが積層
欠陥エネルギーを高めて加工硬化を抑制する働きをなす
ことにより、耐熱合金における冷間加工性が効果的に高
められる。
【００１９】本発明においては、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃ
ｒ，Ｎｂ＋Ｔａ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｎｉ，Ｃｕに加えて、更
にＷ，Ｍｏ，Ｖの１種若しくは２種以上を、Ｗ：≦３
％，Ｍｏ：≦３％，Ｖ：≦１％且つ１／２Ｗ＋Ｍｏ＋
Ｖ：≦３％の範囲で含有させることができる（請求項
２）。これらは固溶強化元素であり、これら元素を含有
させることで耐熱合金の強度を効果的に高めることがで
きる。
ｒ，Ｎｂ＋Ｔａ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｎｉ，Ｃｕに加えて、更
にＷ，Ｍｏ，Ｖの１種若しくは２種以上を、Ｗ：≦３
％，Ｍｏ：≦３％，Ｖ：≦１％且つ１／２Ｗ＋Ｍｏ＋
Ｖ：≦３％の範囲で含有させることができる（請求項
２）。これらは固溶強化元素であり、これら元素を含有
させることで耐熱合金の強度を効果的に高めることがで
きる。
【００２０】本発明では、更に、Ｎｉ＋Ｃｏ：２５〜４
５％の範囲内で、Ｃｏ：≦５％の範囲で含有させること
ができる（請求項３）。ＣｏはＮｉとほぼ同じような作
用があり、そこでＮｉの一部を置換する形でＣｏを５％
の範囲内まで含有させることができる。
５％の範囲内で、Ｃｏ：≦５％の範囲で含有させること
ができる（請求項３）。ＣｏはＮｉとほぼ同じような作
用があり、そこでＮｉの一部を置換する形でＣｏを５％
の範囲内まで含有させることができる。
【００２１】本発明では、Ｔｉ，Ａｌ，Ｎｂ，Ｔａを原
子％でＴｉ＋Ａｌ＋Ｎｂ＋Ｔａ：４．５〜７．０％とす
ることができ（請求項４）、またＴｉとＡｌとの原子％
の比率をＴｉ／Ａｌ：１．０〜２．０とすることができ
る（請求項５）。
子％でＴｉ＋Ａｌ＋Ｎｂ＋Ｔａ：４．５〜７．０％とす
ることができ（請求項４）、またＴｉとＡｌとの原子％
の比率をＴｉ／Ａｌ：１．０〜２．０とすることができ
る（請求項５）。
【００２２】更にγ相の安定性を示す指標であるＭを
Ｍ：≦０．９５とすることができ（請求項６）、また必
要に応じてＢ，Ｚｒの１種若しくは２種をＢ：０．００
１〜０．０１％，Ｚｒ：０．００１〜０．１％の範囲で
含有させることができる（請求項７）。これらＢ，Ｚｒ
を含有させることによって粒界を強化することができ
る。
Ｍ：≦０．９５とすることができ（請求項６）、また必
要に応じてＢ，Ｚｒの１種若しくは２種をＢ：０．００
１〜０．０１％，Ｚｒ：０．００１〜０．１％の範囲で
含有させることができる（請求項７）。これらＢ，Ｚｒ
を含有させることによって粒界を強化することができ
る。
【００２３】本発明では、更に、Ｃａ＋ＭｇをＣａ＋Ｍ
ｇ：０．００１〜０．０１％の範囲で含有させることが
でき（請求項８）、これによって熱間加工性も向上させ
ることができる。
ｇ：０．００１〜０．０１％の範囲で含有させることが
でき（請求項８）、これによって熱間加工性も向上させ
ることができる。
【００２４】更にＰ，Ｓ，Ｏ，ＮをＰ：≦０．０２％，
Ｓ：≦０．０１％，Ｏ：≦０．０１％，Ｎ：≦０．０１
％に規制することができる（請求項９）。これらは不純
物成分であり、そしてこれら不純物成分を上記範囲内に
規制することで、耐熱合金の特性を更に良好となすこと
ができる。
Ｓ：≦０．０１％，Ｏ：≦０．０１％，Ｎ：≦０．０１
％に規制することができる（請求項９）。これらは不純
物成分であり、そしてこれら不純物成分を上記範囲内に
規制することで、耐熱合金の特性を更に良好となすこと
ができる。
【００２５】本発明の耐熱合金は、冷間加工後に固溶化
熱処理を施し、しかる後時効処理することで本来の特性
を発現するもので、耐熱部品製造に適用した場合に必要
な特性を付与することができ、また安価に耐熱部品を製
造することができる。
熱処理を施し、しかる後時効処理することで本来の特性
を発現するもので、耐熱部品製造に適用した場合に必要
な特性を付与することができ、また安価に耐熱部品を製
造することができる。
【００２６】次に本発明における各化学成分の限定理由
を詳述する。 Ｃ：０．０１〜０．１％ Ｃを０．０１％以上含有させることで、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｃ
ｒとの結合により炭化物を形成させることで合金の高温
強度を改善することができる。一方においてＣを０．１
％より多く含有させるとＭＣ炭化物が多量に析出して合
金の熱間加工性を低下させ、また加工時にその炭化物が
起点となって疵を発生させる。従って本発明ではその含
有量を０．０１〜０．１％の範囲内に規定する。
を詳述する。 Ｃ：０．０１〜０．１％ Ｃを０．０１％以上含有させることで、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｃ
ｒとの結合により炭化物を形成させることで合金の高温
強度を改善することができる。一方においてＣを０．１
％より多く含有させるとＭＣ炭化物が多量に析出して合
金の熱間加工性を低下させ、また加工時にその炭化物が
起点となって疵を発生させる。従って本発明ではその含
有量を０．０１〜０．１％の範囲内に規定する。
【００２７】Ｓｉ：≦２％ Ｓｉは脱酸元素として有用であり、耐酸化性を改善す
る。しかし２％を超えて含有させると合金の冷間加工性
が低下するため上限値を２％とする。
る。しかし２％を超えて含有させると合金の冷間加工性
が低下するため上限値を２％とする。
【００２８】Ｍｎ：≦２％ ＭｎはＳｉと同様に脱酸元素として有用であるが、多量
に含有させると合金の高温酸化性を損なうばかりでな
く、靱性を害するη相（Ｎｉ3Ｔｉ）の析出を助長する
ため上限値を２％とする。
に含有させると合金の高温酸化性を損なうばかりでな
く、靱性を害するη相（Ｎｉ3Ｔｉ）の析出を助長する
ため上限値を２％とする。
【００２９】Ｃｒ：１２〜２５％ Ｃｒは合金の高温酸化及び腐食を改善する上で有用な元
素であり、そのために１２％以上含有させることが必要
である。しかし含有量が２５％を超えるとオーステナイ
ト相が不安定となり、脆化相であるσ相が析出して合金
の靱性が低下する。そこで本発明ではＣｒの上限値を２
５％とする。Ｃｒの望ましい含有範囲は１２〜２０％で
ある。
素であり、そのために１２％以上含有させることが必要
である。しかし含有量が２５％を超えるとオーステナイ
ト相が不安定となり、脆化相であるσ相が析出して合金
の靱性が低下する。そこで本発明ではＣｒの上限値を２
５％とする。Ｃｒの望ましい含有範囲は１２〜２０％で
ある。
【００３０】Ｎｂ＋Ｔａ：０．２〜２．０％ Ｎｂ及びＴａは何れもＮｉとともに重要な析出相である
金属間化合物のγ´相（γプライム相）Ｎｉ9（Ａｌ，
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ）を形成する元素であり、そのγ´相
の析出によって合金の高温強度を効果的に高くすること
ができる。但しその効果を得るためにはＮｂ＋Ｔａとし
て０．２％以上含有させる必要がある。しかしながら含
有量が２．０％を超えるとδ相Ｎｉ3（Ｎｂ，Ｔａ）が
析出して合金の靱性が低下する。そこで本発明では上限
値を２．０％とする。
金属間化合物のγ´相（γプライム相）Ｎｉ9（Ａｌ，
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ）を形成する元素であり、そのγ´相
の析出によって合金の高温強度を効果的に高くすること
ができる。但しその効果を得るためにはＮｂ＋Ｔａとし
て０．２％以上含有させる必要がある。しかしながら含
有量が２．０％を超えるとδ相Ｎｉ3（Ｎｂ，Ｔａ）が
析出して合金の靱性が低下する。そこで本発明では上限
値を２．０％とする。
【００３１】Ｔｉ：１．５〜３．５％ ＴｉはＡｌ，Ｎｂ，ＴａとともにＮｉと結合してγ´相
を形成する。またＴｉの添加によってγ´相の時効析出
が促進される。その効果が十分に現れるのは１．５％以
上含有させた場合であり、そこで本発明ではＴｉの下限
値を１．５％とする。一方において３．５％を超えて含
有させると脆化相であるη相を析出させて合金の靱性を
低下させるため、上限値を３．５％とする。
を形成する。またＴｉの添加によってγ´相の時効析出
が促進される。その効果が十分に現れるのは１．５％以
上含有させた場合であり、そこで本発明ではＴｉの下限
値を１．５％とする。一方において３．５％を超えて含
有させると脆化相であるη相を析出させて合金の靱性を
低下させるため、上限値を３．５％とする。
【００３２】Ａｌ：０．５〜３．０％ ＡｌはＮｉと結合してγ´相を形成する最も重要な元素
であり、そしてその含有量が０．５％未満であるとγ´
相の析出量が十分でなく、そこで本発明では下限値を
０．５％とする。一方において含有量が３．０％を超え
て多くなると合金の熱間加工性が低下する。そこで本発
明では上限値を３．０％とする。Ａｌの望ましい範囲は
０．７〜２．０％である。
であり、そしてその含有量が０．５％未満であるとγ´
相の析出量が十分でなく、そこで本発明では下限値を
０．５％とする。一方において含有量が３．０％を超え
て多くなると合金の熱間加工性が低下する。そこで本発
明では上限値を３．０％とする。Ａｌの望ましい範囲は
０．７〜２．０％である。
【００３３】Ｎｉ：２５〜４５％ Ｎｉは合金のマトリックスであるオーステナイトを形成
する元素であり、合金の耐熱性及び耐食性を向上させ
る。また強化相であるγ´相を析出させる上で必須の成
分である。加えてＮｉは高温における組織を安定させる
働きがあり、これらの効果を十分に発揮させる上で２５
％以上含有させることが必要である。一方においてこれ
を４５％を超えて多く含有させると、かかるＮｉが高価
な元素であることから合金のコストを高めてしまい、ひ
いては本発明の目的を達成できなくなる。加えてこのＮ
ｉは本合金では固溶化状態での硬さを上昇させてしま
い、冷間加工性を低下させる。そこで本発明ではその含
有量の上限値を４５％とする。
する元素であり、合金の耐熱性及び耐食性を向上させ
る。また強化相であるγ´相を析出させる上で必須の成
分である。加えてＮｉは高温における組織を安定させる
働きがあり、これらの効果を十分に発揮させる上で２５
％以上含有させることが必要である。一方においてこれ
を４５％を超えて多く含有させると、かかるＮｉが高価
な元素であることから合金のコストを高めてしまい、ひ
いては本発明の目的を達成できなくなる。加えてこのＮ
ｉは本合金では固溶化状態での硬さを上昇させてしま
い、冷間加工性を低下させる。そこで本発明ではその含
有量の上限値を４５％とする。
【００３４】Ｃｕ：０．１〜５．０％ Ｃｕは合金の冷間加工性を高める上で必須の成分であ
る。このＣｕは、上述したように積層欠陥エネルギーを
高めて加工硬化を抑制する働きがあり、そしてその作用
によって冷間加工性を効果的に向上させる。但しその含
有量が０．１％未満では十分な効果を期待できず、また
５．０％を超えて含有させても効果の向上が少なく、加
えて熱間加工性が劣化する。そこで本発明ではＣｕの含
有量を０．１〜５．０％とする。望ましい含有量範囲は
０．５〜３．０％である。
る。このＣｕは、上述したように積層欠陥エネルギーを
高めて加工硬化を抑制する働きがあり、そしてその作用
によって冷間加工性を効果的に向上させる。但しその含
有量が０．１％未満では十分な効果を期待できず、また
５．０％を超えて含有させても効果の向上が少なく、加
えて熱間加工性が劣化する。そこで本発明ではＣｕの含
有量を０．１〜５．０％とする。望ましい含有量範囲は
０．５〜３．０％である。
【００３５】Ｗ ：≦３％ Ｍｏ：≦３％ Ｖ ：≦１％ １／２Ｗ＋Ｍｏ＋Ｖ：≦３％ Ｗ，Ｍｏ，Ｖは固溶強化によって高温強度を向上させる
元素である。Ｗ，Ｍｏについては３％を超えて、Ｖは１
％を超えて添加しても効果は飽和傾向を示すとともに、
コスト上昇，冷間加工性低下となるために、その含有量
を１／２Ｗ＋Ｍｏ＋Ｖ≦３％とする。
元素である。Ｗ，Ｍｏについては３％を超えて、Ｖは１
％を超えて添加しても効果は飽和傾向を示すとともに、
コスト上昇，冷間加工性低下となるために、その含有量
を１／２Ｗ＋Ｍｏ＋Ｖ≦３％とする。
【００３６】Ｎｉ＋Ｃｏ：２５〜４５％ Ｃｏ：≦５％ ＣｏはＮｉとほぼ同じような作用があり、そこでＮｉを
一部置換する形で合金に含有させることができる。即ち
Ｎｉ＋Ｃｏ：２５〜４５％の条件を満たす範囲内でＣｏ
を合金中に含有させることができる。しかしながらＣｏ
はＮｉに較べて高価な元素であるため上限を５．０％と
する。
一部置換する形で合金に含有させることができる。即ち
Ｎｉ＋Ｃｏ：２５〜４５％の条件を満たす範囲内でＣｏ
を合金中に含有させることができる。しかしながらＣｏ
はＮｉに較べて高価な元素であるため上限を５．０％と
する。
【００３７】 Ｔｉ＋Ａｌ＋Ｎｂ＋Ｔａ：４．５〜７．０原子％ Ｔｉ，Ａｌ，Ｎｂ，Ｔａは何れもγ´相の構成元素であ
る。十分なＮｉ量が存在する場合γ´相の析出量はこれ
ら元素の含有量の総和に比例する。そして合金の高温強
度はγ´相の析出量に比例する。本発明において合金の
高温強度を十分に発現させる上で４．５原子％以上含有
させる必要がある。一方においてその総和が７．０原子
％を超えると強度は上昇するものの冷間加工性が低下す
る。そこで本発明ではそれらの元素の総和の上限値を
７．０原子％とする。
る。十分なＮｉ量が存在する場合γ´相の析出量はこれ
ら元素の含有量の総和に比例する。そして合金の高温強
度はγ´相の析出量に比例する。本発明において合金の
高温強度を十分に発現させる上で４．５原子％以上含有
させる必要がある。一方においてその総和が７．０原子
％を超えると強度は上昇するものの冷間加工性が低下す
る。そこで本発明ではそれらの元素の総和の上限値を
７．０原子％とする。
【００３８】 Ｔｉ／Ａｌ：１．０〜２．０（各元素は原子％） 高温で長時間使用中に析出する金属間化合物のη相（Ｎ
ｉ3Ｔｉ）は合金の機械的性質を劣化させる。η相の析
出はＴｉ含有量とＡｌ含有量との比（Ｔｉ／Ａｌ）に依
存する。即ちＴｉ／Ａｌの比率が大きくなるほどη相の
析出が起こり易くなる。そこで本発明では長時間使用後
においてη相が析出しないようにＴｉ／Ａｌの値を２．
０以下とする。一方においてＴｉ／Ａｌ値が１．０未満
になると時効処理の際の硬化速度が遅くなって硬化が不
十分となり、十分な強度を得ることが難しくなる。そこ
で本発明ではその下限値を１．０とする。
ｉ3Ｔｉ）は合金の機械的性質を劣化させる。η相の析
出はＴｉ含有量とＡｌ含有量との比（Ｔｉ／Ａｌ）に依
存する。即ちＴｉ／Ａｌの比率が大きくなるほどη相の
析出が起こり易くなる。そこで本発明では長時間使用後
においてη相が析出しないようにＴｉ／Ａｌの値を２．
０以下とする。一方においてＴｉ／Ａｌ値が１．０未満
になると時効処理の際の硬化速度が遅くなって硬化が不
十分となり、十分な強度を得ることが難しくなる。そこ
で本発明ではその下限値を１．０とする。
【００３９】Ｍ：≦０．９５ ここでＭ＝（０．７１７Ｎｉ＋０．８５８Ｆｅ＋１．１
４２Ｃｒ＋１．９０Ａｌ＋２．２７１Ｔｉ＋２．１１７
Ｎｂ＋２．２２４Ｔａ＋１．００１Ｍｎ＋１．９０Ｓｉ
＋０．６１５Ｃｕ）／１００（但し各元素は原子％） このＭはγ相の安定性を示す指標であり、このＭが０．
９５より大きくなると金属間化合物σ相が析出するよう
になる。このσ相は合金の機械的性質を劣化させる。ま
たＭが０．９５より大きくなると熱間加工性も劣化す
る。そこで本発明ではＭを０．９５以下に規制する。
４２Ｃｒ＋１．９０Ａｌ＋２．２７１Ｔｉ＋２．１１７
Ｎｂ＋２．２２４Ｔａ＋１．００１Ｍｎ＋１．９０Ｓｉ
＋０．６１５Ｃｕ）／１００（但し各元素は原子％） このＭはγ相の安定性を示す指標であり、このＭが０．
９５より大きくなると金属間化合物σ相が析出するよう
になる。このσ相は合金の機械的性質を劣化させる。ま
たＭが０．９５より大きくなると熱間加工性も劣化す
る。そこで本発明ではＭを０．９５以下に規制する。
【００４０】Ｂ ：０．００１〜０．０１％ Ｚｒ：０．００１〜０．１％ Ｂ，Ｚｒは結晶粒界に偏析して粒界を強化する。その効
果が十分現れるのはそれぞれ０．００１％以上含有させ
た場合である。但しＢについては０．０１％、Ｚｒにつ
いては０．１％を超えて含有させると熱間加工性を損な
うため、含有量をそれぞれの上限値以下とする。
果が十分現れるのはそれぞれ０．００１％以上含有させ
た場合である。但しＢについては０．０１％、Ｚｒにつ
いては０．１％を超えて含有させると熱間加工性を損な
うため、含有量をそれぞれの上限値以下とする。
【００４１】Ｃａ＋Ｍｇ：０．００１〜０．０１％ これらの元素は何れも合金の溶解時に脱酸，脱硫元素と
して添加される元素であり、合金の熱間加工性を改善す
る効果がある。その効果が現れるのはＣａ＋Ｍｇとして
０．００１％からである。但し０．０１％を超えて含有
させると熱間加工性を劣化させる。そこで上限値を０．
０１％とする。
して添加される元素であり、合金の熱間加工性を改善す
る効果がある。その効果が現れるのはＣａ＋Ｍｇとして
０．００１％からである。但し０．０１％を超えて含有
させると熱間加工性を劣化させる。そこで上限値を０．
０１％とする。
【００４２】Ｐ：≦０．０２％ Ｓ：≦０．０１％ Ｏ：≦０．０１％ Ｎ：≦０．０１％ これらは何れも不純物としてのものであって、このうち
Ｐ，Ｓは合金の熱間加工性を低下させる。またＯ，Ｎは
酸化物又は窒化物（非金属介在物）を形成し、合金の機
械的性質を劣化させる。そこで本発明ではそれぞれの上
限値を０．０２％，０．０１％，０．０１％，０．０１
％とした。
Ｐ，Ｓは合金の熱間加工性を低下させる。またＯ，Ｎは
酸化物又は窒化物（非金属介在物）を形成し、合金の機
械的性質を劣化させる。そこで本発明ではそれぞれの上
限値を０．０２％，０．０１％，０．０１％，０．０１
％とした。
【００４３】
【実施例】次に本発明の実施例を以下に詳述する。表１
に示す化学組成の各種合金５０ｋｇを図１の工程に従っ
て真空誘導炉によって溶解し、インゴットを得た。そし
てそのインゴットを１１００℃で１６時間ソーキングし
た後、インゴット底部より直径８ｍｍの丸棒試験片を切
り出して高温高速引張試験を行い、熱間加工性を調べ
た。
に示す化学組成の各種合金５０ｋｇを図１の工程に従っ
て真空誘導炉によって溶解し、インゴットを得た。そし
てそのインゴットを１１００℃で１６時間ソーキングし
た後、インゴット底部より直径８ｍｍの丸棒試験片を切
り出して高温高速引張試験を行い、熱間加工性を調べ
た。
【００４４】
【表１】
【表２】
【００４５】また残りの素材を１１００℃〜９００℃の
温度範囲で鍛造，圧延して直径１６ｍｍの丸棒とした。
そしてその丸棒を１０５０℃×３０分加熱後油冷の条件
で固溶化熱処理し、次いでその固溶化熱処理した丸棒を
用いて据込率７０％，７５％で冷間鍛造を行い、その際
の割れ発生率を調べることによって冷間加工性を調べ
た。ここで冷間鍛造試験は下記に示す日本塑性加工学会
冷間鍛造分科会基準に従って行った。
温度範囲で鍛造，圧延して直径１６ｍｍの丸棒とした。
そしてその丸棒を１０５０℃×３０分加熱後油冷の条件
で固溶化熱処理し、次いでその固溶化熱処理した丸棒を
用いて据込率７０％，７５％で冷間鍛造を行い、その際
の割れ発生率を調べることによって冷間加工性を調べ
た。ここで冷間鍛造試験は下記に示す日本塑性加工学会
冷間鍛造分科会基準に従って行った。
【００４６】一方、固溶化熱処理した丸棒について更に
７５０℃×４時間加熱後空冷の条件で時効処理を行い、
そしてその時効処理材について室温におけるロックウェ
ル硬さ測定（Ｃスケール），８００℃におけるビッカー
ス硬さ測定（荷重（Ｐ）５ｋｇｆ），８００℃における
回転曲げ疲れ試験をそれぞれ行った。これらの結果が表
２に示してある。尚各試験は下記の条件で行った。
７５０℃×４時間加熱後空冷の条件で時効処理を行い、
そしてその時効処理材について室温におけるロックウェ
ル硬さ測定（Ｃスケール），８００℃におけるビッカー
ス硬さ測定（荷重（Ｐ）５ｋｇｆ），８００℃における
回転曲げ疲れ試験をそれぞれ行った。これらの結果が表
２に示してある。尚各試験は下記の条件で行った。
【００４７】
【表３】
【００４８】＜試験条件＞ 高温高速引張試験 合金の熱間加工性を調べるため、インゴットから切り出
した前記丸棒試験片により、高温高速引張試験機を用い
て８００〜１２００℃の各温度で５０ｍｍ／ｓの引張速
度で引張試験を行った。圧延加工に必要な破断絞り６０
％以上が得られる温度を加工温度範囲とし、試験結果を
基に合金ごとに加工温度範囲を求め、合金の熱間加工性
を評価した。
した前記丸棒試験片により、高温高速引張試験機を用い
て８００〜１２００℃の各温度で５０ｍｍ／ｓの引張速
度で引張試験を行った。圧延加工に必要な破断絞り６０
％以上が得られる温度を加工温度範囲とし、試験結果を
基に合金ごとに加工温度範囲を求め、合金の熱間加工性
を評価した。
【００４９】冷間鍛造試験 直径１５ｍｍ，高さ２２．５ｍｍの試験片を軸方向に据
込鍛造し、据込率７０％，７５％で加工を行ったときの
割れ発生率を調べることで冷間加工性の評価を行った。
ここで据込率εは次式で表される。 ε＝(ｈ0−ｈc)／ｈ0×１００ 但しｈ0：試験片の元の高さ，ｈc：試験片の変形後の高
さ 尚各試験はｎ＝５個の試験片について行った。
込鍛造し、据込率７０％，７５％で加工を行ったときの
割れ発生率を調べることで冷間加工性の評価を行った。
ここで据込率εは次式で表される。 ε＝(ｈ0−ｈc)／ｈ0×１００ 但しｈ0：試験片の元の高さ，ｈc：試験片の変形後の高
さ 尚各試験はｎ＝５個の試験片について行った。
【００５０】硬さ測定 ロックウェル硬さ計を用いて室温における硬さをＣスケ
ールで測定した。また高温硬さについてはビッカース式
高温硬さ計を用い、８００℃において測定荷重５ｋｇで
ビッカース硬さを測定した。
ールで測定した。また高温硬さについてはビッカース式
高温硬さ計を用い、８００℃において測定荷重５ｋｇで
ビッカース硬さを測定した。
【００５１】疲れ試験 各試験材より直径８ｍｍの平滑試験片を切り出し、小野
式回転曲げ疲労試験機を用い、回転曲げ疲れ試験を行っ
た。応力振幅を２９４ＭＰａとしたときの繰返し数を各
試料２本の平均で求めた。結果が表３に示してある。
式回転曲げ疲労試験機を用い、回転曲げ疲れ試験を行っ
た。応力振幅を２９４ＭＰａとしたときの繰返し数を各
試料２本の平均で求めた。結果が表３に示してある。
【００５２】
【表４】
【００５３】表２の結果から、本発明例の耐熱合金の場
合、冷間加工性及び熱間加工性何れも良好であり、また
時効処理によって室温，高温（８００℃）共に十分な硬
さが得られることが分かる。
合、冷間加工性及び熱間加工性何れも良好であり、また
時効処理によって室温，高温（８００℃）共に十分な硬
さが得られることが分かる。
【００５４】尚、比較例Ｎｏ．１の合金の場合、冷間加
工性は良好であるものの耐熱性が不十分であって、高温
において十分な硬さが得られていない。比較例の他のも
のについては冷間加工性が何れも不十分である。また表
３の疲れ試験の結果から、本発明例の耐熱合金の場合耐
疲れ特性においても同等若しくは優れていることが分か
る。
工性は良好であるものの耐熱性が不十分であって、高温
において十分な硬さが得られていない。比較例の他のも
のについては冷間加工性が何れも不十分である。また表
３の疲れ試験の結果から、本発明例の耐熱合金の場合耐
疲れ特性においても同等若しくは優れていることが分か
る。
【００５５】以上本発明の実施例を詳述したが、これは
あくまで一例示であって、本発明はその主旨を逸脱しな
い範囲において種々変更を加えた態様で実施可能であ
る。
あくまで一例示であって、本発明はその主旨を逸脱しな
い範囲において種々変更を加えた態様で実施可能であ
る。
【００５６】
【発明の効果】上記本発明の耐熱合金は、Ｎｉ含有量が
低レベルでコストが安価であり、加えて冷間加工性に優
れていて、自動車エンジン用排気バルブ等の耐熱部品を
冷間加工にて製造することが可能であり、耐熱部品の製
造コストを低廉化することができる。即ち耐熱合金材料
自体のコストとこれを用いた耐熱部品の製造コストの両
方を低減することができる。
低レベルでコストが安価であり、加えて冷間加工性に優
れていて、自動車エンジン用排気バルブ等の耐熱部品を
冷間加工にて製造することが可能であり、耐熱部品の製
造コストを低廉化することができる。即ち耐熱合金材料
自体のコストとこれを用いた耐熱部品の製造コストの両
方を低減することができる。
【００５７】本発明の耐熱合金はＣｕを所定範囲で含有
させた点を１つの特徴とするもので、このＣｕが積層欠
陥エネルギーを高めて加工硬化を抑制する働きをなすこ
とにより、耐熱合金における冷間加工性が効果的に高め
られる。
させた点を１つの特徴とするもので、このＣｕが積層欠
陥エネルギーを高めて加工硬化を抑制する働きをなすこ
とにより、耐熱合金における冷間加工性が効果的に高め
られる。
【図１】本発明の実施例における耐熱合金の製造工程と
熱処理及び各種試験片の作成工程を説明する工程説明図
である。
熱処理及び各種試験片の作成工程を説明する工程説明図
である。
Claims (9)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ ：０．０１〜０．１％ Ｓｉ：≦２％ Ｍｎ：≦２％ Ｃｒ：１２〜２５％ Ｎｂ＋Ｔａ：０．２〜２．０％ Ｔｉ：１．５〜３．５％ Ａｌ：０．５〜３．０％ Ｎｉ：２５〜４５％ Ｃｕ：０．１〜５．０％ 残部不可避的不純物及びＦｅからなる合金組成を有する
ことを特徴とする冷間加工性に優れた耐熱合金。 - 【請求項２】 請求項１において、更にＷ，Ｍｏ，Ｖの
何れか１種若しくは２種以上を重量％で Ｗ ：≦３％ Ｍｏ：≦３％ Ｖ ：≦１％ 且つ、 １／２Ｗ＋Ｍｏ＋Ｖ：≦３％ の範囲で含有していることを特徴とする冷間加工性に優
れた耐熱合金。 - 【請求項３】 請求項１，２の何れかにおいて、重量％
で Ｎｉ＋Ｃｏ：２５〜４５％ Ｃｏ：≦５％ の範囲で含有することを特徴とする冷間加工性に優れた
耐熱合金。 - 【請求項４】 請求項１，２，３の何れかにおいて、Ｔ
ｉ，Ａｌ，Ｎｂ，Ｔａが原子％で Ｔｉ＋Ａｌ＋Ｎｂ＋Ｔａ：４．５〜７．０％ であることを特徴とする冷間加工性に優れた耐熱合金。 - 【請求項５】 請求項１，２，３，４の何れかにおい
て、ＴｉとＡｌとの原子％の比率Ｔｉ／Ａｌが Ｔｉ／Ａｌ：１．０〜２．０ であることを特徴とする冷間加工性に優れた耐熱合金。 - 【請求項６】 請求項１，２，３，４，５の何れかにお
いて、下記式で表されるＭが Ｍ：≦０．９５ であることを特徴とする冷間加工性に優れた耐熱合金。 Ｍ＝（０．７１７Ｎｉ＋０．８５８Ｆｅ＋１．１４２Ｃ
ｒ＋１．９０Ａｌ＋２．２７１Ｔｉ＋２．１１７Ｎｂ＋
２．２２４Ｔａ＋１．００１Ｍｎ＋１．９０Ｓｉ＋０．
６１５Ｃｕ）／１００（但し各元素は原子％） - 【請求項７】 請求項１，２，３，４，５，６の何れか
において、更にＢ，Ｚｒの１種若しくは２種を重量％で Ｂ ：０．００１〜０．０１％ Ｚｒ：０．００１〜０．１％ の範囲で含有することを特徴とする冷間加工性に優れた
耐熱合金。 - 【請求項８】 請求項１，２，３，４，５，６，７の何
れかにおいて、Ｃａ＋Ｍｇを重量％で Ｃａ＋Ｍｇ：０．００１〜０．０１％ の範囲で含有することを特徴とする冷間加工性に優れた
耐熱合金。 - 【請求項９】 請求項１，２，３，４，５，６，７，８
の何れかにおいて、Ｐ，Ｓ，Ｏ，Ｎがそれぞれ重量％で Ｐ ：≦０．０２％ Ｓ ：≦０．０１％ Ｏ ：≦０．０１％ Ｎ ：≦０．０１％ であることを特徴とする冷間加工性に優れた耐熱合金。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30122396A JP3744083B2 (ja) | 1996-10-25 | 1996-10-25 | 冷間加工性に優れた耐熱合金 |
| DE69710409T DE69710409T2 (de) | 1996-10-25 | 1997-10-22 | Hitzebeständige Legierung für Auslassventile und Verfahren zur Herstellung derartiger Auslassventile |
| EP97118341A EP0838533B1 (en) | 1996-10-25 | 1997-10-22 | Heat resisting alloy for exhaust valve and method for producing the exhaust valve |
| US08/955,753 US5951789A (en) | 1996-10-25 | 1997-10-22 | Heat resisting alloy for exhaust valve and method for producing the exhaust valve |
| US09/114,494 US6099668A (en) | 1996-10-25 | 1998-07-13 | Heat resisting alloy for exhaust valve and method for producing the exhaust valve |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30122396A JP3744083B2 (ja) | 1996-10-25 | 1996-10-25 | 冷間加工性に優れた耐熱合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10130789A true JPH10130789A (ja) | 1998-05-19 |
| JP3744083B2 JP3744083B2 (ja) | 2006-02-08 |
Family
ID=17894271
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP30122396A Expired - Lifetime JP3744083B2 (ja) | 1996-10-25 | 1996-10-25 | 冷間加工性に優れた耐熱合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3744083B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2018095929A (ja) * | 2016-12-14 | 2018-06-21 | 新日鐵住金株式会社 | ステンレス鋼 |
| CN114134428A (zh) * | 2020-09-04 | 2022-03-04 | 宝武特种冶金有限公司 | 一种发动机气门用节镍型铁基高温合金及其制造方法 |
-
1996
- 1996-10-25 JP JP30122396A patent/JP3744083B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2018095929A (ja) * | 2016-12-14 | 2018-06-21 | 新日鐵住金株式会社 | ステンレス鋼 |
| CN114134428A (zh) * | 2020-09-04 | 2022-03-04 | 宝武特种冶金有限公司 | 一种发动机气门用节镍型铁基高温合金及其制造方法 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3744083B2 (ja) | 2006-02-08 |
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