JPS6250542B2 - - Google Patents
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- JPS6250542B2 JPS6250542B2 JP59089100A JP8910084A JPS6250542B2 JP S6250542 B2 JPS6250542 B2 JP S6250542B2 JP 59089100 A JP59089100 A JP 59089100A JP 8910084 A JP8910084 A JP 8910084A JP S6250542 B2 JPS6250542 B2 JP S6250542B2
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C30/00—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent
Description
本発明はデイーゼルエンジン、ターボチヤジヤ
付エンジン等の内燃機関の排気弁用材料として好
適な高温域での硬さ、疲労強度、クリープ強度、
耐硫化腐食性に優れた排気弁用合金に関する。 従来、ガソリンおよびデイーゼルエンジンの排
気弁用材料として、SUH35に代表される炭窒化
物析出強化型のオーステナイト系耐熱鋼が多く用
いられてきた。最近、ターボチヤジヤ付エンジン
等、内燃機関の高出力化が指向されるようにな
り、上記用途に対してSUH35に替えて高温強度
に優れたInconeI751(以下単に751と称す)等の
Ni基合金が使用されている。 751は850℃における高温硬さがHv150以上と優
れた高温硬さを有し、かつ疲労強度についても
850℃において破断繰り返し数が107回で24Kg/mm2
であり、高温硬さ、疲労強度については前記高出
力エンジンの排気弁用合金として満足し得るもの
であつた。反面、751は70%程度ものNiを含有す
るため、高価な排気弁用合金となり、かつ高温硫
化腐食性についても前記SUH35に比べて劣ると
いう欠点を有していた。 近年、751の上記欠点を解消するため、751の
Ni量を40%程度まで低減し、低コスト化を図る
とともに高温硫化腐食性を改善した43Ni−13Cr
−6Mo−3Ti−0.3Alからなる合金Incoloy901(以
下単に901と称す)が提案されている。 901は40%Ni合金にもかかわらず850℃におけ
る高温硬さは前記751と同等のHv150以上である
が、疲労強度については850℃において107回で22
Kg/mm2と751よりも低いものである。 しかも、901はNi量を40%程度まで低減したこ
とによりγ′相が不定安となりη相(Ni3Ti)が析
出し脆化するという欠点を有し、かつ、クリープ
変形速度が応力7.0Kg/mm2で5×10-3%h-1程度と
大きく、使用中に弁の傘部がカツプ状に変形する
という欠点をも有し、さらに耐硫化腐食性につい
ても満足し得るものではなかつた。 このように、従来合金には850℃という高温域
で硬さ、疲労強度、耐硫化腐食およびクリープ変
形速度のいずれをも満足する排気弁用合金はなか
つた。 本発明はかかる従来鋼の欠点に鑑みてなしたも
ので、本発明は40Ni−20Cr−3.5Mo−Fe合金に
おいてクリープ変形速度に対するTi、Al量と、
Ti、Alの比についてその影響を調査した結果、
Ti2.0〜3.2%、Al0.5〜1.5%の範囲中で第1図よ
り知られるようにTi/Alの比によつてクリープ
変形速度が大きく変化し、応力7.0Kg/mm2で、4×
10-3%h-1以下のクリープ変形速度を得るには
Ti/Alを5以下に制御する必要があることを見
い出したものである。 また、本発明は42Ni−3.5Mo−2.5Ti−1Al−Fe
合金において高温耐硫化腐食性に対する各種合金
元素の影響を調査した結果、第2図より知られる
ようにCr含有量によつて高温耐硫化腐食性が変
化し、Cr含有量の増加とともに腐食減量が少な
くなり、800℃で腐食減量を5mg/cm2以下にするに
はCr量を少なくとも17%以上にする必要がある
ことを見い出したものである。 本発明はこれらの知見をもとに40%Ni合金に
おいて、Ti量を2.0〜3.2%、Al量を0.5〜1.5%と
するとともにTi/Al比を5以下に制御し、かつ
Cr量を17〜25%とすることによつてInconeI751
同等の高温硬さ、高温疲労強度、クリープ変形速
度を有し、かつ高温耐硫化腐食性に優れた安価な
高出力エンジンに適した排気弁用合金の開発に成
功したものである。 以下に本発明合金について詳述する。 第1発明合金は、重量比にしてC0.10%以下、
Si2.0%以下、Mn2.0%以下、Ni35〜50%、Cr17
〜25%、Mo3.2〜5%、Ti2.0〜3.2%、Al0.5〜
1.5%を含有し、残部Feならびに不純物元素から
なり、Ti/Alが5以下であり、第2発明合金は
第1発明合金にB0.0005〜0.01%、Ca0.0005〜
0.02%、Mg0.0005〜0.02%のうち1種なしし2種
以上を含有し、第1発明合金の熱間加工性を向上
させたもので、第3発明合金は第1発明合金に
Nb0.05〜2.0%、Ta0.05〜2.0%のうち1種ないし
2種を含有し、第1発明合金の結晶粒度を調整
し、強度をさらに向上させたもので、第4発明合
金は第2発明合金にNb0.05〜2.0%、Ta0.05〜2.0
%のうち1種ないし2種を含有し、第2発明合金
の結晶粒度を調整し、強度をさらに向上させたも
のである。以下に本発明合金の成分限定理由につ
いて説明する。 Cはオーステナイト中に固溶するとともに
Ti、Cr、Mo等と結合して炭化物を形成し、高温
強度を向上させるために有効な元素である。しか
し0.10%を越えて含有させるとクリープ強度が低
下し、かつ靭性、延性についても損うので上限を
0.10%とした。 Siは脱酸作用を有するとともに耐酸化性、耐浸
炭性を高めるのに有効な元素である。 しかし、2.0%を越えて含有すると靭性、延性
が劣化するので上限を2.0%とした。 MnはSiと同様に脱酸作用を有する元素であ
る。 しかし、Mnを多量に含有すると高温耐酸化性
が低下するので上限を2.0%とした。 Niはオーステナイト相を安定化させるととも
に耐熱合金の高温強度を保持するγ′相〔Ni3
(Al、Ti)〕を形成させるために必須の元素であ
り、35%未満では排気弁として使用中にη相が析
出し易くなり、高温強度を低下させる原因ともな
るため下限を35%とした。しかし50%を越えて含
有させても高温強度の向上が殆ど望めなく、いた
ずらに高価な合金となるので上限を50%とした。 Crは排気弁に必要な高温域での耐酸化性、耐
硫化腐食性を確保するためには不可欠な元素であ
り、少なくとも17%以上の含有が必要である。し
かし、多量に含有しすぎると高温で長時間使用
時、σ相が形成され、クリープ強度が劣下し、か
つ靭性、延性についても低下するので上限を25%
とした。 Moはオーステナイト相に固溶することにより
素地を強化しη相(Ni3Ti)の析出を防止し、疲
労強度、クリープ強度を向上するに有効な元素で
あり、少なくとも3.2%以上含有させる必要があ
る。しかし5%を越えて含有するとσ相が析出
し、クリープ強度を低下させるとともに熱間加工
性についても低下するので上限を5%とした。 TiはNiおよびAlと結合してγ′を析出させ、高
温強度を向上させるに有効な元素であり、2.0%
以上含有させる必要がある。しかし3.2%を越え
て含有するとη相が析出して高温強度が低下する
ので上限を3.2%とした。 AlはTiと同様にγ′相形成に必要な元素であ
り、少なくとも0.5%以上の含有が必要である。
しかし、1.5%を越えて含有させると靭性、延性
ならびに熱間加工性を損うので上限を1.5%とし
た。 Ti/Alについては前述のようにクリープ変形
速度に大きく影響するものである。本発明におい
ては応力7.0Kgf/mm2で4×10-3%h-1以下のクリー
プ変形速度を得ることを目的とするものであり、
Ti/Alの比を5.0以下とした。 B、Ca、Mgについてはいずれも本発明合金の
結晶粒界を強化し、高温強度をさらに高めるとと
もに熱間加工性を向上させるために有効な元素で
あり、B、Ca、Mgについては0.0005%以上含有
させる必要がある。しかし、B、Ca、Mgについ
ては必要以上に含有させると低融点化合物が生成
し、かえつて熱間加工性を低下させるので上限を
B0.01%、Ca0.02%、Mg0.02%とした。 Nb、Taについてはオーステナイト相に固溶す
ることにより素地を強化し、炭化物を形成するこ
とによつてクリープ強度、延性を高め、かつ粒界
酸化を防止する元素であり、Nb、Taについては
0.50%以上含有させる必要がある。しかし、いず
れも2.0%を越えて含有させるとσ相が生成し、
クリープ強度が低下するので上限を2.0%とし
た。 つぎに本発明合金の特徴を従来合金、比較合金
と比べて実施例でもつて明らかにする。 第1表は、これらの供試鋼の化学成分を示すも
のである。
付エンジン等の内燃機関の排気弁用材料として好
適な高温域での硬さ、疲労強度、クリープ強度、
耐硫化腐食性に優れた排気弁用合金に関する。 従来、ガソリンおよびデイーゼルエンジンの排
気弁用材料として、SUH35に代表される炭窒化
物析出強化型のオーステナイト系耐熱鋼が多く用
いられてきた。最近、ターボチヤジヤ付エンジン
等、内燃機関の高出力化が指向されるようにな
り、上記用途に対してSUH35に替えて高温強度
に優れたInconeI751(以下単に751と称す)等の
Ni基合金が使用されている。 751は850℃における高温硬さがHv150以上と優
れた高温硬さを有し、かつ疲労強度についても
850℃において破断繰り返し数が107回で24Kg/mm2
であり、高温硬さ、疲労強度については前記高出
力エンジンの排気弁用合金として満足し得るもの
であつた。反面、751は70%程度ものNiを含有す
るため、高価な排気弁用合金となり、かつ高温硫
化腐食性についても前記SUH35に比べて劣ると
いう欠点を有していた。 近年、751の上記欠点を解消するため、751の
Ni量を40%程度まで低減し、低コスト化を図る
とともに高温硫化腐食性を改善した43Ni−13Cr
−6Mo−3Ti−0.3Alからなる合金Incoloy901(以
下単に901と称す)が提案されている。 901は40%Ni合金にもかかわらず850℃におけ
る高温硬さは前記751と同等のHv150以上である
が、疲労強度については850℃において107回で22
Kg/mm2と751よりも低いものである。 しかも、901はNi量を40%程度まで低減したこ
とによりγ′相が不定安となりη相(Ni3Ti)が析
出し脆化するという欠点を有し、かつ、クリープ
変形速度が応力7.0Kg/mm2で5×10-3%h-1程度と
大きく、使用中に弁の傘部がカツプ状に変形する
という欠点をも有し、さらに耐硫化腐食性につい
ても満足し得るものではなかつた。 このように、従来合金には850℃という高温域
で硬さ、疲労強度、耐硫化腐食およびクリープ変
形速度のいずれをも満足する排気弁用合金はなか
つた。 本発明はかかる従来鋼の欠点に鑑みてなしたも
ので、本発明は40Ni−20Cr−3.5Mo−Fe合金に
おいてクリープ変形速度に対するTi、Al量と、
Ti、Alの比についてその影響を調査した結果、
Ti2.0〜3.2%、Al0.5〜1.5%の範囲中で第1図よ
り知られるようにTi/Alの比によつてクリープ
変形速度が大きく変化し、応力7.0Kg/mm2で、4×
10-3%h-1以下のクリープ変形速度を得るには
Ti/Alを5以下に制御する必要があることを見
い出したものである。 また、本発明は42Ni−3.5Mo−2.5Ti−1Al−Fe
合金において高温耐硫化腐食性に対する各種合金
元素の影響を調査した結果、第2図より知られる
ようにCr含有量によつて高温耐硫化腐食性が変
化し、Cr含有量の増加とともに腐食減量が少な
くなり、800℃で腐食減量を5mg/cm2以下にするに
はCr量を少なくとも17%以上にする必要がある
ことを見い出したものである。 本発明はこれらの知見をもとに40%Ni合金に
おいて、Ti量を2.0〜3.2%、Al量を0.5〜1.5%と
するとともにTi/Al比を5以下に制御し、かつ
Cr量を17〜25%とすることによつてInconeI751
同等の高温硬さ、高温疲労強度、クリープ変形速
度を有し、かつ高温耐硫化腐食性に優れた安価な
高出力エンジンに適した排気弁用合金の開発に成
功したものである。 以下に本発明合金について詳述する。 第1発明合金は、重量比にしてC0.10%以下、
Si2.0%以下、Mn2.0%以下、Ni35〜50%、Cr17
〜25%、Mo3.2〜5%、Ti2.0〜3.2%、Al0.5〜
1.5%を含有し、残部Feならびに不純物元素から
なり、Ti/Alが5以下であり、第2発明合金は
第1発明合金にB0.0005〜0.01%、Ca0.0005〜
0.02%、Mg0.0005〜0.02%のうち1種なしし2種
以上を含有し、第1発明合金の熱間加工性を向上
させたもので、第3発明合金は第1発明合金に
Nb0.05〜2.0%、Ta0.05〜2.0%のうち1種ないし
2種を含有し、第1発明合金の結晶粒度を調整
し、強度をさらに向上させたもので、第4発明合
金は第2発明合金にNb0.05〜2.0%、Ta0.05〜2.0
%のうち1種ないし2種を含有し、第2発明合金
の結晶粒度を調整し、強度をさらに向上させたも
のである。以下に本発明合金の成分限定理由につ
いて説明する。 Cはオーステナイト中に固溶するとともに
Ti、Cr、Mo等と結合して炭化物を形成し、高温
強度を向上させるために有効な元素である。しか
し0.10%を越えて含有させるとクリープ強度が低
下し、かつ靭性、延性についても損うので上限を
0.10%とした。 Siは脱酸作用を有するとともに耐酸化性、耐浸
炭性を高めるのに有効な元素である。 しかし、2.0%を越えて含有すると靭性、延性
が劣化するので上限を2.0%とした。 MnはSiと同様に脱酸作用を有する元素であ
る。 しかし、Mnを多量に含有すると高温耐酸化性
が低下するので上限を2.0%とした。 Niはオーステナイト相を安定化させるととも
に耐熱合金の高温強度を保持するγ′相〔Ni3
(Al、Ti)〕を形成させるために必須の元素であ
り、35%未満では排気弁として使用中にη相が析
出し易くなり、高温強度を低下させる原因ともな
るため下限を35%とした。しかし50%を越えて含
有させても高温強度の向上が殆ど望めなく、いた
ずらに高価な合金となるので上限を50%とした。 Crは排気弁に必要な高温域での耐酸化性、耐
硫化腐食性を確保するためには不可欠な元素であ
り、少なくとも17%以上の含有が必要である。し
かし、多量に含有しすぎると高温で長時間使用
時、σ相が形成され、クリープ強度が劣下し、か
つ靭性、延性についても低下するので上限を25%
とした。 Moはオーステナイト相に固溶することにより
素地を強化しη相(Ni3Ti)の析出を防止し、疲
労強度、クリープ強度を向上するに有効な元素で
あり、少なくとも3.2%以上含有させる必要があ
る。しかし5%を越えて含有するとσ相が析出
し、クリープ強度を低下させるとともに熱間加工
性についても低下するので上限を5%とした。 TiはNiおよびAlと結合してγ′を析出させ、高
温強度を向上させるに有効な元素であり、2.0%
以上含有させる必要がある。しかし3.2%を越え
て含有するとη相が析出して高温強度が低下する
ので上限を3.2%とした。 AlはTiと同様にγ′相形成に必要な元素であ
り、少なくとも0.5%以上の含有が必要である。
しかし、1.5%を越えて含有させると靭性、延性
ならびに熱間加工性を損うので上限を1.5%とし
た。 Ti/Alについては前述のようにクリープ変形
速度に大きく影響するものである。本発明におい
ては応力7.0Kgf/mm2で4×10-3%h-1以下のクリー
プ変形速度を得ることを目的とするものであり、
Ti/Alの比を5.0以下とした。 B、Ca、Mgについてはいずれも本発明合金の
結晶粒界を強化し、高温強度をさらに高めるとと
もに熱間加工性を向上させるために有効な元素で
あり、B、Ca、Mgについては0.0005%以上含有
させる必要がある。しかし、B、Ca、Mgについ
ては必要以上に含有させると低融点化合物が生成
し、かえつて熱間加工性を低下させるので上限を
B0.01%、Ca0.02%、Mg0.02%とした。 Nb、Taについてはオーステナイト相に固溶す
ることにより素地を強化し、炭化物を形成するこ
とによつてクリープ強度、延性を高め、かつ粒界
酸化を防止する元素であり、Nb、Taについては
0.50%以上含有させる必要がある。しかし、いず
れも2.0%を越えて含有させるとσ相が生成し、
クリープ強度が低下するので上限を2.0%とし
た。 つぎに本発明合金の特徴を従来合金、比較合金
と比べて実施例でもつて明らかにする。 第1表は、これらの供試鋼の化学成分を示すも
のである。
【表】
【表】
第1表においてA、B合金は従来合金で、A合
金はInconeI751、B合金はIncoloy901で、C〜E
合金は比較合金で、F〜N合金は本発明合金であ
る。 第2表は第1表の合金について、高周波真空溶
解炉を用いて30Kgインゴツトを溶製し、1100℃×
5Hrソーキング処理を施したのち、熱間鍛造によ
つ14mmφの丸棒に成形し、ついで1100℃×1Hr空
冷後、750℃×4Hr空冷という熱処理を施した供
試材につて、高温硬さ、高温疲労強度、クリープ
変形速度、耐硫化腐食性について調査した結果を
示したものである。 高温硬さについては、5×5×10mmの試片を真
空下で850℃の温度に加熱し300g荷重を5秒間保
持し、その硬さを微少硬度計によつて測定したも
のである。疲労強度については、平行部、直径8
mm、長さ20mmの試片を製作し、クラウゼ型高温回
転曲げ疲労試験機を用いて、大気中850℃で毎分
3000回転させ、107回破断強度を測定したもので
ある。 クリープ強度については平行部5mmφ×25mmの
試片を作製し、7Kg/mm2の応力かけながら850℃に
長時間保持し、その伸びを計測し、定常クリープ
変形速度と、最終破断に至るまでの時間を求めた
ものである。 高温耐硫化腐食性については8mmφ×15mmの試
片を作製し、その平滑試験片の平行部に、90%
Na2SO4+10%NaClからなる腐食剤を40mg/cm2の
割合で塗布し、800℃×20Hr加熱保存し、その腐
食減量を測定したものである。
金はInconeI751、B合金はIncoloy901で、C〜E
合金は比較合金で、F〜N合金は本発明合金であ
る。 第2表は第1表の合金について、高周波真空溶
解炉を用いて30Kgインゴツトを溶製し、1100℃×
5Hrソーキング処理を施したのち、熱間鍛造によ
つ14mmφの丸棒に成形し、ついで1100℃×1Hr空
冷後、750℃×4Hr空冷という熱処理を施した供
試材につて、高温硬さ、高温疲労強度、クリープ
変形速度、耐硫化腐食性について調査した結果を
示したものである。 高温硬さについては、5×5×10mmの試片を真
空下で850℃の温度に加熱し300g荷重を5秒間保
持し、その硬さを微少硬度計によつて測定したも
のである。疲労強度については、平行部、直径8
mm、長さ20mmの試片を製作し、クラウゼ型高温回
転曲げ疲労試験機を用いて、大気中850℃で毎分
3000回転させ、107回破断強度を測定したもので
ある。 クリープ強度については平行部5mmφ×25mmの
試片を作製し、7Kg/mm2の応力かけながら850℃に
長時間保持し、その伸びを計測し、定常クリープ
変形速度と、最終破断に至るまでの時間を求めた
ものである。 高温耐硫化腐食性については8mmφ×15mmの試
片を作製し、その平滑試験片の平行部に、90%
Na2SO4+10%NaClからなる腐食剤を40mg/cm2の
割合で塗布し、800℃×20Hr加熱保存し、その腐
食減量を測定したものである。
【表】
第2表から知られるように、従来合金であるA
合金は高温硬さについては、850℃でHv180程度
と高出力排気弁合金として満足し得る高温硬さを
有し、かつ高温での疲労強度についても、850℃
において107回での破断強度が24.0Kg/mm2と優れて
おり、さらに850℃でのクリープ強度については
定常クリープ変形速度が2.0×10-3%h-1、最終破
断に至るまでの時間が400Hrと、クリープ強度に
ついても優れており、A合金については850℃と
いう高温域で硬さ、疲労強度、クリープ強度につ
いて優れた合金である。反面、A合金は高温域で
の耐硫化腐食性について、800℃の腐食減量が
85.5mg/m2と多く、耐硫化腐食性については劣る
ものである。 また、従来合金であるB合金は、850℃での硬
さがHv160程度、疲労強度については850℃で107
回での破断強度が22Kg/mm2と、高温域での硬さ、
疲労強度については優れた合金であるがA合金に
比較すれば低いものである。さらに、B合金はク
リープ強度については最終破断に至るまでの時間
こそ550Hrと長いが定常クリープ変形速度が4.8
×10-3%h-1と大きくクリープ強度についてはA
合金に比較して低いものであり、かつ耐硫化腐食
性についてもその腐食減量が30.6mg/cm2と低いも
のである。 また、比較合金であるC、D合金については、
850℃での硬さがHv163、160、耐硫化腐食性につ
いて800℃での腐食減量が3.3、4.8mg/cm2と、高温
硬さ、耐硫化腐食性については優れているが、反
面Mo量が1.80%、2.28%と低く、さらにAl量が
低いとともにTi/Al比が6.1、7.0と高いことによ
つて、疲労強度については107回転での破断強度
がC合金は18.5Kg/mm2、D合金は17.8Kg/mm2といず
れも低いものであり、かつクリープ強度について
もクリープ変形速度がC合金は24.7×10-3%
h-1、D合金は33.0×10-3%h-1と大きく、さらに
破断までの時間についても短いもので、C、D合
金については疲労強度、クリープ強度については
前記の従来合金であるA、B合金に比べて低いも
のである。 さらに比較合金であるE合金については、850
℃での硬さがHv165程度、疲労強度については
107回での破断強度が21.6Kg/mm2、クリープ強度に
ついては定常クリープ変形速度が3.2×10-3%h-1
以下と、高温域での硬さ、疲労強度およびクリー
プ強度については優れた合金であるが、反面Cr
含有量が15.12%と低いため高温での耐硫化腐食
性については800℃での腐食減量が15.2mg/cm2と、
C、D合金に比べて多く高温域での耐硫化腐食性
については低いものである。 前記の従来合金、比較合金に対して、本発明合
金であるF〜N合金は40%Ni合金おいてTi量を
2.0〜3.2%、Al量を0.5〜1.5%とし、かつTi/Al
比を5以下としさらにCr量を17%以上、Mo量を
3.2%以上含有させたことによつて、いずれの合
金についても850℃という高温域で硬さがHv168
以上、疲労強度については107回での破断強度が
24.0Kg/mm2以上、さらにクリープ強度についてと
定常クリープ変形速度が3.0×10-3%h-1以下、最
終破断に至るまでの時間が600Hr以上、耐硫化腐
食性についてもその腐食減量が2.4mg/cm2以下であ
り、本発明合金は高温での硬さ、疲労強度、クリ
ープ強度、耐硫化腐食性のいずれについても高出
力排気用合金として満足し得るものである。 上述のように本発明合金は850℃という高温域
での硬さ、疲労強度およびクリープ強度について
はNi基合金であるInconeI751と同等あるいはそれ
以上であり、かつ751の欠点である耐硫化腐食性
についても大幅に改善したいものであり、本発明
合金はデイーゼルエンジン、ターボチヤジヤ付エ
ンジン等の内燃機関の排気弁用合金として高い実
用性を有するものである。
合金は高温硬さについては、850℃でHv180程度
と高出力排気弁合金として満足し得る高温硬さを
有し、かつ高温での疲労強度についても、850℃
において107回での破断強度が24.0Kg/mm2と優れて
おり、さらに850℃でのクリープ強度については
定常クリープ変形速度が2.0×10-3%h-1、最終破
断に至るまでの時間が400Hrと、クリープ強度に
ついても優れており、A合金については850℃と
いう高温域で硬さ、疲労強度、クリープ強度につ
いて優れた合金である。反面、A合金は高温域で
の耐硫化腐食性について、800℃の腐食減量が
85.5mg/m2と多く、耐硫化腐食性については劣る
ものである。 また、従来合金であるB合金は、850℃での硬
さがHv160程度、疲労強度については850℃で107
回での破断強度が22Kg/mm2と、高温域での硬さ、
疲労強度については優れた合金であるがA合金に
比較すれば低いものである。さらに、B合金はク
リープ強度については最終破断に至るまでの時間
こそ550Hrと長いが定常クリープ変形速度が4.8
×10-3%h-1と大きくクリープ強度についてはA
合金に比較して低いものであり、かつ耐硫化腐食
性についてもその腐食減量が30.6mg/cm2と低いも
のである。 また、比較合金であるC、D合金については、
850℃での硬さがHv163、160、耐硫化腐食性につ
いて800℃での腐食減量が3.3、4.8mg/cm2と、高温
硬さ、耐硫化腐食性については優れているが、反
面Mo量が1.80%、2.28%と低く、さらにAl量が
低いとともにTi/Al比が6.1、7.0と高いことによ
つて、疲労強度については107回転での破断強度
がC合金は18.5Kg/mm2、D合金は17.8Kg/mm2といず
れも低いものであり、かつクリープ強度について
もクリープ変形速度がC合金は24.7×10-3%
h-1、D合金は33.0×10-3%h-1と大きく、さらに
破断までの時間についても短いもので、C、D合
金については疲労強度、クリープ強度については
前記の従来合金であるA、B合金に比べて低いも
のである。 さらに比較合金であるE合金については、850
℃での硬さがHv165程度、疲労強度については
107回での破断強度が21.6Kg/mm2、クリープ強度に
ついては定常クリープ変形速度が3.2×10-3%h-1
以下と、高温域での硬さ、疲労強度およびクリー
プ強度については優れた合金であるが、反面Cr
含有量が15.12%と低いため高温での耐硫化腐食
性については800℃での腐食減量が15.2mg/cm2と、
C、D合金に比べて多く高温域での耐硫化腐食性
については低いものである。 前記の従来合金、比較合金に対して、本発明合
金であるF〜N合金は40%Ni合金おいてTi量を
2.0〜3.2%、Al量を0.5〜1.5%とし、かつTi/Al
比を5以下としさらにCr量を17%以上、Mo量を
3.2%以上含有させたことによつて、いずれの合
金についても850℃という高温域で硬さがHv168
以上、疲労強度については107回での破断強度が
24.0Kg/mm2以上、さらにクリープ強度についてと
定常クリープ変形速度が3.0×10-3%h-1以下、最
終破断に至るまでの時間が600Hr以上、耐硫化腐
食性についてもその腐食減量が2.4mg/cm2以下であ
り、本発明合金は高温での硬さ、疲労強度、クリ
ープ強度、耐硫化腐食性のいずれについても高出
力排気用合金として満足し得るものである。 上述のように本発明合金は850℃という高温域
での硬さ、疲労強度およびクリープ強度について
はNi基合金であるInconeI751と同等あるいはそれ
以上であり、かつ751の欠点である耐硫化腐食性
についても大幅に改善したいものであり、本発明
合金はデイーゼルエンジン、ターボチヤジヤ付エ
ンジン等の内燃機関の排気弁用合金として高い実
用性を有するものである。
第1図はクリープ変形速度に及ぼすTi/Alの
影響について示した線図でで、第2図は耐硫化腐
食性に及ぼすCr含有量の影響について示した線
図である。
影響について示した線図でで、第2図は耐硫化腐
食性に及ぼすCr含有量の影響について示した線
図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 重量比にしてC0.10%以下、Si2.0%以下、
Mn2.0%以下、Ni35〜50%、Cr17〜25%、Mo3.2
〜5%、Ti2.0〜3.2%、Al0.5〜1.5%を含有し、
残部Feならびに不純物元素からなり、Ti/Alが
5以下であることを特徴とする高温特性の優れた
排気弁用合金。 2 重量比にしてC0.10%以下、Si2.0%以下、
Mn2.0%以下、Ni35〜50%、Cr17〜25%、Mo3.2
〜5%、Ti2.0〜3.2%、Al0.5〜1.5%を含有し、
さらにB0.0005〜0.01%、Ca0.0005〜0.02%、
Mg0.0005〜0.02%のうち1種ないし2種以上を
含有し、残部Feならびに不純物元素からなり、
Ti/Alが5以下であることを特徴とする高温特
性の優れた排気弁用合金。 3 重量比にしてC0.10%以下、Si2.0%以下、
Mn2.0%以下、Ni35〜50%、Cr17〜25%、Mo3.2
〜5%、Ti2.0〜3.2%、Al0.5〜1.5%を含有し、
さらにNb0.05〜2.0%、Ta0.05〜2.0%のうち1種
ないし2種を含有し、残部Feならびに不純物元
素からなり、Ti/Alが5以下であることを特徴
とする高温特性の優れた排気弁用合金。 4 重量比にしてC0.10%以下、Si2.0%以下、
Mn2.0%以下、Ni35〜50%、Cr17〜25%、Mo3.2
〜5%、Ti2.0〜3.2%、Al0.5〜1.5%と、B0.0005
〜0.01%、Ca0.0005〜0.02%、Mg0.0005〜0.02%
のうち1種ないし2種以上と、Nb0.05〜2.0%、
Ta0.05〜2.0%のうち1種ないし2種を含有さ
せ、残部Feならびに不純物元素からなり、Ti/
Alが5以下であることを特徴とする高温特性の
優れた排気弁用合金。
Priority Applications (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP59089100A JPS60234938A (ja) | 1984-05-02 | 1984-05-02 | 高温特性の優れた排気弁用合金 |
US06/729,782 US4767597A (en) | 1984-05-02 | 1985-05-02 | Heat-resistant alloy |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP59089100A JPS60234938A (ja) | 1984-05-02 | 1984-05-02 | 高温特性の優れた排気弁用合金 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS60234938A JPS60234938A (ja) | 1985-11-21 |
JPS6250542B2 true JPS6250542B2 (ja) | 1987-10-26 |
Family
ID=13961464
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP59089100A Granted JPS60234938A (ja) | 1984-05-02 | 1984-05-02 | 高温特性の優れた排気弁用合金 |
Country Status (2)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US4767597A (ja) |
JP (1) | JPS60234938A (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP0639654A2 (en) | 1993-08-19 | 1995-02-22 | Hitachi Metals, Ltd. | Fe-Ni-Cr-base super alloy, engine valve and knitted mesh supporter for exhaust gas catalyzer |
Families Citing this family (11)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US5660938A (en) * | 1993-08-19 | 1997-08-26 | Hitachi Metals, Ltd., | Fe-Ni-Cr-base superalloy, engine valve and knitted mesh supporter for exhaust gas catalyzer |
KR100300207B1 (ko) * | 1993-11-18 | 2001-11-22 | 에르네스트 클라인 | 합금체,강체및접속편으로이루어진구성품및그의제조방법 |
JPH09279309A (ja) * | 1996-04-12 | 1997-10-28 | Daido Steel Co Ltd | Fe−Cr−Ni系耐熱合金 |
US5951789A (en) * | 1996-10-25 | 1999-09-14 | Daido Tokushuko Kabushiki Kaisha | Heat resisting alloy for exhaust valve and method for producing the exhaust valve |
US6110422A (en) * | 1998-07-24 | 2000-08-29 | Inco Alloys International, Inc. | Ductile nickel-iron-chromium alloy |
US6372181B1 (en) * | 2000-08-24 | 2002-04-16 | Inco Alloys International, Inc. | Low cost, corrosion and heat resistant alloy for diesel engine valves |
JP4811841B2 (ja) * | 2001-04-04 | 2011-11-09 | 日立金属株式会社 | 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 |
US7754305B2 (en) * | 2007-01-04 | 2010-07-13 | Ut-Battelle, Llc | High Mn austenitic stainless steel |
US7754144B2 (en) * | 2007-01-04 | 2010-07-13 | Ut-Battelle, Llc | High Nb, Ta, and Al creep- and oxidation-resistant austenitic stainless steel |
US11866809B2 (en) | 2021-01-29 | 2024-01-09 | Ut-Battelle, Llc | Creep and corrosion-resistant cast alumina-forming alloys for high temperature service in industrial and petrochemical applications |
US11479836B2 (en) | 2021-01-29 | 2022-10-25 | Ut-Battelle, Llc | Low-cost, high-strength, cast creep-resistant alumina-forming alloys for heat-exchangers, supercritical CO2 systems and industrial applications |
Family Cites Families (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US3048485A (en) * | 1955-03-14 | 1962-08-07 | Int Nickel Co | High strength creep resisting alloy |
-
1984
- 1984-05-02 JP JP59089100A patent/JPS60234938A/ja active Granted
-
1985
- 1985-05-02 US US06/729,782 patent/US4767597A/en not_active Expired - Fee Related
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP0639654A2 (en) | 1993-08-19 | 1995-02-22 | Hitachi Metals, Ltd. | Fe-Ni-Cr-base super alloy, engine valve and knitted mesh supporter for exhaust gas catalyzer |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
US4767597A (en) | 1988-08-30 |
JPS60234938A (ja) | 1985-11-21 |
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