JPH07109539A - Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ基超耐熱合金、エンジンバルブおよび排ガス触媒用ニットメッシュ - Google Patents
Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ基超耐熱合金、エンジンバルブおよび排ガス触媒用ニットメッシュInfo
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- JPH07109539A JPH07109539A JP5621994A JP5621994A JPH07109539A JP H07109539 A JPH07109539 A JP H07109539A JP 5621994 A JP5621994 A JP 5621994A JP 5621994 A JP5621994 A JP 5621994A JP H07109539 A JPH07109539 A JP H07109539A
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- 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
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- Devices And Processes Conducted In The Presence Of Fluids And Solid Particles (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 エンジンバルブや排ガス触媒用ニットメッシ
ュ材などに適した、長時間加熱後の高温強度と常温延性
に優れ、かつ十分な耐酸化性を有する省資源のＦe-Ｎi
基超耐熱合金を提供する。 【構成】 重量％でＣ０．１５％以下，Ｓｉ１．０％以
下，Ｍｎ３．０％以下，Ｎｉ３０〜４９％，Ｃｒ１０〜
１８％，Ａｌ１．６〜３．０％を含み、ＩＶａ賊とＶａ
族から選ばれる１種または２種以上の元素を合計で１．
５〜８．０％含有し、残部は不純物を除き本質的にＦｅ
からなることを特徴とするＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ基超耐熱合
金であり、必要に応じて特定範囲内でＭo,Ｗ,Ｃo,Ｂ,Ｍ
g,Ｃa,Ｙ,ＲＥＭを添加することができる。
ュ材などに適した、長時間加熱後の高温強度と常温延性
に優れ、かつ十分な耐酸化性を有する省資源のＦe-Ｎi
基超耐熱合金を提供する。 【構成】 重量％でＣ０．１５％以下，Ｓｉ１．０％以
下，Ｍｎ３．０％以下，Ｎｉ３０〜４９％，Ｃｒ１０〜
１８％，Ａｌ１．６〜３．０％を含み、ＩＶａ賊とＶａ
族から選ばれる１種または２種以上の元素を合計で１．
５〜８．０％含有し、残部は不純物を除き本質的にＦｅ
からなることを特徴とするＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ基超耐熱合
金であり、必要に応じて特定範囲内でＭo,Ｗ,Ｃo,Ｂ,Ｍ
g,Ｃa,Ｙ,ＲＥＭを添加することができる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は高温強度に優れた安価な
Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ基超耐熱合金と、この合金を用いて製
造される自動車用エンジンバルブおよび自動車用排ガス
触媒用ニットメッシュに関するものである。
Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ基超耐熱合金と、この合金を用いて製
造される自動車用エンジンバルブおよび自動車用排ガス
触媒用ニットメッシュ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とともに一方では、部品の省資源化
が望まれている。このような目的に対し、自動車等の内
燃機関においてもっとも高温で高い応力下に曝されるエ
ンジンバルブ材や排気ガスメッシュ材などの高品質部材
の省資源化が強く待ち望まれている。
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とともに一方では、部品の省資源化
が望まれている。このような目的に対し、自動車等の内
燃機関においてもっとも高温で高い応力下に曝されるエ
ンジンバルブ材や排気ガスメッシュ材などの高品質部材
の省資源化が強く待ち望まれている。
【０００３】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−２１Ｃ
ｒ−４Ｎｉ−０．５Ｃ−０．４Ｎ）が広く使用されてき
たが、一部使用温度の高温化に伴ってＮｉ基超耐熱合金
であるＮＣＦ７５１（Ｎｉ−１５．５Ｃｒ−１Ｎｂ−
２．３Ｔｉ−１．２Ａｌ−７Ｆｅ）が用いられるように
なってきた。しかし、ＮＣＦ７５１はＮｉを約７０％も
含むためにＳＵＨ３５に比べて非常に高価である。そこ
で、ＮＣＦ７５１よりも省資源で、かつできるだけＮＣ
Ｆ７５１に近い高温強度と長時間加熱後の組織安定性を
有する合金開発が行なわれてきた。その結果、例えば特
公平１−１２８２７号、特開昭６２−２１４１４９号、
特開昭５８−１８９３５９号、特開昭６３−２１３６３
１号、特開昭６１−２３８９４２号、特公昭６２−５０
５４２号、特公平４−１１６１３号、特開昭６０−２１
１０２８号等多くの提案がある。
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−２１Ｃ
ｒ−４Ｎｉ−０．５Ｃ−０．４Ｎ）が広く使用されてき
たが、一部使用温度の高温化に伴ってＮｉ基超耐熱合金
であるＮＣＦ７５１（Ｎｉ−１５．５Ｃｒ−１Ｎｂ−
２．３Ｔｉ−１．２Ａｌ−７Ｆｅ）が用いられるように
なってきた。しかし、ＮＣＦ７５１はＮｉを約７０％も
含むためにＳＵＨ３５に比べて非常に高価である。そこ
で、ＮＣＦ７５１よりも省資源で、かつできるだけＮＣ
Ｆ７５１に近い高温強度と長時間加熱後の組織安定性を
有する合金開発が行なわれてきた。その結果、例えば特
公平１−１２８２７号、特開昭６２−２１４１４９号、
特開昭５８−１８９３５９号、特開昭６３−２１３６３
１号、特開昭６１−２３８９４２号、特公昭６２−５０
５４２号、特公平４−１１６１３号、特開昭６０−２１
１０２８号等多くの提案がある。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】近年の自動車エンジン
用ガソリン燃料は、排ガスの清浄化要求に対して、無鉛
化対策が進められるようになり、無鉛ガソリン専用エン
ジンが主流となりつつある。自動車エンジンバルブや排
ガス触媒用ニットメッシュ材のようにエンジン部品のな
かでも特に高温で使用される部材にとっては、無鉛化は
腐食環境の改善につながり、ＮＣＦ７５１と同レベルの
耐酸化性さえ有すればよく、従来問題とされていた酸化
鉛に対する耐食性は、考慮せずともよくなった。一方
で、自動車の保証期間の延長に伴って、耐久性に関して
は性能改善が要求されるようになり、高温長時間使用後
の材料の強度低下ならびに脆化が極力少ない合金が要求
されるようになってきた。
用ガソリン燃料は、排ガスの清浄化要求に対して、無鉛
化対策が進められるようになり、無鉛ガソリン専用エン
ジンが主流となりつつある。自動車エンジンバルブや排
ガス触媒用ニットメッシュ材のようにエンジン部品のな
かでも特に高温で使用される部材にとっては、無鉛化は
腐食環境の改善につながり、ＮＣＦ７５１と同レベルの
耐酸化性さえ有すればよく、従来問題とされていた酸化
鉛に対する耐食性は、考慮せずともよくなった。一方
で、自動車の保証期間の延長に伴って、耐久性に関して
は性能改善が要求されるようになり、高温長時間使用後
の材料の強度低下ならびに脆化が極力少ない合金が要求
されるようになってきた。
【０００５】ＮＣＦ７５１の省資源材のうち、特開昭６
３−２１３６３１号、特公平４−１１６１３号および特
開昭６０−２１１０２８号で提案される合金は、ＮＣＦ
７５１に近い高温強度と長時間組織安定性が得られる
が、Ｎｉ含有量が５０％を超えるために、ＮＣＦ７５１
よりも十分に省資源化と低価格化が計れていない。ま
た、特公平１−１２８２７号、特開昭６２−２１４１４
９号、および特開昭５８−１８９３５９号で提案される
合金は、Ｃｒ含有量が高いために耐酸化性・耐食性には
優れるがＣｒに富んだσ相やα’相等の常温の延性を劣
化させる異相が析出する。一方、特開昭６１−２３８９
４２号および特公昭６２−５０５４２号で提案される合
金は、低Ｎｉ、低Ａｌの合金組成のため、長時間加熱時
に析出強化相であるγ’（ガンマプライム）相の粗大化
や、γ’相からη（イータ）相への変態が生じて長時間
加熱後の高温強度の低下量が大きくなる。
３−２１３６３１号、特公平４−１１６１３号および特
開昭６０−２１１０２８号で提案される合金は、ＮＣＦ
７５１に近い高温強度と長時間組織安定性が得られる
が、Ｎｉ含有量が５０％を超えるために、ＮＣＦ７５１
よりも十分に省資源化と低価格化が計れていない。ま
た、特公平１−１２８２７号、特開昭６２−２１４１４
９号、および特開昭５８−１８９３５９号で提案される
合金は、Ｃｒ含有量が高いために耐酸化性・耐食性には
優れるがＣｒに富んだσ相やα’相等の常温の延性を劣
化させる異相が析出する。一方、特開昭６１−２３８９
４２号および特公昭６２−５０５４２号で提案される合
金は、低Ｎｉ、低Ａｌの合金組成のため、長時間加熱時
に析出強化相であるγ’（ガンマプライム）相の粗大化
や、γ’相からη（イータ）相への変態が生じて長時間
加熱後の高温強度の低下量が大きくなる。
【０００６】本発明の目的は、これら上記の従来合金が
達成し得なかった長時間加熱後の高温強度と常温延性に
優れ、併せて十分な耐酸化性を有する省資源のＦｅ−Ｎ
ｉ−Ｃｒ基超耐熱合金を提供すること、さらにはこの合
金を用いて製造されるエンジンバルブおよび排ガス触媒
用ニットメッシュを提供することにある。
達成し得なかった長時間加熱後の高温強度と常温延性に
優れ、併せて十分な耐酸化性を有する省資源のＦｅ−Ｎ
ｉ−Ｃｒ基超耐熱合金を提供すること、さらにはこの合
金を用いて製造されるエンジンバルブおよび排ガス触媒
用ニットメッシュを提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】このような材料劣化を予
測する手段として、本研究では８００℃にて４００時間
加熱した試料を作製し、８００℃での引張強度ならびに
回転曲げ疲労強度を測定することにより、合金の長時間
加熱後の高温強度を測定した。一方でこの試料の常温(2
0℃)Ｕノッチシャルピー衝撃試験を実施し、その衝撃値
から材料の靭性を評価した。さらに耐酸化性について
は、８５０℃にて４００時間加熱後の重量変化を測定し
た。
測する手段として、本研究では８００℃にて４００時間
加熱した試料を作製し、８００℃での引張強度ならびに
回転曲げ疲労強度を測定することにより、合金の長時間
加熱後の高温強度を測定した。一方でこの試料の常温(2
0℃)Ｕノッチシャルピー衝撃試験を実施し、その衝撃値
から材料の靭性を評価した。さらに耐酸化性について
は、８５０℃にて４００時間加熱後の重量変化を測定し
た。
【０００８】これらの評価結果から、以下に示す３つの
手法を用いることにより、省資源のために５０％を超え
ないＮｉ量で、かつ目的を満足する合金を新規に発明す
るに至った。 (1) Ni3(Al,IVa,Va)からなるγ’相において、原子％
で表される1.8[Al]/([Al]+[Ti]+[Zr]+[Hf]+[V]+[Nb]+[T
a])の量を高めることにより、γ’相を安定化させた
（これは、Ａｌ量単独の増加にもつながる）。この考え
に基づき、Ａｌ量を重量％で１．６〜３．０％とし、さ
らに原子％で表される[Al]/([Al]+[Ti]+[Zr]+[Hf]+[V]+
[Nb]+[Ta])量比を０．４５〜０．７５の範囲とすること
で、従来のFe-Ni-Cr基合金で問題となっていた長時間加
熱時のγ’相からη相やδ相への変態による高温強度の
低下を防ぐことができた。また、このＡｌ量の増量は、
高温加熱時にAl2O3の生成量を増し、(3)のＣｒ量の低下
による耐酸化性の低下を補完する働きももつ。５０％を
下回るＮｉ量と２０％以下のＣｒ量を含有するFe-Ni-Cr
基超耐熱合金において、このような高Ａｌと高1.8[Al]/
([Al]+[Ti]+[Zr]+[Hf]+[V]+[Nb]+[Ta])量を有する従来
合金はなく、まったく新規の発明である。
手法を用いることにより、省資源のために５０％を超え
ないＮｉ量で、かつ目的を満足する合金を新規に発明す
るに至った。 (1) Ni3(Al,IVa,Va)からなるγ’相において、原子％
で表される1.8[Al]/([Al]+[Ti]+[Zr]+[Hf]+[V]+[Nb]+[T
a])の量を高めることにより、γ’相を安定化させた
（これは、Ａｌ量単独の増加にもつながる）。この考え
に基づき、Ａｌ量を重量％で１．６〜３．０％とし、さ
らに原子％で表される[Al]/([Al]+[Ti]+[Zr]+[Hf]+[V]+
[Nb]+[Ta])量比を０．４５〜０．７５の範囲とすること
で、従来のFe-Ni-Cr基合金で問題となっていた長時間加
熱時のγ’相からη相やδ相への変態による高温強度の
低下を防ぐことができた。また、このＡｌ量の増量は、
高温加熱時にAl2O3の生成量を増し、(3)のＣｒ量の低下
による耐酸化性の低下を補完する働きももつ。５０％を
下回るＮｉ量と２０％以下のＣｒ量を含有するFe-Ni-Cr
基超耐熱合金において、このような高Ａｌと高1.8[Al]/
([Al]+[Ti]+[Zr]+[Hf]+[V]+[Nb]+[Ta])量を有する従来
合金はなく、まったく新規の発明である。
【０００９】(2) マトリックスのＮｉ量低下による高温
強度の低下をγ’相の増量で補う。これらは従来合金と
一部重複するＩＶａ族およびＶａ族の添加量に加え、さ
らに高いAl量を添加することで達成された。さらに詳細
には、目的とする強度を得るためのγ’量は原子％で表
される([Al]+[Ti]+[Zr]+[Hf]+[V]+[Nb]+[Ta])の量と相
関があり、この値を従来の鍛造合金よりも高い６．５〜
１０．０の範囲に管理することで、短時間高温強度の向
上が可能になった（この量の４倍が計算γ’量とな
る）。このように高い計算γ’量がエンジンバルブ用な
どの鍛造合金で、実用化されたことはなく、この点も全
く新規の発明である。Ｎｉ量が５０％以上のＮｉ基超耐
熱合金の場合、γ’相が高温まで安定となりこのレベル
のγ’量では熱間加工が困難となる。また、(1)で示し
た[Al]/([Al]+[Ti]+[Zr]+[Hf]+[V]+[Nb]+[Ta])量が低い
合金の場合も,ＩＶａ族およびＶａ族の固溶強化とγ’
相の格子ひずみ量の増加によって、熱間加工が困難とな
る。よって、このような高い計算γ’量はＮｉ量が５０
％を超えず、かつ(1)で示した[Al]/([Al]+[Ti]+[Zr]+[H
f]+[V]+[Nb]+[Ta])量が高い場合のみ加工できることを
見出した。
強度の低下をγ’相の増量で補う。これらは従来合金と
一部重複するＩＶａ族およびＶａ族の添加量に加え、さ
らに高いAl量を添加することで達成された。さらに詳細
には、目的とする強度を得るためのγ’量は原子％で表
される([Al]+[Ti]+[Zr]+[Hf]+[V]+[Nb]+[Ta])の量と相
関があり、この値を従来の鍛造合金よりも高い６．５〜
１０．０の範囲に管理することで、短時間高温強度の向
上が可能になった（この量の４倍が計算γ’量とな
る）。このように高い計算γ’量がエンジンバルブ用な
どの鍛造合金で、実用化されたことはなく、この点も全
く新規の発明である。Ｎｉ量が５０％以上のＮｉ基超耐
熱合金の場合、γ’相が高温まで安定となりこのレベル
のγ’量では熱間加工が困難となる。また、(1)で示し
た[Al]/([Al]+[Ti]+[Zr]+[Hf]+[V]+[Nb]+[Ta])量が低い
合金の場合も,ＩＶａ族およびＶａ族の固溶強化とγ’
相の格子ひずみ量の増加によって、熱間加工が困難とな
る。よって、このような高い計算γ’量はＮｉ量が５０
％を超えず、かつ(1)で示した[Al]/([Al]+[Ti]+[Zr]+[H
f]+[V]+[Nb]+[Ta])量が高い場合のみ加工できることを
見出した。
【００１０】(3) 長時間加熱後にもσ相やα’相などの
Ｃｒに富んだ脆化相が析出しないようマトリックスのＣ
ｒ量を耐酸化性を劣化させない最小限の添加に留める。
さらに、Ｃｒと同族の元素であるＭｏとＷの添加量につ
いても必要に応じて、重量％を原子％に換算した場合の
総和で定めた。上記(1),(2)とこのＣｒ量の最適化もま
ったく新規の組み合わせであり、これらを同時に実施す
ることにより目的とする長時間加熱後の強度と延性を兼
備する合金を得ることができた。
Ｃｒに富んだ脆化相が析出しないようマトリックスのＣ
ｒ量を耐酸化性を劣化させない最小限の添加に留める。
さらに、Ｃｒと同族の元素であるＭｏとＷの添加量につ
いても必要に応じて、重量％を原子％に換算した場合の
総和で定めた。上記(1),(2)とこのＣｒ量の最適化もま
ったく新規の組み合わせであり、これらを同時に実施す
ることにより目的とする長時間加熱後の強度と延性を兼
備する合金を得ることができた。
【００１１】すなわち、本発明は重量％でＣ０．１５％
以下，Ｓｉ１．０％以下，Ｍｎ３．０％以下，Ｎｉ３０
〜４９％，Ｃｒ１０〜１８％，Ａｌ１．６〜３．０％を
含み、ＩＶａ族とＶａ族から選ばれる１種または２種以
上の元素を合計で１．５〜８．０％含有し、残部は不純
物を除き本質的にＦｅからなるＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ基超耐
熱合金を基本組成とし、必要に応じてＭｏ３％以下とＷ
３％以下の１種または２種を含有できる。
以下，Ｓｉ１．０％以下，Ｍｎ３．０％以下，Ｎｉ３０
〜４９％，Ｃｒ１０〜１８％，Ａｌ１．６〜３．０％を
含み、ＩＶａ族とＶａ族から選ばれる１種または２種以
上の元素を合計で１．５〜８．０％含有し、残部は不純
物を除き本質的にＦｅからなるＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ基超耐
熱合金を基本組成とし、必要に応じてＭｏ３％以下とＷ
３％以下の１種または２種を含有できる。
【００１２】より好適な範囲は、Ｃ０．０８％以下，Ｓ
ｉ０．５％以下，Ｍｎ１．０％以下，Ｎｉ３０〜４９
％，Ｃｒ１３〜１８％，Ａｌ１．６〜３．０％，Ｔｉ
１．５〜３．０％，Ｎｂ０．３〜２．５％を含み、残部
は不純物を除き本質的にＦｅからなるＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ
基超耐熱合金であり。これも必要に応じてＭｏ３％以下
とＷ３％以下の１種または２種を含有できるが、Ｍｏを
単独で３％以下含有させるのがより好ましい。さらに望
ましい範囲は、重量％でＣ０．０８％以下，Ｓｉ０．２
％以下，Ｍｎ０．５％以下，Ｎｉ３０〜４５％，Ｃｒ１
３．５〜１６％，Ｍｏ０．１〜１．０％，Ａｌ１．８〜
２．４％，Ｔｉ２．０〜３．０％，Ｎｂ０．５〜１．５
％である。これらの合金は、必要に応じて重量％で５％
以下のＣｏを、Ｎｉ＋Ｃｏ≦４９の範囲で含むことがで
きる。
ｉ０．５％以下，Ｍｎ１．０％以下，Ｎｉ３０〜４９
％，Ｃｒ１３〜１８％，Ａｌ１．６〜３．０％，Ｔｉ
１．５〜３．０％，Ｎｂ０．３〜２．５％を含み、残部
は不純物を除き本質的にＦｅからなるＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ
基超耐熱合金であり。これも必要に応じてＭｏ３％以下
とＷ３％以下の１種または２種を含有できるが、Ｍｏを
単独で３％以下含有させるのがより好ましい。さらに望
ましい範囲は、重量％でＣ０．０８％以下，Ｓｉ０．２
％以下，Ｍｎ０．５％以下，Ｎｉ３０〜４５％，Ｃｒ１
３．５〜１６％，Ｍｏ０．１〜１．０％，Ａｌ１．８〜
２．４％，Ｔｉ２．０〜３．０％，Ｎｂ０．５〜１．５
％である。これらの合金は、必要に応じて重量％で５％
以下のＣｏを、Ｎｉ＋Ｃｏ≦４９の範囲で含むことがで
きる。
【００１３】また上記の合金は、原子％で、Ａｌを必須
添加とし、ＩＶａ族およびＶａ族から選ばれる１種また
は２種以上の元素が，以下の関係式を満たす範囲で添加
するのがよい。 6.5≦[Al]+[Ti]+[Zr]+[Hf]+[V]+[Nb]+[Ta]≦10.0 0.45≦[Al]/([Al]+[Ti]+[Zr]+[Hf]+[V]+[Nb]+[Ta])≦0.
75 より好適な関係式を満たす範囲は、 6.5≦[Al]+[Ti]+[Zr]+[Hf]+[V]+[Nb]+[Ta]≦8.5 0.50≦[Al]/([Al]+[Ti]+[Zr]+[Hf]+[V]+[Nb]+[Ta])≦0.
60 である。
添加とし、ＩＶａ族およびＶａ族から選ばれる１種また
は２種以上の元素が，以下の関係式を満たす範囲で添加
するのがよい。 6.5≦[Al]+[Ti]+[Zr]+[Hf]+[V]+[Nb]+[Ta]≦10.0 0.45≦[Al]/([Al]+[Ti]+[Zr]+[Hf]+[V]+[Nb]+[Ta])≦0.
75 より好適な関係式を満たす範囲は、 6.5≦[Al]+[Ti]+[Zr]+[Hf]+[V]+[Nb]+[Ta]≦8.5 0.50≦[Al]/([Al]+[Ti]+[Zr]+[Hf]+[V]+[Nb]+[Ta])≦0.
60 である。
【００１４】また、上述の合金は、原子％でＣｒを必須
添加とし，さらにＭｏおよびＷの１種または２種が、１
３≦［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｗ］≦１８の範囲で含むこ
とが望ましい。これらの合金は、必要に応じて０．０１
５％以下のＢ、０．０２％以下のＭｇと０．０２％以下
のＣａの１種または２種、さらに、０．１％以下のＹと
０．１％以下の希土類元素（以下ＲＥＭという）の１種
または２種を適宜含むことができる。これらの組成を有
する合金の一部は、８００℃にて４００時間加熱後のＵ
ノッチシャルピー衝撃値が０．５MJ/m2以上であること
を特徴とする。さらに，８００℃にて４００時間加熱後
の８００℃−２９４ＭＰａにおける回転曲げ疲労試験の
破断回数が０．５×１０6回以上であることを特徴とす
る。また、これらのＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ基超耐熱合金を用
いて製造される自動車用エンジンバルブと自動車用排ガ
ス触媒用ニットメッシュは、従来にない優れた特性を有
する。
添加とし，さらにＭｏおよびＷの１種または２種が、１
３≦［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｗ］≦１８の範囲で含むこ
とが望ましい。これらの合金は、必要に応じて０．０１
５％以下のＢ、０．０２％以下のＭｇと０．０２％以下
のＣａの１種または２種、さらに、０．１％以下のＹと
０．１％以下の希土類元素（以下ＲＥＭという）の１種
または２種を適宜含むことができる。これらの組成を有
する合金の一部は、８００℃にて４００時間加熱後のＵ
ノッチシャルピー衝撃値が０．５MJ/m2以上であること
を特徴とする。さらに，８００℃にて４００時間加熱後
の８００℃−２９４ＭＰａにおける回転曲げ疲労試験の
破断回数が０．５×１０6回以上であることを特徴とす
る。また、これらのＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ基超耐熱合金を用
いて製造される自動車用エンジンバルブと自動車用排ガ
ス触媒用ニットメッシュは、従来にない優れた特性を有
する。
【００１５】
【作用】本発明において、ＣはＴｉやＮｂと結びついて
ＭＣ炭化物を形成し、結晶粒の粗大化防止やクリープ破
断延性の改善に役立つため、少量添加する必要がある。
しかし、０．１５％を超える過度の添加は、長時間加熱
時にＭＣ炭化物からＭ23Ｃ6炭化物への分解反応が多量
に生じて、常温における粒界の延性を低下させる。よっ
て、Ｃは０．１５％以下の添加とする。好適なＣの範囲
は、０．０８％以下である。
ＭＣ炭化物を形成し、結晶粒の粗大化防止やクリープ破
断延性の改善に役立つため、少量添加する必要がある。
しかし、０．１５％を超える過度の添加は、長時間加熱
時にＭＣ炭化物からＭ23Ｃ6炭化物への分解反応が多量
に生じて、常温における粒界の延性を低下させる。よっ
て、Ｃは０．１５％以下の添加とする。好適なＣの範囲
は、０．０８％以下である。
【００１６】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１．０％以下，Ｍｎは３．０％
以下にそれぞれ限定する。好適には、Ｓｉは０．５％以
下，Ｍｎは１．０％以下である。さらに望ましくは、Ｓ
ｉは０．２％以下、Ｍｎは０．５％以下である。
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１．０％以下，Ｍｎは３．０％
以下にそれぞれ限定する。好適には、Ｓｉは０．５％以
下，Ｍｎは１．０％以下である。さらに望ましくは、Ｓ
ｉは０．２％以下、Ｍｎは０．５％以下である。
【００１７】Ｎｉは、基地のオーステナイト相を安定化
するとともに高温強度も高める。さらに、γ’相の構成
元素として、必須の添加元素である。Ｎｉが３０％を下
回るとγ’相の析出が不十分となり、高温強度が低下す
る。一方、Ｎｉ量が４９％を超えるとＮＣＦ７５１の省
資源材として価格上のメリットがなくなるため、Ｎｉ量
は３０〜４９％の範囲に限定する。より望ましいＮｉの
範囲は、３０〜４５％である。
するとともに高温強度も高める。さらに、γ’相の構成
元素として、必須の添加元素である。Ｎｉが３０％を下
回るとγ’相の析出が不十分となり、高温強度が低下す
る。一方、Ｎｉ量が４９％を超えるとＮＣＦ７５１の省
資源材として価格上のメリットがなくなるため、Ｎｉ量
は３０〜４９％の範囲に限定する。より望ましいＮｉの
範囲は、３０〜４５％である。
【００１８】Ｃｒは合金に耐酸化性を付与するのに不可
欠の元素であり、自動車用等の耐熱部品としての耐酸化
性を保証するために最低１０％は必要であるが、１８％
を超えると組織が不安定となり、Ｃｒに富んだα’相ま
たはσ相などの有害脆化相を生成し、クリープ破断強度
と常温延性の低下を招くので、Ｃｒは１０〜１８％とす
る。好適なＣｒ量は１３〜１８％で、より望ましいＣｒ
量は１３．５〜１６％である。
欠の元素であり、自動車用等の耐熱部品としての耐酸化
性を保証するために最低１０％は必要であるが、１８％
を超えると組織が不安定となり、Ｃｒに富んだα’相ま
たはσ相などの有害脆化相を生成し、クリープ破断強度
と常温延性の低下を招くので、Ｃｒは１０〜１８％とす
る。好適なＣｒ量は１３〜１８％で、より望ましいＣｒ
量は１３．５〜１６％である。
【００１９】Ａｌは前述のごとく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本発明にお
いて不可欠な元素であり、最低１．６％を必要とする
が、３．０％を越えると熱間加工性が劣化するので、
１．６〜３．０％に限定する。また、この高いＡｌ量
は、高温加熱時にAl2O3の生成量を増し耐酸化性の向上
にも寄与する。より望ましいＡｌ量は１．８〜２．４％
である。５０％を下回るＮｉ量と２０％以下のＣｒ量を
含有するFe-Ni基超耐熱合金の範疇にあって、このよう
にＡｌの添加量の高い合金は、これまでまったく存在せ
ず、この点が本発明のもっとも特徴とするところの１つ
である。
相を析出させて所望の高温強度を得るために本発明にお
いて不可欠な元素であり、最低１．６％を必要とする
が、３．０％を越えると熱間加工性が劣化するので、
１．６〜３．０％に限定する。また、この高いＡｌ量
は、高温加熱時にAl2O3の生成量を増し耐酸化性の向上
にも寄与する。より望ましいＡｌ量は１．８〜２．４％
である。５０％を下回るＮｉ量と２０％以下のＣｒ量を
含有するFe-Ni基超耐熱合金の範疇にあって、このよう
にＡｌの添加量の高い合金は、これまでまったく存在せ
ず、この点が本発明のもっとも特徴とするところの１つ
である。
【００２０】ＩＶａ族、Ｖａ族の元素は本発明合金にお
いて、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、１種または２
種以上を合計で１．５％以上添加する必要がある。しか
し、これらの元素が合計で８．０％を越えると高温長時
間加熱時にガンマプライム相が不安定となってη相やδ
相等のγ相と非整合の金属間加工物を生成しやすくな
り、また熱間加工性も害するようになる。よってＩＶａ
族、Ｖａ族の元素は、１種または２種以上を合計で１．
５〜８．０％の添加とする。より望ましい範囲は、３．
０〜５．０％である。
いて、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、１種または２
種以上を合計で１．５％以上添加する必要がある。しか
し、これらの元素が合計で８．０％を越えると高温長時
間加熱時にガンマプライム相が不安定となってη相やδ
相等のγ相と非整合の金属間加工物を生成しやすくな
り、また熱間加工性も害するようになる。よってＩＶａ
族、Ｖａ族の元素は、１種または２種以上を合計で１．
５〜８．０％の添加とする。より望ましい範囲は、３．
０〜５．０％である。
【００２１】なお、ＩＶａ族の元素においては、Ｔｉの
添加がもっとも好ましく、好適なＴｉの添加量は、１．
５〜３．０％の範囲である。より望ましいＴｉの範囲は
２．０〜３．０％である。また、ＺｒとＨｆは、γ相へ
の固溶度がＴｉよりも低く、Ｔｉほど多量に添加できな
い。反面、一部が結晶粒界に偏析して、高温域での粒界
強度を高める作用ももつ。また、Ｖａ族の元素において
は、Ｎｂの添加がもっとも好ましく、好適なＮｂの添加
量は、０．３〜２．５％の範囲である。より望ましいＮ
ｂの範囲は、０．５〜１．５％である。一方、Ｖの場合
は、Ｎｂよりも固溶強化作用が弱く、また、耐酸化性も
低下させるので、過度の添加は好ましくない。また、Ｔ
ａの場合は、Ｎｂ以上にγ’相を固溶強化するが、希少
資源で価格が大幅に上昇することもあり、多量に添加す
るには至らない。
添加がもっとも好ましく、好適なＴｉの添加量は、１．
５〜３．０％の範囲である。より望ましいＴｉの範囲は
２．０〜３．０％である。また、ＺｒとＨｆは、γ相へ
の固溶度がＴｉよりも低く、Ｔｉほど多量に添加できな
い。反面、一部が結晶粒界に偏析して、高温域での粒界
強度を高める作用ももつ。また、Ｖａ族の元素において
は、Ｎｂの添加がもっとも好ましく、好適なＮｂの添加
量は、０．３〜２．５％の範囲である。より望ましいＮ
ｂの範囲は、０．５〜１．５％である。一方、Ｖの場合
は、Ｎｂよりも固溶強化作用が弱く、また、耐酸化性も
低下させるので、過度の添加は好ましくない。また、Ｔ
ａの場合は、Ｎｂ以上にγ’相を固溶強化するが、希少
資源で価格が大幅に上昇することもあり、多量に添加す
るには至らない。
【００２２】ＭｏとＷはＣｒと同じＶＩａ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高める効果をもつ。そのため
に必要に応じてＭｏとＷの１種または２種をそれぞれ３
％以下の範囲で添加できる。しかし、合金価格と比重の
点ではＭｏの方が望ましく、その場合のより望ましいＭ
ｏ量は０．１〜１．０％である。また、α’相やσ相の
析出にはＣｒ量とあわせこれら３元素の原子％における
総和が効いてくるため、Ｃｒと同族の元素であるＭｏと
Ｗの添加量についても必要に応じて、重量％を原子％に
換算した場合の総和を一定値に保つことが望ましい。よ
って原子％で表される［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｗ］量
は，１３〜１８とすることが望ましい。さらに望ましい
範囲は、１５．０〜１７．５の範囲である。Ｃｏはオー
ステナイト基地に固溶して、熱間加工域では、γ’相の
固溶を促進させ加工性を改善する一方、実用温度域で
は、γ’相の析出量を増加させ、高温強度を高める。そ
のために、Ｃｏは必要に応じて、Ｎｉ量と置換する形
で、Ｎｉ＋Ｃｏ≦４９の範囲で添加することができる
が、ＣｏはＮｉに比べて高価な元素であるため、上限は
５．０％とするのが良い。
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高める効果をもつ。そのため
に必要に応じてＭｏとＷの１種または２種をそれぞれ３
％以下の範囲で添加できる。しかし、合金価格と比重の
点ではＭｏの方が望ましく、その場合のより望ましいＭ
ｏ量は０．１〜１．０％である。また、α’相やσ相の
析出にはＣｒ量とあわせこれら３元素の原子％における
総和が効いてくるため、Ｃｒと同族の元素であるＭｏと
Ｗの添加量についても必要に応じて、重量％を原子％に
換算した場合の総和を一定値に保つことが望ましい。よ
って原子％で表される［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｗ］量
は，１３〜１８とすることが望ましい。さらに望ましい
範囲は、１５．０〜１７．５の範囲である。Ｃｏはオー
ステナイト基地に固溶して、熱間加工域では、γ’相の
固溶を促進させ加工性を改善する一方、実用温度域で
は、γ’相の析出量を増加させ、高温強度を高める。そ
のために、Ｃｏは必要に応じて、Ｎｉ量と置換する形
で、Ｎｉ＋Ｃｏ≦４９の範囲で添加することができる
が、ＣｏはＮｉに比べて高価な元素であるため、上限は
５．０％とするのが良い。
【００２３】本発明の目的の達成のためにはＡｌとＩＶ
ａ族元素およびＶａ族元素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ならびにＡｌの
比率を適正範囲とすることも重要である。前述のとお
り、Ni3(Al,IVa,Va)からなるγ’相において、原子％で
表される[Al]/([Al]+[Ti]+[Zr]+[Hf]+[V]+[Nb]+[Ta])の
量を高めることで、γ’相を安定化することができる。
この[Al]/([Al]+[Ti]+[Zr]+[Hf]+[V]+[Nb]+[Ta])比が
０．４５に満たないと、長時間加熱時にγ’相からη相
やδ相への変態による高温強度の低下が生じやすくな
る。一方、この量比が０．７５を超えるとγ’相が十分
に固溶強化されず、常温強度が低下する。よって、[Al]
/([Al]+[Ti]+[Zr]+[Hf]+[V]+[Nb]+[Ta])比は０．４５〜
０．７５の範囲が望ましい。より望ましくは０．５０〜
０．６０の範囲である。
ａ族元素およびＶａ族元素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ならびにＡｌの
比率を適正範囲とすることも重要である。前述のとお
り、Ni3(Al,IVa,Va)からなるγ’相において、原子％で
表される[Al]/([Al]+[Ti]+[Zr]+[Hf]+[V]+[Nb]+[Ta])の
量を高めることで、γ’相を安定化することができる。
この[Al]/([Al]+[Ti]+[Zr]+[Hf]+[V]+[Nb]+[Ta])比が
０．４５に満たないと、長時間加熱時にγ’相からη相
やδ相への変態による高温強度の低下が生じやすくな
る。一方、この量比が０．７５を超えるとγ’相が十分
に固溶強化されず、常温強度が低下する。よって、[Al]
/([Al]+[Ti]+[Zr]+[Hf]+[V]+[Nb]+[Ta])比は０．４５〜
０．７５の範囲が望ましい。より望ましくは０．５０〜
０．６０の範囲である。
【００２４】さらに、マトリックスのＮｉ量低下による
高温強度の低下をγ’相の増量で補うために、原子％で
表される([Al]+[Ti]+[Zr]+[Hf]+[V]+[Nb]+[Ta])量につ
いても適性範囲に制御するのが良い。この値が、６．５
を下回ると、Ｎｉ量が５０％を越える従来のFe-Ni-Cr基
超耐熱合金の強度に及ばないようになり、逆に１０を超
えるとエンジンバルブ用等の熱間加工が困難となる。よ
って、原子％で表される([Al]+[Ti]+[Zr]+[Hf]+[V]+[N
b]+[Ta])量は、従来の鍛造合金よりも高い６．５〜１
０．０の範囲に管理することで、短時間高温強度の向上
が可能となる。より好適な範囲は、７．０〜８．５であ
る。このように高い計算γ’量がエンジンバルブ用など
の鍛造合金で、実用化されたことはなく、この点も全く
新規の発明である。Ｎｉ量が５０％以上のＮｉ基超耐熱
合金の場合、γ’相が高温まで安定となりこのレベルの
γ’量ではエンジンバルブ等の強度の熱間加工が困難と
なる。
高温強度の低下をγ’相の増量で補うために、原子％で
表される([Al]+[Ti]+[Zr]+[Hf]+[V]+[Nb]+[Ta])量につ
いても適性範囲に制御するのが良い。この値が、６．５
を下回ると、Ｎｉ量が５０％を越える従来のFe-Ni-Cr基
超耐熱合金の強度に及ばないようになり、逆に１０を超
えるとエンジンバルブ用等の熱間加工が困難となる。よ
って、原子％で表される([Al]+[Ti]+[Zr]+[Hf]+[V]+[N
b]+[Ta])量は、従来の鍛造合金よりも高い６．５〜１
０．０の範囲に管理することで、短時間高温強度の向上
が可能となる。より好適な範囲は、７．０〜８．５であ
る。このように高い計算γ’量がエンジンバルブ用など
の鍛造合金で、実用化されたことはなく、この点も全く
新規の発明である。Ｎｉ量が５０％以上のＮｉ基超耐熱
合金の場合、γ’相が高温まで安定となりこのレベルの
γ’量ではエンジンバルブ等の強度の熱間加工が困難と
なる。
【００２５】また、原子％で表される上述した[Al]/([A
l]+[Ti]+[Zr]+[Hf]+[V]+[Nb]+[Ta])量が低い合金の場合
も,Ti,Nb,Ta等の元素の固溶強化とγ’相の格子ひずみ
量の増加によって、熱間加工が困難となる。よって、こ
のような高い計算γ’量はＮｉ量が５０％を超えず、か
つ[Al]/([Al]+[Ti]+[Zr]+[Hf]+[V]+[Nb]+[Ta])量比が高
い場合のみ熱間加工が可能となる。上述の関係式で表さ
れる原子％のうち、無添加の元素については、ゼロとし
て計算する。
l]+[Ti]+[Zr]+[Hf]+[V]+[Nb]+[Ta])量が低い合金の場合
も,Ti,Nb,Ta等の元素の固溶強化とγ’相の格子ひずみ
量の増加によって、熱間加工が困難となる。よって、こ
のような高い計算γ’量はＮｉ量が５０％を超えず、か
つ[Al]/([Al]+[Ti]+[Zr]+[Hf]+[V]+[Nb]+[Ta])量比が高
い場合のみ熱間加工が可能となる。上述の関係式で表さ
れる原子％のうち、無添加の元素については、ゼロとし
て計算する。
【００２６】Ｂ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、本発明合金
に適量添加できる。その効果は少量の添加量から始まる
が、０．０１５％を超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、Ｂの上限は、０．０
１５％とするのが良い。ＭｇとＣａは、強力な脱酸・脱
硫元素として合金の清浄度を高めるとともに、高温引張
やクリープ変形時さらに熱間加工時の延性改善に役立つ
ため、１種または２種を適量添加できる。その効果は少
量の添加量から始まるが、Ｍｇ，Ｃａがそれぞれ、０．
０２％を超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、ＭｇおよびＣａの上限は、それ
ぞれ０．０２％とするのが良い。
高温の強度と延性を高めるのに有効であり、本発明合金
に適量添加できる。その効果は少量の添加量から始まる
が、０．０１５％を超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、Ｂの上限は、０．０
１５％とするのが良い。ＭｇとＣａは、強力な脱酸・脱
硫元素として合金の清浄度を高めるとともに、高温引張
やクリープ変形時さらに熱間加工時の延性改善に役立つ
ため、１種または２種を適量添加できる。その効果は少
量の添加量から始まるが、Ｍｇ，Ｃａがそれぞれ、０．
０２％を超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、ＭｇおよびＣａの上限は、それ
ぞれ０．０２％とするのが良い。
【００２７】ＹおよびＲＥＭは、本発明において高温の
耐酸化性を高めるのに有効であり、本発明合金に１種ま
たは２種を適量添加できる。その効果は少量の添加量か
ら始まるが、ＹおよびＲＥＭがそれぞれ、０．１％を超
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、ＹおよびＲＥＭの上限は、それぞれ０．１
％とするのが良い。なお、本発明合金をベースに、耐酸
化性を限界まで高めるために、ランタノイドの元素群の
中から最適な添加割合を求めることは容易であり、この
ような操作は、本発明の範囲を越えるものではない。
耐酸化性を高めるのに有効であり、本発明合金に１種ま
たは２種を適量添加できる。その効果は少量の添加量か
ら始まるが、ＹおよびＲＥＭがそれぞれ、０．１％を超
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、ＹおよびＲＥＭの上限は、それぞれ０．１
％とするのが良い。なお、本発明合金をベースに、耐酸
化性を限界まで高めるために、ランタノイドの元素群の
中から最適な添加割合を求めることは容易であり、この
ような操作は、本発明の範囲を越えるものではない。
【００２８】また、請求項には挙げていないが、Ｒｅ
は、オーステナイト基地を固溶強化し、同時にγ’相の
析出も促進し、高温耐食性にも有効に働くため、本発明
合金に２．０％以下の範囲で添加してもよい。ただし、
希少資源で合金価格が大幅に高くなるので、過度に添加
する必要はない。Ｆｅは、省資源合金として安価なオー
ステナイト基地を形成するのに有効な元素である。ま
た、Ｎｉよりも高温域で基地を軟化させるので、上述の
強化合金元素量を含んでも熱間加工が可能となる。以上
の理由によりＦｅは不可避の不純物を除き残部とする。
また、不純物のうち、下記の元素については、以下に示
す範囲であれば本発明合金に含まれてもよい。 Ｐ≦０．０４％， Ｓ≦０．０２％， Ｏ≦０．０２
％， Ｎ≦０．０５％ より望ましくは、以下の範囲である。 Ｐ≦０．０２％， Ｓ≦０．００５％， Ｏ≦０．０１
％， Ｎ≦０．０１％ 以上述べたFe-Ni-Cr基超耐熱合金は、単一の真空溶解、
または真空溶解後のエレクトロスラグ再溶解や真空アー
ク再溶解等の精練工程を経て得られたインゴットを熱間
鍛造や熱間圧延等の加工工程を通して１次製品に仕上げ
られる。
は、オーステナイト基地を固溶強化し、同時にγ’相の
析出も促進し、高温耐食性にも有効に働くため、本発明
合金に２．０％以下の範囲で添加してもよい。ただし、
希少資源で合金価格が大幅に高くなるので、過度に添加
する必要はない。Ｆｅは、省資源合金として安価なオー
ステナイト基地を形成するのに有効な元素である。ま
た、Ｎｉよりも高温域で基地を軟化させるので、上述の
強化合金元素量を含んでも熱間加工が可能となる。以上
の理由によりＦｅは不可避の不純物を除き残部とする。
また、不純物のうち、下記の元素については、以下に示
す範囲であれば本発明合金に含まれてもよい。 Ｐ≦０．０４％， Ｓ≦０．０２％， Ｏ≦０．０２
％， Ｎ≦０．０５％ より望ましくは、以下の範囲である。 Ｐ≦０．０２％， Ｓ≦０．００５％， Ｏ≦０．０１
％， Ｎ≦０．０１％ 以上述べたFe-Ni-Cr基超耐熱合金は、単一の真空溶解、
または真空溶解後のエレクトロスラグ再溶解や真空アー
ク再溶解等の精練工程を経て得られたインゴットを熱間
鍛造や熱間圧延等の加工工程を通して１次製品に仕上げ
られる。
【００２９】これらの素材はγ’析出強化型超耐熱合金
に一般的に用いられる９００〜１１００℃の固溶化処理
と６００〜８００℃の時効処理を実施したのち実用に供
される。熱間加工が固溶化処理を兼ねる場合は、熱間加
工後、直接時効処理を実施してもよい。本合金はさらに
実用を模擬した長時間加熱処理、例えば、８００℃にて
４００時間程度の長時間加熱を実施したのちの状態でも
十分な常温の靭性・延性が得られる。これは従来の高Ｃ
ｒのＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ基超耐熱合金では、得られなかっ
た特性で、具体的な数値としてはシャルピー衝撃値で
０．５MJ/m2以上の値が得られる。
に一般的に用いられる９００〜１１００℃の固溶化処理
と６００〜８００℃の時効処理を実施したのち実用に供
される。熱間加工が固溶化処理を兼ねる場合は、熱間加
工後、直接時効処理を実施してもよい。本合金はさらに
実用を模擬した長時間加熱処理、例えば、８００℃にて
４００時間程度の長時間加熱を実施したのちの状態でも
十分な常温の靭性・延性が得られる。これは従来の高Ｃ
ｒのＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ基超耐熱合金では、得られなかっ
た特性で、具体的な数値としてはシャルピー衝撃値で
０．５MJ/m2以上の値が得られる。
【００３０】これらは自動車の保証期間増加に伴い、従
来よりも各部品材の耐久性を改善する必要性が出てきた
ために、あらたに着目した特性である。自動車エンジン
用バルブ材として８００℃で４００時間加熱後の衝撃値
が０．５MJ/m2に満たないと長期使用後のエンジンを寒
冷地で急速に高温まで回転させた場合等に、靭性が不十
分なためにバルブの折損につながる可能性がある。した
がって、必要に応じ、本発明合金の８００℃で４００時
間加熱後の衝撃値は０．５MJ/m2以上に規定するのが良
い。また、本合金は同じく８００℃にて４００時間加熱
したのちの状態でも十分な疲労強度が得られる。エンジ
ンバルブのように高温で繰り返し応力が働く部材におい
て、寿命を律速する最大の因子は疲労であり、自動車の
保証期間の延長に伴い、バルブの性能を保証するために
は、８００℃にて４００時間加熱後の８００℃−２９４
ＭＰａの試験条件下での回転曲げ疲労破断回数が０．５
×１０6回以上に規定するのが良い。より望ましい破断
回数は２．５×１０6回以上である。本発明合金は、最
適な熱処理条件下においてこれらの疲労強度を満足する
ことができる。
来よりも各部品材の耐久性を改善する必要性が出てきた
ために、あらたに着目した特性である。自動車エンジン
用バルブ材として８００℃で４００時間加熱後の衝撃値
が０．５MJ/m2に満たないと長期使用後のエンジンを寒
冷地で急速に高温まで回転させた場合等に、靭性が不十
分なためにバルブの折損につながる可能性がある。した
がって、必要に応じ、本発明合金の８００℃で４００時
間加熱後の衝撃値は０．５MJ/m2以上に規定するのが良
い。また、本合金は同じく８００℃にて４００時間加熱
したのちの状態でも十分な疲労強度が得られる。エンジ
ンバルブのように高温で繰り返し応力が働く部材におい
て、寿命を律速する最大の因子は疲労であり、自動車の
保証期間の延長に伴い、バルブの性能を保証するために
は、８００℃にて４００時間加熱後の８００℃−２９４
ＭＰａの試験条件下での回転曲げ疲労破断回数が０．５
×１０6回以上に規定するのが良い。より望ましい破断
回数は２．５×１０6回以上である。本発明合金は、最
適な熱処理条件下においてこれらの疲労強度を満足する
ことができる。
【００３１】本発明合金は、これら高温長時間加熱後の
優れた常温靭性と高い高温疲労強度を両立することがで
きる。これは、従来のＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ基超耐熱合金で
は為し得なかった性能であり、本発明合金がもつ優れた
性質を具体的に表す数値である。さらに本合金製の熱間
圧延棒材を必要寸法に切断後、熱間据え込み鍛造や熱間
押し出しによって成型された自動車用エンジンバルブ
は、高温疲労強度、高温硬度、組織安定性、耐酸化性お
よび長時間加熱後の常・高温強度に優れたバルブフェー
ス部の肉盛り不要の安価な省資源バルブであり、自動車
の経済性に大きく寄与することができる。なお、このエ
ンジンバルブは、種々のプロセスによる表面窒化や各種
硬質めっきを施して使用することもできる。さらに軸部
側に各種耐熱鋼や高硬度の合金工具鋼を溶接した接合バ
ルブとしても使用できる。また、種々の加工方法によ
り、中空エンジンバルブとして使用するとさらに耐久性
が向上する。
優れた常温靭性と高い高温疲労強度を両立することがで
きる。これは、従来のＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ基超耐熱合金で
は為し得なかった性能であり、本発明合金がもつ優れた
性質を具体的に表す数値である。さらに本合金製の熱間
圧延棒材を必要寸法に切断後、熱間据え込み鍛造や熱間
押し出しによって成型された自動車用エンジンバルブ
は、高温疲労強度、高温硬度、組織安定性、耐酸化性お
よび長時間加熱後の常・高温強度に優れたバルブフェー
ス部の肉盛り不要の安価な省資源バルブであり、自動車
の経済性に大きく寄与することができる。なお、このエ
ンジンバルブは、種々のプロセスによる表面窒化や各種
硬質めっきを施して使用することもできる。さらに軸部
側に各種耐熱鋼や高硬度の合金工具鋼を溶接した接合バ
ルブとしても使用できる。また、種々の加工方法によ
り、中空エンジンバルブとして使用するとさらに耐久性
が向上する。
【００３２】また、本合金製の熱間圧延棒材を固溶化処
理した状態から冷間あるいは温間加工と焼鈍の繰り返し
により、最小直径0.2mm程度のワイヤーに加工し、排ガ
ス触媒のセラミック担体を支えるニットメッシュに成形
すると、従来のニットメッシュ材であるSUS310S等のス
テンレス鋼に比べてより優れた耐酸化性と高温強度を有
するため、高い信頼性と耐久性に優れたニットメッシュ
が得られる。
理した状態から冷間あるいは温間加工と焼鈍の繰り返し
により、最小直径0.2mm程度のワイヤーに加工し、排ガ
ス触媒のセラミック担体を支えるニットメッシュに成形
すると、従来のニットメッシュ材であるSUS310S等のス
テンレス鋼に比べてより優れた耐酸化性と高温強度を有
するため、高い信頼性と耐久性に優れたニットメッシュ
が得られる。
【００３３】
（実施例１）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、熱間加工によって３
０mm角の棒材を作成した（ＲＥＭはミッシュメタルとし
て添加）。これに１０５０℃×３０分保持後水冷の固溶
化処理と７５０℃×４時間保持後空冷の時効処理を行な
い、この標準熱処理ままおよびさらにこの状態から８０
０℃×４００時間保持した後の常温硬さ、常温シャルピ
ー衝撃試験、常温および８００℃の引張試験、８００℃
−２９４ＭＰａの条件下での回転曲げ疲労試験を実施し
た。さらに８５０℃×４００ｈ加熱時の耐酸化性につい
ても調査した。常温硬度は、ロックウェル硬度計により
測定した。シャルピー衝撃試験は試験温度２０℃で、Ｊ
ＩＳ法により、２Ｕノッチ３号試験片を用いて測定し
た。また、引張試験はＡＳＴＭ法により、平行部直径6.
35mm、伸び４Ｄにて測定した。回転曲げ疲労試験は、Ｊ
ＩＳ Ｚ２２７４号に従い、平行部直径8mmの試験片を
用いて、回転数３６００回転で、試験片が破断するまで
の回数を求めた。さらに耐酸化試験は直径10mm、長さ20
mmの丸棒試験片を用いて８５０℃×４００時間加熱前後
の重量測定による酸化重量変化を評価した。各種試験結
果を表２に示す。
って１０kgのインゴットにした後、熱間加工によって３
０mm角の棒材を作成した（ＲＥＭはミッシュメタルとし
て添加）。これに１０５０℃×３０分保持後水冷の固溶
化処理と７５０℃×４時間保持後空冷の時効処理を行な
い、この標準熱処理ままおよびさらにこの状態から８０
０℃×４００時間保持した後の常温硬さ、常温シャルピ
ー衝撃試験、常温および８００℃の引張試験、８００℃
−２９４ＭＰａの条件下での回転曲げ疲労試験を実施し
た。さらに８５０℃×４００ｈ加熱時の耐酸化性につい
ても調査した。常温硬度は、ロックウェル硬度計により
測定した。シャルピー衝撃試験は試験温度２０℃で、Ｊ
ＩＳ法により、２Ｕノッチ３号試験片を用いて測定し
た。また、引張試験はＡＳＴＭ法により、平行部直径6.
35mm、伸び４Ｄにて測定した。回転曲げ疲労試験は、Ｊ
ＩＳ Ｚ２２７４号に従い、平行部直径8mmの試験片を
用いて、回転数３６００回転で、試験片が破断するまで
の回数を求めた。さらに耐酸化試験は直径10mm、長さ20
mmの丸棒試験片を用いて８５０℃×４００時間加熱前後
の重量測定による酸化重量変化を評価した。各種試験結
果を表２に示す。
【００３４】
【表１】
【００３５】
【表２】
【００３６】表１のＮｏ．１〜２１は本発明合金、Ｎ
ｏ．３１〜３３は比較合金、Ｎｏ．４１は特公平４−１
１６１３号に開示される従来合金である。表１の各種化
学組成に併記したＡ値、Ｂ値、およびＣ値は、それぞれ
原子％で表される[Al]+[Ti]+[Zr]+[Hf]+[V]+[Nb]+[Ta]
量、[Al]/([Al]+[Ti]+[Zr]+[Hf]+[V]+[Nb]+[Ta])量、お
よび[Cr]+[Mo]+[W]量である。なお、これらの計算にあ
たって、ＲＥＭの添加量はＬａの原子量を代表値として
用いた。また、Ａ値とＢ値の関係を図１に示す。本発明
合金の各種機械的性質および耐酸化性は、６０％のＮｉ
を含む従来合金Ｎｏ．４１と同等以上の優れた特性が得
られており、いかに本発明合金が省資源の優れた耐熱合
金であるかがわかる。
ｏ．３１〜３３は比較合金、Ｎｏ．４１は特公平４−１
１６１３号に開示される従来合金である。表１の各種化
学組成に併記したＡ値、Ｂ値、およびＣ値は、それぞれ
原子％で表される[Al]+[Ti]+[Zr]+[Hf]+[V]+[Nb]+[Ta]
量、[Al]/([Al]+[Ti]+[Zr]+[Hf]+[V]+[Nb]+[Ta])量、お
よび[Cr]+[Mo]+[W]量である。なお、これらの計算にあ
たって、ＲＥＭの添加量はＬａの原子量を代表値として
用いた。また、Ａ値とＢ値の関係を図１に示す。本発明
合金の各種機械的性質および耐酸化性は、６０％のＮｉ
を含む従来合金Ｎｏ．４１と同等以上の優れた特性が得
られており、いかに本発明合金が省資源の優れた耐熱合
金であるかがわかる。
【００３７】一方、比較合金のうちＮｏ．３１は熱間鍛
造時に割れが発生し評価試験を実施しなかった。これは
表１のＩＶａ族とＶａ族の和が８．２％と高く、併せて
Ａ値が高すぎたことによるものである。また、Ｎｏ．３
２は図１に示すように、Ａ値およびＢ値は本発明合金と
同じレベルにあり、標準熱処理後の機械的性質は優れて
いるが、長時間加熱後の常温の引張絞り、およびシャル
ピー衝撃値が大きく低下している。これは、Ｃｒ量およ
びＣ値が高すぎるために結晶粒界にσ相が析出したため
である。また、Ｎｏ．３３は標準熱処理後の機械的性質
は優れているが、長時間加熱後の高温引張強度と回転曲
げ疲労破断回数が本発明合金に比べて低く、また常温の
引張絞りやシャルピー衝撃値の低下量が大きい。これら
はＡｌ量と図１に示すようにＢ値が低いために長時間加
熱中にγ’相の粗大化とγ’相からη相への変態が生じ
たためである。
造時に割れが発生し評価試験を実施しなかった。これは
表１のＩＶａ族とＶａ族の和が８．２％と高く、併せて
Ａ値が高すぎたことによるものである。また、Ｎｏ．３
２は図１に示すように、Ａ値およびＢ値は本発明合金と
同じレベルにあり、標準熱処理後の機械的性質は優れて
いるが、長時間加熱後の常温の引張絞り、およびシャル
ピー衝撃値が大きく低下している。これは、Ｃｒ量およ
びＣ値が高すぎるために結晶粒界にσ相が析出したため
である。また、Ｎｏ．３３は標準熱処理後の機械的性質
は優れているが、長時間加熱後の高温引張強度と回転曲
げ疲労破断回数が本発明合金に比べて低く、また常温の
引張絞りやシャルピー衝撃値の低下量が大きい。これら
はＡｌ量と図１に示すようにＢ値が低いために長時間加
熱中にγ’相の粗大化とγ’相からη相への変態が生じ
たためである。
【００３８】（実施例２）表１の本発明合金Ｎｏ．２を
さらに熱間鍛造と切削および研削加工により、直径６mm
の丸棒に仕上げた。さらにこの丸棒の１端を熱間据え込
みにより、エンジンバルブの形状に成形した。このエン
ジンバルブと特公平４−１１６１３号に開示される従来
合金製の量産エンジンバルブを実施例１に記載の標準熱
処理を実施した後、無鉛ガソリン仕様のエンジンテスタ
ーを用いてベンチテストを実施した。試験条件は高速高
温連続耐久試験として、バルブの最高温度が７８０〜８
３０℃となる条件を選び、４００時間の連続運転を行な
った。試験終了後、本発明合金と従来合金製のエンジン
バルブの形状変化および断面の腐食状況を確認したとこ
ろ、両者ともまったく実用に問題ないレベルの性状であ
ることが確認できた。
さらに熱間鍛造と切削および研削加工により、直径６mm
の丸棒に仕上げた。さらにこの丸棒の１端を熱間据え込
みにより、エンジンバルブの形状に成形した。このエン
ジンバルブと特公平４−１１６１３号に開示される従来
合金製の量産エンジンバルブを実施例１に記載の標準熱
処理を実施した後、無鉛ガソリン仕様のエンジンテスタ
ーを用いてベンチテストを実施した。試験条件は高速高
温連続耐久試験として、バルブの最高温度が７８０〜８
３０℃となる条件を選び、４００時間の連続運転を行な
った。試験終了後、本発明合金と従来合金製のエンジン
バルブの形状変化および断面の腐食状況を確認したとこ
ろ、両者ともまったく実用に問題ないレベルの性状であ
ることが確認できた。
【００３９】（実施例３）実施例２の本発明合金Ｎｏ．
２製の６mmの丸棒を冷間引抜と焼鈍の繰り返しで、直径
0.25mmのワイヤーに加工したのち、排ガス触媒用セラミ
ック担体のニットメッシュに成形した。この触媒ユニッ
トを実施例２のベンチテスト時に同時に組み入れ、ニッ
トメッシュとしての性能を調査した。ニットメッシュの
温度はバルブの温度よりさらに高温であるが、試験終了
後、本発明合金製のニットメッシュはクリープ変形や異
常酸化を起こすことなく、排ガスニットメッシュとして
も優れた性能を有することがわかった。
２製の６mmの丸棒を冷間引抜と焼鈍の繰り返しで、直径
0.25mmのワイヤーに加工したのち、排ガス触媒用セラミ
ック担体のニットメッシュに成形した。この触媒ユニッ
トを実施例２のベンチテスト時に同時に組み入れ、ニッ
トメッシュとしての性能を調査した。ニットメッシュの
温度はバルブの温度よりさらに高温であるが、試験終了
後、本発明合金製のニットメッシュはクリープ変形や異
常酸化を起こすことなく、排ガスニットメッシュとして
も優れた性能を有することがわかった。
【００４０】
【発明の効果】本発明によれば、エンジンバルブ等に使
用される５０％以上のＮｉを含むＮｉ基超耐熱合金と同
等以上の優れた組織安定性、長時間加熱後の優れた常温
・高温の引張性質、高温耐酸化性、優れた高温疲労特性
および耐食性を有する省資源かつ安価なＦｅ−Ｎｉ−Ｃ
ｒ基超耐熱合金が得られ、この合金を用いたエンジンバ
ルブや排ガス触媒用ニットメッシュを自動車エンジンに
使用すると経済性と耐久性にすぐれた信頼性の高いエン
ジンを製造することができる。
用される５０％以上のＮｉを含むＮｉ基超耐熱合金と同
等以上の優れた組織安定性、長時間加熱後の優れた常温
・高温の引張性質、高温耐酸化性、優れた高温疲労特性
および耐食性を有する省資源かつ安価なＦｅ−Ｎｉ−Ｃ
ｒ基超耐熱合金が得られ、この合金を用いたエンジンバ
ルブや排ガス触媒用ニットメッシュを自動車エンジンに
使用すると経済性と耐久性にすぐれた信頼性の高いエン
ジンを製造することができる。
【図１】本発明合金、比較合金および従来合金の組成の
うち、[Al]+[Ti]+[Zr]+[Hf]+[V]+[Nb]+[Ta]と、[Al]/
([Al]+[Ti]+[Zr]+[Hf]+[V]+[Nb]+[Ta])の関係をプロッ
トした図である。
うち、[Al]+[Ti]+[Zr]+[Hf]+[V]+[Nb]+[Ta]と、[Al]/
([Al]+[Ti]+[Zr]+[Hf]+[V]+[Nb]+[Ta])の関係をプロッ
トした図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 佐藤 克明 埼玉県和光市中央１丁目４番１号 株式会 社本田技術研究所内 (72)発明者 坂 勉 埼玉県和光市中央１丁目４番１号 株式会 社本田技術研究所内
Claims (17)
- 【請求項１】 重量％でＣ０．１５％以下，Ｓｉ１．０
％以下，Ｍｎ３．０％以下，Ｎｉ３０〜４９％，Ｃｒ１
０〜１８％，Ａｌ１．６〜３．０％を含み、ＩＶａ族と
Ｖａ族から選ばれる１種または２種以上の元素を合計で
１．５〜８．０％含有し、残部は不純物を除き本質的に
Ｆｅからなることを特徴とするＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ基超耐
熱合金。 - 【請求項２】 重量％でＣ０．１５％以下，Ｓｉ１．０
％以下，Ｍｎ３．０％以下，Ｎｉ３０〜４９％，Ｃｒ１
０〜１８％，Ｍｏ３％以下とＷ３％以下の１種または２
種，Ａｌ１．６〜３．０％を含み、ＩＶａ族とＶａ族か
ら選ばれる１種または２種以上の元素を合計で１．５〜
８．０％含有し、残部は不純物を除き本質的にＦｅから
なることを特徴とするＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ基超耐熱合金。 - 【請求項３】 重量％でＣ０．０８％以下，Ｓｉ０．５
％以下，Ｍｎ１．０％以下，Ｎｉ３０〜４９％，Ｃｒ１
３〜１８％，Ａｌ１．６〜３．０％，Ｔｉ１．５〜３．
０％，Ｎｂ０．３〜２．５％を含み、残部は不純物を除
き本質的にＦｅからなることを特徴とするＦｅ−Ｎｉ−
Ｃｒ基超耐熱合金。 - 【請求項４】 重量％でＣ０．０８％以下，Ｓｉ０．５
％以下，Ｍｎ１．０％以下，Ｎｉ３０〜４９％，Ｃｒ１
３〜１８％，Ｍｏ３％以下とＷ３％以下の１種または２
種，Ａｌ１．６〜３．０％，Ｔｉ１．５〜３．０％，Ｎ
ｂ０．３〜２．５％を含み、残部は不純物を除き本質的
にＦｅからなることを特徴とするＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ基超
耐熱合金。 - 【請求項５】 重量％でＣ０．０８％以下，Ｓｉ０．５
％以下，Ｍｎ１．０％以下，Ｎｉ３０〜４９％，Ｃｒ１
３〜１８％，Ｍｏ３％以下，Ａｌ１．６〜３．０％，Ｔ
ｉ１．５〜３．０％，Ｎｂ０．３〜２．５％を含み、残
部は不純物を除き本質的にＦｅからなることを特徴とす
るＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ基超耐熱合金。 - 【請求項６】 重量％でＣ０．０８％以下，Ｓｉ０．２
％以下，Ｍｎ０．５％以下，Ｎｉ３０〜４５％，Ｃｒ１
３．５〜１６％，Ｍｏ０．１〜１．０％，Ａｌ１．８〜
２．４％，Ｔｉ２．０〜３．０％，Ｎｂ０．５〜１．５
％を含み、残部は不純物を除き本質的にＦｅからなるこ
とを特徴とするＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ基超耐熱合金。 - 【請求項７】 重量％で５％以下のＣｏを、Ｎｉ＋Ｃｏ
≦４９の範囲で含むことを特徴とする請求項１〜６のい
ずれかに記載のＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ基超耐熱合金。 - 【請求項８】 原子％で、Ａｌを必須添加とし、さらに
ＩＶａ族およびＶａ族から選ばれる１種または２種以上
の元素が，以下の関係式を満たすことを特徴とする請求
項１〜７のいずれかに記載のＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ基超耐熱
合金。 6.5≦[Al]+[Ti]+[Zr]+[Hf]+[V]+[Nb]+[Ta]≦10.0 0.45≦[Al]/([Al]+[Ti]+[Zr]+[Hf]+[V]+[Nb]+[Ta])≦0.
75 - 【請求項９】 原子％で、Ａｌを必須添加とし、さらに
ＩＶａ族およびＶａ族から選ばれる１種または２種以上
の元素が，以下の関係式を満たすことを特徴とする請求
項１〜７のいずれかに記載のＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ基超耐熱
合金。 6.5≦[Al]+[Ti]+[Zr]+[Hf]+[V]+[Nb]+[Ta]≦8.5 0.50≦[Al]/([Al]+[Ti]+[Zr]+[Hf]+[V]+[Nb]+[Ta])≦0.
60 - 【請求項１０】 原子％でＣｒを必須添加とし，さらに
ＭｏおよびＷの１種または２種が、１３≦［Ｃｒ］＋
［Ｍｏ］＋［Ｗ］≦１８の範囲で含まれることを特徴と
する請求項１〜９のいずれかに記載のＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ
基超耐熱合金。 - 【請求項１１】 重量％で、０．０１５％以下のＢを含
むことを特徴とする請求項１〜１０のいずれかに記載の
Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ基超耐熱合金。 - 【請求項１２】 重量％で、０．０２％以下のＭｇと
０．０２％以下のＣａの１種または２種を含むことを特
徴とする請求項１〜１１のいずれかに記載のＦｅ−Ｎｉ
−Ｃｒ基超耐熱合金。 - 【請求項１３】 重量％で、０．１％以下のＹと０．１
％以下のＲＥＭの１種または２種を含むことを特徴とす
る請求項１〜１２のいずれかに記載のＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ
基超耐熱合金。 - 【請求項１４】 ８００℃にて４００時間加熱後の２０
℃におけるＵノッチシャルピー衝撃値が０．５MJ/m2以
上であることを特徴とする請求項１〜１３のいずれかに
記載のＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ基超耐熱合金。 - 【請求項１５】 ８００℃にて４００時間加熱後の８０
０℃−２９４ＭＰａにおける回転曲げ疲労試験の破断回
数が０．５×１０6回以上であることを特徴とする請求
項１〜１４のいずれかに記載のＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ基超耐
熱合金。 - 【請求項１６】 請求項１〜１５のいずれかに記載のＦ
ｅ−Ｎｉ−Ｃｒ基超耐熱合金を用いて製造される自動車
用エンジンバルブ。 - 【請求項１７】 請求項１〜１５のいずれかに記載のＦ
ｅ−Ｎｉ−Ｃｒ基超耐熱合金を用いて製造される自動車
用排ガス触媒用ニットメッシュ。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6056219A JP3058794B2 (ja) | 1993-08-19 | 1994-03-25 | Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ基超耐熱合金、エンジンバルブおよび排ガス触媒用ニットメッシュ |
| DE1994606511 DE69406511T2 (de) | 1993-08-19 | 1994-08-18 | Fe-Ni-Cr-Basis-Superlegierung, Motorenventil und kettengewirkter Netzwerkträgerkörper für einen Abgaskatalysator |
| EP94112923A EP0639654B1 (en) | 1993-08-19 | 1994-08-18 | Fe-Ni-Cr-base super alloy, engine valve and knitted mesh supporter for exhaust gas catalyzer |
| US08/623,026 US5660938A (en) | 1993-08-19 | 1996-03-28 | Fe-Ni-Cr-base superalloy, engine valve and knitted mesh supporter for exhaust gas catalyzer |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5-204940 | 1993-08-19 | ||
| JP20494093 | 1993-08-19 | ||
| JP6056219A JP3058794B2 (ja) | 1993-08-19 | 1994-03-25 | Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ基超耐熱合金、エンジンバルブおよび排ガス触媒用ニットメッシュ |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07109539A true JPH07109539A (ja) | 1995-04-25 |
| JP3058794B2 JP3058794B2 (ja) | 2000-07-04 |
Family
ID=26397169
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6056219A Expired - Lifetime JP3058794B2 (ja) | 1993-08-19 | 1994-03-25 | Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ基超耐熱合金、エンジンバルブおよび排ガス触媒用ニットメッシュ |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP0639654B1 (ja) |
| JP (1) | JP3058794B2 (ja) |
| DE (1) | DE69406511T2 (ja) |
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| US7481970B2 (en) | 2004-05-26 | 2009-01-27 | Hitachi Metals, Ltd. | Heat resistant alloy for use as material of engine valve |
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| US9683279B2 (en) | 2014-05-15 | 2017-06-20 | Ut-Battelle, Llc | Intermediate strength alloys for high temperature service in liquid-salt cooled energy systems |
| US9683280B2 (en) | 2014-01-10 | 2017-06-20 | Ut-Battelle, Llc | Intermediate strength alloys for high temperature service in liquid-salt cooled energy systems |
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| DE102011079520A1 (de) * | 2011-07-21 | 2013-01-24 | Mahle International Gmbh | Verfahren zum Herstellen eines Ventils |
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| DE102014001330B4 (de) | 2014-02-04 | 2016-05-12 | VDM Metals GmbH | Aushärtende Nickel-Chrom-Kobalt-Titan-Aluminium-Legierung mit guter Verschleißbeständigkeit, Kriechfestigkeit, Korrosionsbeständigkeit und Verarbeitbarkeit |
| DE102014001329B4 (de) | 2014-02-04 | 2016-04-28 | VDM Metals GmbH | Verwendung einer aushärtenden Nickel-Chrom-Titan-Aluminium-Legierung mit guter Verschleißbeständigkeit, Kriechfestigkeit, Korrosionsbeständigkeit und Verarbeitbarkeit |
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| JPS58189359A (ja) | 1982-04-30 | 1983-11-05 | Hitachi Metals Ltd | 排気弁用耐熱合金 |
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