JPS60162760A - 高強度耐熱材料の製造方法 - Google Patents
高強度耐熱材料の製造方法Info
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- JPS60162760A JPS60162760A JP1844984A JP1844984A JPS60162760A JP S60162760 A JPS60162760 A JP S60162760A JP 1844984 A JP1844984 A JP 1844984A JP 1844984 A JP1844984 A JP 1844984A JP S60162760 A JPS60162760 A JP S60162760A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
この発明は、例えば内燃機関の排気バルブ用材料やター
ビン等の耐熱部品用材料として適する高強度耐熱材料を
製造するのに好適な高強度耐熱材料の製造方法に関する
ものである。
ビン等の耐熱部品用材料として適する高強度耐熱材料を
製造するのに好適な高強度耐熱材料の製造方法に関する
ものである。
（従来技術）
例えば舶用ディーゼルエンジンに用いられる排％バルブ
では、そのとくにフェース面部分において、加熱・冷却
にともなう熱応力の繰返しに耐えると共に、燃焼残渣物
の付着による二ローション・コロ−ジョンに耐えること
が要求される０通常、この種の用途にはＪＩＳ ５ＵＨ
３などのマルテンサイト系耐熱鋼や５ＵＨ３２などのオ
ーステナイト系耐熱鋼が使用され、とくに高硬度が要求
されるバルブフェース面にはコバルト基などの硬化合金
の溶接肉盛などが実施されてきた。
では、そのとくにフェース面部分において、加熱・冷却
にともなう熱応力の繰返しに耐えると共に、燃焼残渣物
の付着による二ローション・コロ−ジョンに耐えること
が要求される０通常、この種の用途にはＪＩＳ ５ＵＨ
３などのマルテンサイト系耐熱鋼や５ＵＨ３２などのオ
ーステナイト系耐熱鋼が使用され、とくに高硬度が要求
されるバルブフェース面にはコバルト基などの硬化合金
の溶接肉盛などが実施されてきた。
ところで、近年、エンジンの高効率化の要請および燃料
の低質化の傾向に伴ってバルブの使用環境はますます苛
酷なものになりつつあり、バルブ材質においてもより高
性能なものがめられている。
の低質化の傾向に伴ってバルブの使用環境はますます苛
酷なものになりつつあり、バルブ材質においてもより高
性能なものがめられている。
最近、このような用途にナイモニック（Ｎｉｍｏｎｉｃ
）８０Ａなどのニッケル基耐熱合金が使用されるような
ってきたが、この種のニッケル基耐熱合金はもともとガ
スタービン用ブレードなどに開発されたものであり、そ
の使用条件からもクリープ強度が最も重要な特性の一つ
であり、適用される熱処理もそのような目的で開発され
たものである。
）８０Ａなどのニッケル基耐熱合金が使用されるような
ってきたが、この種のニッケル基耐熱合金はもともとガ
スタービン用ブレードなどに開発されたものであり、そ
の使用条件からもクリープ強度が最も重要な特性の一つ
であり、適用される熱処理もそのような目的で開発され
たものである。
しかし、先述した排気バルブにとって重要な特性はむし
ろ高温における強度とくに疲労強度と硬さである。した
がって、このような用途に対しては上述したガスタービ
ン用ブレードなどに適用される標準熱処理は必ずしも適
当ではないものであった。
ろ高温における強度とくに疲労強度と硬さである。した
がって、このような用途に対しては上述したガスタービ
ン用ブレードなどに適用される標準熱処理は必ずしも適
当ではないものであった。
（発明の目的）
この発明は、このような従来の事情に鑑みてなされたも
のであって、高温における強度とくに疲労強度に優れて
いると同時に高硬度が得られる高強度耐熱材料を製造す
ることができる高強度耐熱材料の製造方法を提供するこ
とを目的としている。
のであって、高温における強度とくに疲労強度に優れて
いると同時に高硬度が得られる高強度耐熱材料を製造す
ることができる高強度耐熱材料の製造方法を提供するこ
とを目的としている。
（発明の構成）
この発明による高強度耐熱材料の製造方法は、重量％で
、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｃｒ：１３．０〜２３．
０％、Ｔｉ ： １．５〜３．５％、Ａ文：０．１〜４
．５％でかつ（”ｒｔ＋Ａ文）：２．０％以上を基本含
有成分とし、必要に応じてＢ：０．０２％以下、Ｚｒ：
０．１０％以下、Ｈｆ：２．０％以下のうちの１種また
は２種、Ｃａ：０．０３％以下、Ｍｇ：０．０３％以下
、ＲＥＭ：０．０３％以下のうちの１種または２種以上
、Ｍｏ：５．０％以下、Ｗ： ５．０％以下、Ｎｂ＋Ｔ
ａ：５．０％以下のうちの１種または２種以上、Ｃｏ
： ２０％以下、Ｆｅ ： ４０％以下のうちの１種ま
たは２種を含有するＮｉ基合金を熱処理するに際し、前
記合金をγ′相［Ｎｉ３ （Ｔｉ 、Ａ文）］の固溶温
度以」二の温度で均熱した後再結晶温度以下で２０％以
」二の加工によって加工硬化させ１次いで６００〜８５
０℃で時効硬化させるようにしたことを特徴としている
。
、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｃｒ：１３．０〜２３．
０％、Ｔｉ ： １．５〜３．５％、Ａ文：０．１〜４
．５％でかつ（”ｒｔ＋Ａ文）：２．０％以上を基本含
有成分とし、必要に応じてＢ：０．０２％以下、Ｚｒ：
０．１０％以下、Ｈｆ：２．０％以下のうちの１種また
は２種、Ｃａ：０．０３％以下、Ｍｇ：０．０３％以下
、ＲＥＭ：０．０３％以下のうちの１種または２種以上
、Ｍｏ：５．０％以下、Ｗ： ５．０％以下、Ｎｂ＋Ｔ
ａ：５．０％以下のうちの１種または２種以上、Ｃｏ
： ２０％以下、Ｆｅ ： ４０％以下のうちの１種ま
たは２種を含有するＮｉ基合金を熱処理するに際し、前
記合金をγ′相［Ｎｉ３ （Ｔｉ 、Ａ文）］の固溶温
度以」二の温度で均熱した後再結晶温度以下で２０％以
」二の加工によって加工硬化させ１次いで６００〜８５
０℃で時効硬化させるようにしたことを特徴としている
。
上述したＮｉ基合金に対する加工熱処理によって得られ
る組織は、γ′相［Ｎ ｉ ３ （Ｔ ｉ ＊ＡＭ）］
および炭化物によってビン止めされた転位のセル構造か
らなる。 ′ このような下部組織は７００℃以上の温度での使用にお
いてもあまり変化しないので高強度が保持され、またセ
ル構造内での転位の移動が比較的容易なため優れた靭延
性が得られる。
る組織は、γ′相［Ｎ ｉ ３ （Ｔ ｉ ＊ＡＭ）］
および炭化物によってビン止めされた転位のセル構造か
らなる。 ′ このような下部組織は７００℃以上の温度での使用にお
いてもあまり変化しないので高強度が保持され、またセ
ル構造内での転位の移動が比較的容易なため優れた靭延
性が得られる。
これに対して従来の標準熱処理材の場合において強度を
上げるためには、Ｔｉ、ＡＪ、Ｎｂなど゛のγ′相生成
元素を添加したり、あるいはＭｏ。
上げるためには、Ｔｉ、ＡＪ、Ｎｂなど゛のγ′相生成
元素を添加したり、あるいはＭｏ。
Ｗ、Ｔａなどの固溶強化元素を増加したりする手段がと
られる。しかし、このようにして作られた組織ではγ′
相の均一析出による整合歪のために生じた転位構造のゆ
えに、その靭延性は強度の増加とともに著しく低下する
。
られる。しかし、このようにして作られた組織ではγ′
相の均一析出による整合歪のために生じた転位構造のゆ
えに、その靭延性は強度の増加とともに著しく低下する
。
このように、この発明による加工熱処理材は、同一強度
レベルの標準熱処理材に比べて靭延性がかなり優れてお
り、必ずしも合金元素の増加によらずとも高い強度が得
られる。もちろん、必要に応じて合金元素を添加しても
よいことはいうまでもない。
レベルの標準熱処理材に比べて靭延性がかなり優れてお
り、必ずしも合金元素の増加によらずとも高い強度が得
られる。もちろん、必要に応じて合金元素を添加しても
よいことはいうまでもない。
次に、この発明が適用されるＮｉ基耐熱合金の好ましい
成分範囲（重量％）ヒその限定理由について説明する。
成分範囲（重量％）ヒその限定理由について説明する。
Ｃ：０．０Ｌ−０，２０％
ＣはＴｉ、Ｃｒなどと炭化物を作り、この炭化物の析出
によって転位セル構造および結晶粒界を安定化するのに
有効な元素である。そして、その結果、組織的安定性が
高温まで十分に保たれるようになり、このような効果を
得るためには、Ｃ量は０．０１％以上とするのが良い。
によって転位セル構造および結晶粒界を安定化するのに
有効な元素である。そして、その結果、組織的安定性が
高温まで十分に保たれるようになり、このような効果を
得るためには、Ｃ量は０．０１％以上とするのが良い。
そして、ｏ、ｏｉ％未満のＣ４では結晶粒が粗大化しや
すく、加工熱処理によっても十分な特性が得にくく、反
対に０．２０％を超えるＣｉでは炭化物量が過度に増加
して加工性を阻害するので好ましくない。
すく、加工熱処理によっても十分な特性が得にくく、反
対に０．２０％を超えるＣｉでは炭化物量が過度に増加
して加工性を阻害するので好ましくない。
Ｃｒ： １３．０〜２３．０％
Ｃｒは耐熱合金に必要な耐食性および耐酸化性を確保す
るために有効な元素であって、このような効果を得るた
めには１３．０％以上添加するのが良い。しかし、多す
ぎるとσ相が形成され、靭延性が低下するので２３．０
％以下とするのが良い。
るために有効な元素であって、このような効果を得るた
めには１３．０％以上添加するのが良い。しかし、多す
ぎるとσ相が形成され、靭延性が低下するので２３．０
％以下とするのが良い。
Ｔｉ：１．５〜３．５％
ＴｉはＮｉおよびＡＭと結合して高温強度の向上に有効
なγ′相［Ｎｉ３ （Ｔｉ 、Ａ文）］を形成させるた
めに必要な元素であって、このためには１．５％以上添
加するのが良い。しかし、多量に添加するとη相［Ｎｉ
３Ｔｉ］の析出により高温特性が劣化するので、３．５
％以下とするのが良い。
なγ′相［Ｎｉ３ （Ｔｉ 、Ａ文）］を形成させるた
めに必要な元素であって、このためには１．５％以上添
加するのが良い。しかし、多量に添加するとη相［Ｎｉ
３Ｔｉ］の析出により高温特性が劣化するので、３．５
％以下とするのが良い。
Ａ文＝０．１〜４．５％
Ａ文はＴｉと同様にγ′相の形成に必要な元素であり、
このためには０．１％以上添加するのが良い。しかし、
多量に添加するとＴｉ／Ａ、ｌ比が減少して強度の低下
をきたすので４．５％以下とするのが良い。
このためには０．１％以上添加するのが良い。しかし、
多量に添加するとＴｉ／Ａ、ｌ比が減少して強度の低下
をきたすので４．５％以下とするのが良い。
Ｔｉ＋Ａ文：２．０％以上
Ｔｉ、Ａｉは上述した理由により添加するが、合金の強
度は（Ｔｉ＋Ａ文）量とともに増加する。したがって、
例えば排気バルブのような用途に対しては（ＴＩ＋ＡＭ
）量が２６０％未満では十分な硬さを得ることは困難で
あるので、２．０％以上とする必要がある。しかし、（
Ｔｉ＋Ａ１１）量が多すぎると、熱間および温間におけ
る加工性が劣化するので、５．０％以下とすることがよ
り望ましい。
度は（Ｔｉ＋Ａ文）量とともに増加する。したがって、
例えば排気バルブのような用途に対しては（ＴＩ＋ＡＭ
）量が２６０％未満では十分な硬さを得ることは困難で
あるので、２．０％以上とする必要がある。しかし、（
Ｔｉ＋Ａ１１）量が多すぎると、熱間および温間におけ
る加工性が劣化するので、５．０％以下とすることがよ
り望ましい。
Ｂ：０．０２％以下
Ｂはη相の析出を抑制する効果のある元素であ□
す、このよう：な効果を得るためにより望ましくは０．
００１％□以上必要に応じて添カーけるのも良いが、多
すぎる添加は粒界の局部溶融温度を著しく低下させ、熱
間加工性を損なうので０．０２％以下とするのが良い。
００１％□以上必要に応じて添カーけるのも良いが、多
すぎる添加は粒界の局部溶融温度を著しく低下させ、熱
間加工性を損なうので０．０２％以下とするのが良い。
Ｚｒ：Ｏ，１０％以下、Ｈｆ：２．０％以下のうちの１
種または２種 Ｚｒ、Ｈｆは炭化物を形成して高温強度および靭性を高
めるのに有効であると共に、粒界を強化して強度および
靭性を高めるのにも有効な元素であるので必要に応じて
添加するのも良い、しかし、多すぎると靭性や加工性を
劣化させるので、Ｚｒは０．１θ％以下、Ｈｆは２．０
％以下とするのが良い。
種または２種 Ｚｒ、Ｈｆは炭化物を形成して高温強度および靭性を高
めるのに有効であると共に、粒界を強化して強度および
靭性を高めるのにも有効な元素であるので必要に応じて
添加するのも良い、しかし、多すぎると靭性や加工性を
劣化させるので、Ｚｒは０．１θ％以下、Ｈｆは２．０
％以下とするのが良い。
Ｃａ：０．０３％以下、Ｍｇ ： ０．０３％以下。
ＲＥＭ： ０．０３％以下のうちの１種または２種以上
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭはＳを固定することによって熱間加
工性を向上させ、また炭化物の分布形態を制御して靭延
性を高めるのに有効な元素であるので、これらの１種ま
たは２種以上を添加するのも良い、しかし、多量に添加
すると加工性を劣化するのでそれぞれ０．０３％以下と
するのが良い。
工性を向上させ、また炭化物の分布形態を制御して靭延
性を高めるのに有効な元素であるので、これらの１種ま
たは２種以上を添加するのも良い、しかし、多量に添加
すると加工性を劣化するのでそれぞれ０．０３％以下と
するのが良い。
Ｍｏ：５．０％以下、、Ｗ：５．０％以下、Ｎｂ＋Ｔａ
（いずれか一方がＯの場合を含む） ：５．０％以下の
うちの１種または２種以上 Ｍ ｏ 、 Ｗ 、 Ｎ ｂ 、 Ｔ ａは炭化物を形
成して高温強度および靭性を高めるのに有効な元素であ
り、このような効果を得るためにＭ ｏ 、 Ｗ 、
Ｎ ｂ 。
（いずれか一方がＯの場合を含む） ：５．０％以下の
うちの１種または２種以上 Ｍ ｏ 、 Ｗ 、 Ｎ ｂ 、 Ｔ ａは炭化物を形
成して高温強度および靭性を高めるのに有効な元素であ
り、このような効果を得るためにＭ ｏ 、 Ｗ 、
Ｎ ｂ 。
Ｔａのうちの１種または２種以上を添加するのも良い、
しかし、多すぎると靭性や加工性を劣化するので、Ｍｏ
：５．０％以下、Ｗ：５．０％以下、Ｎｂ＋Ｔａ：５．
０％以下とするのが良い。
しかし、多すぎると靭性や加工性を劣化するので、Ｍｏ
：５．０％以下、Ｗ：５．０％以下、Ｎｂ＋Ｔａ：５．
０％以下とするのが良い。
Ｃｏ；２０％以下、Ｆｅ ： ４０％以下のうちの１種
または２種 ＣｏはＮｉの置換元素として添加しうるものであり、基
地の強化をはかると同時にクリープ強度の増大に寄与す
る元素であるので、２０％以下の範囲で添加することも
できる。また、ＦｅもＮｉの置換元素として添加しうる
ものであり、合金の低廉化が可能となるので４０％以下
の範囲で添加することもできる。
または２種 ＣｏはＮｉの置換元素として添加しうるものであり、基
地の強化をはかると同時にクリープ強度の増大に寄与す
る元素であるので、２０％以下の範囲で添加することも
できる。また、ＦｅもＮｉの置換元素として添加しうる
ものであり、合金の低廉化が可能となるので４０％以下
の範囲で添加することもできる。
Ｎｉ：残部
Ｎｉはオーステナイト組織の安定化に必要であると同時
にγ′相［Ｎｉ３ （Ｔｉ 、Ａ立）］を形成させるの
に必要な元素であるので残部とした。
にγ′相［Ｎｉ３ （Ｔｉ 、Ａ立）］を形成させるの
に必要な元素であるので残部とした。
この発明による高強度耐熱材料の製造方法は以上に例示
したような成分組成を有するＮｉ基耐熱合金に対し、当
該Ｎｉ基合金をγ′相［Ｎｉ３ （Ｔｉ 、Ａ文）］の
固溶温度以上、例えば１０５０〜ｔ ｔｏｏ℃以上の温
度で均熱化したのち、再結晶温度以下、例えば９８０〜
１０２０６０以下の温度で２０％以上の加工を加えるこ
とによって加工硬化させ、加工硬化した状態で６００〜
８５０℃の温度で時効硬化処理してγ′相［Ｎｉ３ （
Ｔｉ 、Ａ１１） ］の粒内析山を促進すると共に粒界
におけるη相［Ｎｉ３Ｔｉ］の析出を抑制するようにし
たものである。
したような成分組成を有するＮｉ基耐熱合金に対し、当
該Ｎｉ基合金をγ′相［Ｎｉ３ （Ｔｉ 、Ａ文）］の
固溶温度以上、例えば１０５０〜ｔ ｔｏｏ℃以上の温
度で均熱化したのち、再結晶温度以下、例えば９８０〜
１０２０６０以下の温度で２０％以上の加工を加えるこ
とによって加工硬化させ、加工硬化した状態で６００〜
８５０℃の温度で時効硬化処理してγ′相［Ｎｉ３ （
Ｔｉ 、Ａ１１） ］の粒内析山を促進すると共に粒界
におけるη相［Ｎｉ３Ｔｉ］の析出を抑制するようにし
たものである。
次に、上記の加工熱処理についてさらに詳細に説明する
。
。
加工熱処理によって高い硬度を得るためには、まず十分
高温で均熱した後再結晶温度以下において加工歪を与え
て硬化させ、次に時効硬化処理を行う必要がある。
高温で均熱した後再結晶温度以下において加工歪を与え
て硬化させ、次に時効硬化処理を行う必要がある。
第１図はナイモニツク（Ｎｉｍｏｎｉｃ ） ８０ Ａ
（成分組成は第１表参照）およびワスパロイ（Ｗａｓｐ
ａｌｏｙ） （成分組成は第３表参照）の時効硬さにお
よぼす加工温度および加工量の影響を示したものである
。これらのうち、ナイモニック８０Ａの再結晶温度は９
８０℃付近であるが、加工温度が再結晶温度以上では加
工硬化せず、再結晶温度以下においては加工温度が低い
ほど、また加工量が増すほど、７００℃時効後の硬さは
増加する傾向がある。
（成分組成は第１表参照）およびワスパロイ（Ｗａｓｐ
ａｌｏｙ） （成分組成は第３表参照）の時効硬さにお
よぼす加工温度および加工量の影響を示したものである
。これらのうち、ナイモニック８０Ａの再結晶温度は９
８０℃付近であるが、加工温度が再結晶温度以上では加
工硬化せず、再結晶温度以下においては加工温度が低い
ほど、また加工量が増すほど、７００℃時効後の硬さは
増加する傾向がある。
一方、ワスパロイの再結晶温度は１０２０℃付近である
ため、再結晶温度以上の１０５０℃の加工においては殆
ど加工硬化しないが、再結晶温度以下においては加工温
度が低いほど、また加工量が増すほど加工硬化量が増え
、７５０℃時効後の硬さは高くなる。
ため、再結晶温度以上の１０５０℃の加工においては殆
ど加工硬化しないが、再結晶温度以下においては加工温
度が低いほど、また加工量が増すほど加工硬化量が増え
、７５０℃時効後の硬さは高くなる。
このような結果から、実際の加工では、Ｎｉ基耐熱合金
の成分組成にもよるが、γ′相が十分に固溶する１０５
０−ｔｉｏｏ”ｃ程度に均熱した後、この温度から加工
を開始し、ナイモニック８０Ａの場合は９８０℃以下、
ワスパロイの場合は１０２０℃以下において少なくとも
２０％以上、より望ましくは３０％以上の加工量を残す
ようにして加工を行う。
の成分組成にもよるが、γ′相が十分に固溶する１０５
０−ｔｉｏｏ”ｃ程度に均熱した後、この温度から加工
を開始し、ナイモニック８０Ａの場合は９８０℃以下、
ワスパロイの場合は１０２０℃以下において少なくとも
２０％以上、より望ましくは３０％以上の加工量を残す
ようにして加工を行う。
ところで、上記の加工が低すぎる温度例えば８００℃よ
り低温において行われると、変形のモードがプラナ−辷
りとなり、不均一な歪変形を生じやすく、時効処理後も
そのまま機械的性質の不均一性が残り、繰返し応力がか
かるような用途に使用されると早期に疲労破壊を生じや
すい、このため、とくに疲労強度が要求される部品の加
工においては比較的高温例えば８００℃以上で終止する
ことがより望ましい。
り低温において行われると、変形のモードがプラナ−辷
りとなり、不均一な歪変形を生じやすく、時効処理後も
そのまま機械的性質の不均一性が残り、繰返し応力がか
かるような用途に使用されると早期に疲労破壊を生じや
すい、このため、とくに疲労強度が要求される部品の加
工においては比較的高温例えば８００℃以上で終止する
ことがより望ましい。
」−２加工後の時効処理においてγ′相の全面析出によ
り硬化させるためには、６００〜８５０℃での時効処理
が必要である。すなわち、６００℃よりも低い温度での
時効処理においてはＴｌ。
り硬化させるためには、６００〜８５０℃での時効処理
が必要である。すなわち、６００℃よりも低い温度での
時効処理においてはＴｌ。
Ａｎの拡散速度が遅く、γ′相の析出が活発に生じない
ため、十分な硬さを得ることが困難であり、一方、８５
０℃を超える温度で時効処理を行うと、前の加工によっ
て形成された転位のセル構造の再配列が促進して加工硬
化量が減少するので、最終の時効処理によって十分な硬
度を得ることは困難となるためである。 １ （実施例１） 真空アーク炉で溶製した直径４００＋ｕのインゴットか
ら鍛伸した直径１８０ｍｍのビレットを用いて中型舶用
排気バルブの製造を行った。使用した材料の化学成分を
第１表に示す。
ため、十分な硬さを得ることが困難であり、一方、８５
０℃を超える温度で時効処理を行うと、前の加工によっ
て形成された転位のセル構造の再配列が促進して加工硬
化量が減少するので、最終の時効処理によって十分な硬
度を得ることは困難となるためである。 １ （実施例１） 真空アーク炉で溶製した直径４００＋ｕのインゴットか
ら鍛伸した直径１８０ｍｍのビレットを用いて中型舶用
排気バルブの製造を行った。使用した材料の化学成分を
第１表に示す。
バルブの鍛造は軸部の鍛伸と傘部の型入れとに分かれる
が、まず軸部の鍛伸では加熱温度を１０５０℃として直
径７５ｍｍに仕上げた。このとき、仕上ヒートの加工率
は３０％、終止温度は９００℃とした。
が、まず軸部の鍛伸では加熱温度を１０５０℃として直
径７５ｍｍに仕上げた。このとき、仕上ヒートの加工率
は３０％、終止温度は９００℃とした。
次に、傘部の鍛造では加熱温度を１０５０℃とし、型入
れを行い、１ヒートで直径約３００１１１１に仕上げた
。このとき、仕上げ温度はバルブのフェース部で約８５
０°Ｃ１傘先端中央部で約９００℃であった。また、加
工率はフェース部で最大的６０％であり、ｔ＄２図に示
す形状のバルブ１を製作した。
れを行い、１ヒートで直径約３００１１１１に仕上げた
。このとき、仕上げ温度はバルブのフェース部で約８５
０°Ｃ１傘先端中央部で約９００℃であった。また、加
工率はフェース部で最大的６０％であり、ｔ＄２図に示
す形状のバルブ１を製作した。
次いで、このバルブ１に１ｔ（７６７００℃Ｘ１６ｈｒ
の時効処理を加えた加工熱処理のものと、１０８０℃Ｘ
１ｈｒ加熱後水冷の固溶化処理の後７００°ＣＸ１６ｈ
ｒの時効処理を加えた標準熱処理のものについて、それ
ぞれ軸部の引張試験を行った。その結果を第２表にまと
めて示す。
の時効処理を加えた加工熱処理のものと、１０８０℃Ｘ
１ｈｒ加熱後水冷の固溶化処理の後７００°ＣＸ１６ｈ
ｒの時効処理を加えた標準熱処理のものについて、それ
ぞれ軸部の引張試験を行った。その結果を第２表にまと
めて示す。
第２表に示すように、加工熱処理材は７００℃以上の高
温までの耐力、引張強さが著しく高くなっており、延性
もあまり低下せず高靭性が維持されていることが明らか
である。
温までの耐力、引張強さが著しく高くなっており、延性
もあまり低下せず高靭性が維持されていることが明らか
である。
第３図はバルブ１のフェース部１ａの深さ方向の硬さ分
布を示したものである。第３図において、加工熱処理材
の仕上表面の硬さは通常のコバルト基硬化肉盛合金の溶
着部に匹敵する高いレベルであり、仕上表面から約２０
■腸深さにおいても、硬さ低下量はわずかにＨｖ３０程
度にすぎず、硬化層が深部にまで及んでいることが明ら
かである。
布を示したものである。第３図において、加工熱処理材
の仕上表面の硬さは通常のコバルト基硬化肉盛合金の溶
着部に匹敵する高いレベルであり、仕上表面から約２０
■腸深さにおいても、硬さ低下量はわずかにＨｖ３０程
度にすぎず、硬化層が深部にまで及んでいることが明ら
かである。
このように、加工熱処理を施すことによって作製された
バルブは、Ｍｏ、Ｗ、Ｔａなどの固溶強化元素を添加し
なくとも優れた耐食性を有する上に高強度・高硬度を有
しており、必ずしも肉盛硬化溶接を施さなくとも苛酷な
腐食環境において高温までの繰返し応力に十分耐えるこ
とができるという非常に優れたものである。
バルブは、Ｍｏ、Ｗ、Ｔａなどの固溶強化元素を添加し
なくとも優れた耐食性を有する上に高強度・高硬度を有
しており、必ずしも肉盛硬化溶接を施さなくとも苛酷な
腐食環境において高温までの繰返し応力に十分耐えるこ
とができるという非常に優れたものである。
（実施例２）
真空アーク炉で溶製した直径４００１ＩＩ１１のインゴ
ットから鍛伸した直径５０ｍｍのビレットを用いて中型
舶用排気バルブの製造を行った。使用した材料の化学成
分を第３表に示す。
ットから鍛伸した直径５０ｍｍのビレットを用いて中型
舶用排気バルブの製造を行った。使用した材料の化学成
分を第３表に示す。
バルブの鍛造は軸部の鍛伸と傘部の型入れとに分かれる
が、まず軸部の鍛伸では加熱温度を１１２０℃として直
径２５鵬−に仕上げた。このとき、仕上ヒートの加工率
は３０％、終止温度は９５０℃とした。
が、まず軸部の鍛伸では加熱温度を１１２０℃として直
径２５鵬−に仕上げた。このとき、仕上ヒートの加工率
は３０％、終止温度は９５０℃とした。
次に、傘部の鍛造では加熱温度を１１００℃とし、型入
れを行い、ｌヒートで直径約１２０１Ｉ１１に仕上げた
。このとき、仕上げ温度はバルブのフェース部で約９０
０ ’０、傘先端中央部で約９４０℃であった。また、
加工率はフェース部で最大的６０％であり、第２図に示
す形状のバルブ１を製作した。
れを行い、ｌヒートで直径約１２０１Ｉ１１に仕上げた
。このとき、仕上げ温度はバルブのフェース部で約９０
０ ’０、傘先端中央部で約９４０℃であった。また、
加工率はフェース部で最大的６０％であり、第２図に示
す形状のバルブ１を製作した。
次いで、このバルブ１に直接７６０℃Ｘ１６ｈｒの時効
処理を加えた加工熱処理のものと、１０４０℃Ｘ１ｈｒ
加熱後水冷の固溶化処理の後。
処理を加えた加工熱処理のものと、１０４０℃Ｘ１ｈｒ
加熱後水冷の固溶化処理の後。
８４５℃Ｘ４ｈｒＡＣ，７６０℃Ｘ１６ｈｒの時効処理
を加えた標準熱処理のものについて、それぞれ軸部の引
張試験を行った。その結果を第４表にまとめて示す。
を加えた標準熱処理のものについて、それぞれ軸部の引
張試験を行った。その結果を第４表にまとめて示す。
儒
寸
派
■
ｔ５４表に示すように、加工熱処理材は７００℃以上の
高温までの耐力、引張強さが著しく高くなっており、延
性もあまり低下せず高靭性が維持されていることが明ら
かである。
高温までの耐力、引張強さが著しく高くなっており、延
性もあまり低下せず高靭性が維持されていることが明ら
かである。
第４図はバルブ１のフェース部１ａの深さ方向の硬さ分
１１ｊを示したものである。第４図において、加工熱処
理材の仕上表面の硬さは通常のコバルト基硬化肉盛合金
の溶着部に匹敵する高いレベルであり、仕上表面から約
１０ｍ＋ｓ深さにおいても、硬さ低下量はわずかにＨｖ
２０程度にすぎず、硬化層が深部にまで及んでいること
が明らかである。
１１ｊを示したものである。第４図において、加工熱処
理材の仕上表面の硬さは通常のコバルト基硬化肉盛合金
の溶着部に匹敵する高いレベルであり、仕上表面から約
１０ｍ＋ｓ深さにおいても、硬さ低下量はわずかにＨｖ
２０程度にすぎず、硬化層が深部にまで及んでいること
が明らかである。
このように、加工熱処理を施すことによって作製された
バルブは、優れた耐食性を有する上に高強度番高硬度を
有しており、必ずしも肉盛硬化溶接を施さなくとも苛酷
な腐食環境において高温までの繰返し応力に耐えること
ができるという非常に優れたものである・ （発明の効果） 以上説明してきたように、この発明による高強度耐熱材
料の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％
、Ｃｒ：１３．０〜２３．０％、Ｔｉ：１．５〜３．５
％、Ａ立：ｏ、ｉ〜４．５％でかつ（Ｔｉ＋ＡＪｌｊ）
： ２ 、０％以上を基本含有成分とし、必要に応じ
てＢ：０．０２％以下、Ｚｒ：０．１０％以下、Ｈｆ
：２．０％以下のうちの１種または２種、Ｃａ：０．０
３％以下、Ｍｇ：０．Ｃ１％以下、ＲＥＭ：０．０３％
以下のうちの１種または２種以上。
バルブは、優れた耐食性を有する上に高強度番高硬度を
有しており、必ずしも肉盛硬化溶接を施さなくとも苛酷
な腐食環境において高温までの繰返し応力に耐えること
ができるという非常に優れたものである・ （発明の効果） 以上説明してきたように、この発明による高強度耐熱材
料の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％
、Ｃｒ：１３．０〜２３．０％、Ｔｉ：１．５〜３．５
％、Ａ立：ｏ、ｉ〜４．５％でかつ（Ｔｉ＋ＡＪｌｊ）
： ２ 、０％以上を基本含有成分とし、必要に応じ
てＢ：０．０２％以下、Ｚｒ：０．１０％以下、Ｈｆ
：２．０％以下のうちの１種または２種、Ｃａ：０．０
３％以下、Ｍｇ：０．Ｃ１％以下、ＲＥＭ：０．０３％
以下のうちの１種または２種以上。
Ｍｏ：５．０％以下、Ｗ：５．０％以下、Ｎｂ＋Ｔａ：
５．０％以下のうちの１種または２種以上、Ｃｏ ：
２０％以下、Ｆｅ ： ４０％以下のうちの１種または
２種を含有するＮｉ基合金を熱処理するに際し、前記合
金をγ′相［Ｎｉ３ （Ｔｉ 。
５．０％以下のうちの１種または２種以上、Ｃｏ ：
２０％以下、Ｆｅ ： ４０％以下のうちの１種または
２種を含有するＮｉ基合金を熱処理するに際し、前記合
金をγ′相［Ｎｉ３ （Ｔｉ 。
Ａ文）〕の固固溶温度上の温度で均熱した後再結晶温度
以下で２０％以上の加工によって加工硬化させ、次いで
６００〜８５０℃で時効硬化させるようにしたものであ
るから、この発明による加工熱処理材は標準熱処理材に
比較して高強度でかつ高硬度が得られると同時に靭延性
が著しく優れており、必ずしも合金元素を多種多量に添
加しなくとも高強度・高靭性が得られると共に、仕上表
面での硬さは通常のコバルト基硬化肉盛合金の溶着部に
匹敵する高いレベルのものが得られ、硬化層も深部まで
及んでいるので１例えば、エンジン用ｖト気バルブに適
用した場合に必ずしも高価な肉盛硬化溶接を施さなくと
も苛酷な腐食環境において高温まで繰返し応力に十分耐
えることができるものが得られるという非常に優れた効
果をもたらしうるちのである。
以下で２０％以上の加工によって加工硬化させ、次いで
６００〜８５０℃で時効硬化させるようにしたものであ
るから、この発明による加工熱処理材は標準熱処理材に
比較して高強度でかつ高硬度が得られると同時に靭延性
が著しく優れており、必ずしも合金元素を多種多量に添
加しなくとも高強度・高靭性が得られると共に、仕上表
面での硬さは通常のコバルト基硬化肉盛合金の溶着部に
匹敵する高いレベルのものが得られ、硬化層も深部まで
及んでいるので１例えば、エンジン用ｖト気バルブに適
用した場合に必ずしも高価な肉盛硬化溶接を施さなくと
も苛酷な腐食環境において高温まで繰返し応力に十分耐
えることができるものが得られるという非常に優れた効
果をもたらしうるちのである。
第１図はＮｉ基耐熱合金に対する加工条件と時効後の硬
さとの関係を調べた結果の一例を示すグラフ、第２図は
この発明の実施例において製作したバルブの形状を示す
部分説明図、第３図およびｆＪＪＡ図は各々この発明の
実施例１および２において調べたバルブの深さ方向の硬
さ分布を示すグラフである。 特許出願人 大同特殊鋼株式会社 代理人弁理士 小 塩 古 第１図 刀工章（％） 第３図 匂りｌ４ＩＩイすＪ：ｌプ１１４ｂ
さとの関係を調べた結果の一例を示すグラフ、第２図は
この発明の実施例において製作したバルブの形状を示す
部分説明図、第３図およびｆＪＪＡ図は各々この発明の
実施例１および２において調べたバルブの深さ方向の硬
さ分布を示すグラフである。 特許出願人 大同特殊鋼株式会社 代理人弁理士 小 塩 古 第１図 刀工章（％） 第３図 匂りｌ４ＩＩイすＪ：ｌプ１１４ｂ
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 （１）重量％で、Ｃ： Ｏ，、０１〜０，２０％、Ｃｒ
： １３．０〜２３．０％、Ｔｉ：１．５〜３．５％、
Ａ文＝０．１〜４．５％でかつ（Ｔｉ＋Ａ文）：２．０
５以上を基本含有成分とするＮｉ基合金を熱処理するに
際し、前記合金をγ′相の固溶温度以上の温度で均熱し
た後再結晶温度以下で２０％以上の加工によって加工硬
化させ。 次いで６００〜８５０℃で時効硬化させることを特徴と
する高強度耐熱材料の製造方法。 （２）Ｎｉ基合金が、Ｂ：０．０２％以下を含有する特
許請求の範囲第（１）項記載の高強度耐熱材料の製造方
法。 （３）Ｎｉ基合金が、Ｚｒ：Ｏ，１０％以下。 Ｈｆ：２．０％以下のうちの１種または２種を含有する
特許請求の範囲第（１）項または第（２）項記載の高強
度耐熱材料の製造方法。 （４）Ｎｉ基合金が、Ｃａ：０．０３％以下。 Ｍｇ：０．０３％以下、ＲＥＭ：０．０３％以下のうち
の１種または２種以上を含有する特許請求の範囲第（１
）項ないし第（３）項のいずれかに記載の高強度耐熱材
料の製造方法。 （５）Ｎｉ基合金が、Ｍｏ：５．０％以下、Ｗ：５．０
％以下、Ｎｂ＋Ｔａ：５．０％以下のうちの１種または
２種以上を含有する特許請求の範囲第（１）項ないし第
（０項のいずれかに記載の高強度耐熱材料の製造方法。 （８）Ｎｉ基合金が、Ｃｏ ： ２０％以下、Ｆｅ：４
０％以下のうちの１種または２種を含有する特許請求の
範囲第（１）項ないし第（５）項のいずれかに記載の高
強度耐熱材料の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1844984A JPS60162760A (ja) | 1984-02-06 | 1984-02-06 | 高強度耐熱材料の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1844984A JPS60162760A (ja) | 1984-02-06 | 1984-02-06 | 高強度耐熱材料の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60162760A true JPS60162760A (ja) | 1985-08-24 |
Family
ID=11971930
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1844984A Pending JPS60162760A (ja) | 1984-02-06 | 1984-02-06 | 高強度耐熱材料の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60162760A (ja) |
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62218536A (ja) * | 1985-12-30 | 1987-09-25 | ユナイテツド・テクノロジ−ズ・コ−ポレイシヨン | ニッケル基超合金 |
| JPS6350440A (ja) * | 1986-08-18 | 1988-03-03 | インコ、アロイス、インタ−ナショナル インコ−ポレ−テッド | 耐熱疲労性に優れたニッケル―クロム合金 |
| JPS63114951A (ja) * | 1986-09-15 | 1988-05-19 | ゼネラル・エレクトリック・カンパニイ | 耐疲れき裂ニッケル基超合金の熱加工的形成法 |
| JPS63186845A (ja) * | 1987-01-27 | 1988-08-02 | Mitsubishi Metal Corp | 耐熱衝撃性のすぐれたディーゼルエンジンの副燃焼室口金部材 |
| JPH03177526A (ja) * | 1989-10-04 | 1991-08-01 | General Electric Co <Ge> | 耐疲れ亀裂性高強度ニッケル基合金物品とその製法 |
| JPH05179379A (ja) * | 1992-01-08 | 1993-07-20 | Mitsubishi Materials Corp | Ｎｉ基合金圧延板製高温シール材 |
| JPH05508194A (ja) * | 1991-04-15 | 1993-11-18 | ユナイテッド・テクノロジーズ・コーポレイション | 超合金鍛造方法 |
| JP2007254804A (ja) * | 2006-03-22 | 2007-10-04 | Daido Steel Co Ltd | Ｎｉ基合金 |
| JP2012149343A (ja) * | 2011-01-03 | 2012-08-09 | General Electric Co <Ge> | 合金 |
| JP2016132824A (ja) * | 2015-01-22 | 2016-07-25 | 株式会社日本製鋼所 | 高強度Ｎｉ基超合金 |
-
1984
- 1984-02-06 JP JP1844984A patent/JPS60162760A/ja active Pending
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62218536A (ja) * | 1985-12-30 | 1987-09-25 | ユナイテツド・テクノロジ−ズ・コ−ポレイシヨン | ニッケル基超合金 |
| JPS6350440A (ja) * | 1986-08-18 | 1988-03-03 | インコ、アロイス、インタ−ナショナル インコ−ポレ−テッド | 耐熱疲労性に優れたニッケル―クロム合金 |
| JPS63114951A (ja) * | 1986-09-15 | 1988-05-19 | ゼネラル・エレクトリック・カンパニイ | 耐疲れき裂ニッケル基超合金の熱加工的形成法 |
| JPS63186845A (ja) * | 1987-01-27 | 1988-08-02 | Mitsubishi Metal Corp | 耐熱衝撃性のすぐれたディーゼルエンジンの副燃焼室口金部材 |
| JPH03177526A (ja) * | 1989-10-04 | 1991-08-01 | General Electric Co <Ge> | 耐疲れ亀裂性高強度ニッケル基合金物品とその製法 |
| JPH05508194A (ja) * | 1991-04-15 | 1993-11-18 | ユナイテッド・テクノロジーズ・コーポレイション | 超合金鍛造方法 |
| JPH05179379A (ja) * | 1992-01-08 | 1993-07-20 | Mitsubishi Materials Corp | Ｎｉ基合金圧延板製高温シール材 |
| JP2007254804A (ja) * | 2006-03-22 | 2007-10-04 | Daido Steel Co Ltd | Ｎｉ基合金 |
| JP2012149343A (ja) * | 2011-01-03 | 2012-08-09 | General Electric Co <Ge> | 合金 |
| JP2016132824A (ja) * | 2015-01-22 | 2016-07-25 | 株式会社日本製鋼所 | 高強度Ｎｉ基超合金 |
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