(57)【要約】【課題】  部品形状への冷間成形性が良好で、高温で使用したときに高い高温強度をもたらす耐熱板材を提供する。【解決手段】  ０次近似組織分析法によって計算されるγ’相がモル％で３０〜４０％のＮｉ基合金でなる耐熱板材であって、前記板材は、厚さが１ｍｍ以下であり、前記板材の金属組織がγ’相の最大直径が円相当径で１００ｎｍ以下、平均直径が円相当径で１〜５０ｎｍで、かつ最大直径と平均直径の比が１．３以上である耐熱板材。前記耐熱板材の硬さは４１０ＨＶ以下であることが好ましい。【選択図】  図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
０次近似組織分析法によって計算されるγ’相がモル％で３０〜４０％のＮｉ基合金でなる耐熱板材であって、前記板材は、厚さが１ｍｍ以下であり、前記板材の金属組織がγ’相の最大直径が円相当径で１００ｎｍ以下、平均直径が円相当径で１〜５０ｎｍであり、かつ最大直径の平均直径に対する比が１．３以上であることを特徴とする耐熱板材。
【請求項２】
硬さが４１０ＨＶ以下であることを特徴とする請求項１に記載の耐熱板材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、部品形状への冷間成形性が良好で、高温で使用したときに高い高温強度をもたらす耐熱板材に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車エンジン等の内燃機関においては、近年、自動車の燃費向上、排ガス規制強化などにより、エンジンの燃焼温度が高温化する傾向にある。また、高温の排ガスを利用するターボチャージャーやＥＧＲを装着するエンジンも増加している。自動車エンジンの燃焼温度の高温化により、エンジン部材の耐熱性の向上が要求されており、排気エンジンバルブ、点火プラグ、ターボチャージャー用ホイールなどに使用される金属材料として、より高温強度や耐酸化性の高い耐熱材料の適用が進んでいる。ターボチャージャー、ＥＧＲ等を含むエンジンの接合部分に使用される排気系の金属ガスケット、ボルト、金属ばね等も例外ではなく、高い高温強度が要求されている。例えば、約５９３℃を超える運転温度で使用される耐熱メタルガスケット用途へ適用可能な冷間圧延、析出硬化の組み合わせによって強化されたＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ合金からなるメタルガスケットおよびその製造方法が開示されている（特許文献１）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特開２０１１−８０５９８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
特許文献１に示されるＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ合金からなるメタルガスケットについては、種々の合金および製造方法が開示されている。析出硬化可能なＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ合金については、使用前に析出硬化処理を行うことによって金属ガスケットの硬さを高めている。つまり、高温での使用に耐える十分な強度を付与するため、使用前に析出硬化熱処理を行うことが推奨されている。しかし、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ等を含む析出硬化型Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ合金の析出硬化熱処理は、一般に長時間を要するため、析出硬化熱処理のコスト、熱処理時の変形、表面酸化、着色などの課題があった。また、自動車エンジンの燃焼温度の高温化に伴い、さらに燃焼温度、排ガス温度が上昇する傾向があり、特許文献１に開示される析出硬化型Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ合金においても高温強度が不足する場合がある。
【０００５】
本発明の目的は、自動車エンジン等の高温にさらされる部品用の耐熱板材であって、高温強度の優れた耐熱板材を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明者は、かかる問題点を解決すべく、熱間加工および冷間加工が可能でかつ、γ’相（ガンマプライム相）を多く有する析出強化型Ｎｉ基超耐熱板材について鋭意検討を行った。その結果、固溶化処理ままの析出強化型Ｎｉ基超耐熱板材は、固溶化処理まま、および固溶化処理後に軽度の冷間成形したままで、６００〜８５０℃程度の高温にさらされると、時効硬化処理を行った状態と同様な時効析出強化が起こり、次第に強化されることを見出した。また、冷間加工が可能でかつ、使用中の時効析出強化により強化できる耐熱板材の金属組織を見出し、本発明に至った。
【０００７】
すなわち、本発明は、０次近似組織分析法によって計算されるγ’相がモル％で３０〜４０％のＮｉ基合金でなる耐熱板材であって、前記板材は、厚さが１ｍｍ以下であり、前記板材の金属組織がγ’相の最大直径が円相当径で１００ｎｍ以下、平均直径が円相当径で１〜５０ｎｍであり、かつ最大直径と平均直径の比が１．３以上である耐熱板材である。
前記耐熱板材の硬さは４１０ＨＶ以下であることが好ましい。
【発明の効果】
【０００８】
本発明によれば、自動車エンジンの排気系のような高温にさらされる部品に使用される耐熱板材として、高温での使用中における高い強度をもたらすことができ、より高い信頼性を奏するものである。
【図面の簡単な説明】
【０００９】
【図１】固溶化処理後および時効処理後の７００℃での熱へたり量の比較を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１０】
まず、本発明で規定したＮｉ基合金について説明する。
Ｎｉ基合金において、高い高温強度を得るために組織をオーステナイト母相と析出γ’相からなる組織とするが、γ’相の量が多い方が高温強度は高くなる。γ’相の量は熱処理条件によって変化し、固溶化処理後には完全に固溶したり、時効処理後には多くが析出したりする。このため、γ’相の量を規定する基準として、ここでは０次近似組織分析法によって計算されるγ’相量を規定することとする。Ｎｉ基合金の化学成分から、Ｃは全てＴｉ、Ｎｂ、Ｔａ等とＭＣ型炭化物を形成し、残りのＡｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａ等のγ’相形成元素は全てＮｉ３（Ａｌ，Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａ）という形のγ’相を形成し、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ等のオーステナイト相形成元素は全て残りのＮｉと共にオーステナイト相を形成すると仮定して各合金成分をγ’相とオーステナイト相に配分し、配分した成分の総原子数の比からγ’相の量を計算する０次近似（オーステナイト相の組成とγ’相の組成の平衡関係を０次近似するという意味）の組織分析法を用いる。
【００１１】
γ’相は、モル％で３０％より少ないと十分な高温強度が得られず、一方、４０％を超えると、高温強度は十分高くなるものの、固溶化処理によって固溶させることが困難となり、硬さを下げることが難しくなるため、冷間圧延による板材の製造や部品形状への冷間成形が困難となることから、γ’相の体積率は、３０〜４０％とする。
また、本発明のＮｉ基合金でなる耐熱板材の厚さは１ｍｍ以下とする。冷間圧延を適用して１ｍｍ以下のＮｉ基合金製の耐熱板材を得ることができる。なお、本発明で耐熱板材の厚さを１ｍｍ以下とするのは、厚さが１ｍｍを超えると冷間プレス加工等による成形が難しくなるからである。耐熱板材の下限については、その用途によって適宜設定すれば良いが、おおよそ０．０５ｍｍであれば良い。
【００１２】
本発明で用いるＮｉ基合金の化学成分の一例としては、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０６％、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：０．１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１８．０〜２０．０％、Ｍｏ：５．５〜７．０％、Ｗ：０．８〜１．２％、Ｃｏ：１１．０〜１４．０％、Ａｌ：１．８〜２．３％、Ｔｉ：２．９〜３．３％、Ｆｅ：２．０％以下、Ｂ：０．００４〜０．０１５％、残部：Ｎｉおよび不可避的不純物である。但し、Ｎｉ基合金の化学成分は、これに限定されるものではなく、上記のγ’相量を満足するものであればよい。
【００１３】
一例として挙げたＮｉ基合金の化学成分の限定理由を述べる。なお、特に記載のない限り含有量は質量％として記す。
Ｃは、ＴｉとＭＣ型炭化物を形成し、結晶粒を微細化することで常温および高温での強度と延性をバランスよく向上させる効果を有するため、少量添加するのが好ましい。しかし、０．００５％より少ないと生成する炭化物が少ないため効果が乏しく、一方、０．０６％を超えて添加すると粗大なＭＣ型炭化物を生じて延性を低下させたり、後述する高温で使用する間に生じる時効硬化に必要なＴｉ量を減少させることから、Ｃは０．００５〜０．０６％の範囲が好ましい。Ｃのより好ましい上限は０．０５％であり、さらに好ましいＣの上限は０．０４％である。
【００１４】
ＳｉおよびＭｎは、脱酸元素として添加されしてもよいが、過度の添加は高温強度を低下させるおそれがあることから、Ｓｉは０．１５％以下、Ｍｎは０．１５％以下が好ましい。より好ましくは、Ｓｉは０．１０％以下、Ｍｎは０．１０％以下が良い。なお、ＳｉおよびＭｎは原料や溶解技術によって十分脱酸が可能な場合には必ずしも添加する必要はない。
Ｓは不純物元素であって少ない方が好ましく、０％であってもよい。Ｓは積極的に添加はしないが、原料等から混入する場合がある。混入した場合、Ｓは０．００５％以下であれば、本発明の耐熱板材の特性に有害な影響を与えないことから、Ｓは０．００５％以下とする。なお、Ｓの好ましい上限は０．００３％が良い。
【００１５】
Ｃｒは、耐熱板材の耐酸化性を維持するのに有効な元素である。Ｃｒが１８．０％より少ないと耐熱板材に必要な耐酸化性が得にくくなる。一方、２０．０％を超えて添加すると基地のオーステナイト相が不安定となり、長時間使用中にσ相（シグマ相）などの有害脆化相を生成して耐熱板材の強度や延性を低下させるおそれがある。このことから、Ｃｒは１８．０〜２０．０％の範囲が好ましい。より好ましいＣｒの下限は１８．５％であり、より好ましいＣｒの上限は１９．５％である。
【００１６】
Ｍｏは、本発明の耐熱板材においては、オーステナイト相を固溶強化して常温および高温強度を高めるのに有効な元素である。特に、本発明の耐熱板材では、使用中に転位との相互作用によって高温での変形を抑制する作用をもたらすため、重要な元素のひとつである。Ｍｏは５．５％より少ないと高温強度向上効果が少なく、一方、７．０％を超えて添加すると冷間成形性が低下するだけでなく、Ｌａｖｅｓ相等の脆化相が生成するおそれがあることから、Ｍｏは５．５〜７．０％の範囲が好ましい。Ｍｏのより好ましいＭｏの上限は６．５％である。
【００１７】
Ｗは、本発明の耐熱板材においては、Ｍｏと同様、オーステナイト相を固溶強化して常温および高温強度を高めるのに有効な元素である。特に、本発明の耐熱板材では、使用中に転位との相互作用によって高温での変形を抑制する作用をもたらす重要な元素のひとつである。Ｗは０．８％より少ないと高温強度向上効果が少なく、一方、１．２％を超えて添加すると冷間成形性が低下するだけでなく、高温での使用中にＬａｖｅｓ相等の脆化相が生成するおそれがあることから、Ｗは０．８〜１．２％の範囲が好ましい。より好ましいＷの下限は０．９％であり、より好ましいＷの上限は１．０５％である。
【００１８】
Ｃｏは、オーステナイト相に固溶して、固溶強化により強度を高めるだけでなく、Ｍｏ、Ｗ、ＡｌおよびＴｉ等を多く固溶させ、間接的に固溶強化および時効硬化を促進させて強度を向上させるのに有効な元素である。Ｃｏは１１．０％より少ないと効果が不十分となりやすく、一方１４．０％より多く添加すると加工硬化が大きくなり冷間成形性が低下しやすくなるだけでなく、高温での使用中に脆化相が生成しやすくなるため、Ｃｏは１１．０〜１４．０％の範囲が好ましい。より好ましいＣｏの下限は１２．０％であり、より好ましいＣｏの上限は１３．０％である。
【００１９】
Ａｌは、時効処理中および高温での使用中にＮｉ、Ｔｉとともにγ’相を形成する主要な構成元素のひとつであり、使用中の高温強度を高めるのに有効な元素である。γ’相を析出させて強化に寄与するには、１．８％以上の添加が好ましく、一方、２．３％を超えて添加すると冷間成形性や熱間加工性が低下しやすくなることから、Ａｌは１．８〜２．３％の範囲が好ましい。より好ましいＡｌの下限は１．９％であり、より好ましいＡｌの上限は２．２％である。
【００２０】
Ｔｉは、時効処理中および高温での使用中に時効析出する金属間化合物であるγ’相の主要な構成元素の一つであり、使用中の高温強度を高めるのに有効な元素である。γ’相を析出させて強化に寄与するには、２．９％以上の添加が好ましく、一方、３．３％を超えて添加すると高温加熱時に粗大な金属間化合物であるη相（イータ相）が生成しやすくなり、高温での強度や延性が低下しやすくなることから、Ｔｉは２．９〜３．３％の範囲が好ましい。より好ましいＴｉの下限は３．０％であり、より好ましいＴｉの上限は３．２％である。
【００２１】
Ｆｅは、必ずしも添加する必要はないが、不純物として少量混入する場合がある。少量の混入は特性、製造性に影響を及ぼさないが、２．０％を超えると高温強度や耐酸化性が低下しやすくなることから、Ｆｅは２．０％以下とする。なお、Ｆｅの好ましい上限は１．０％以下が良い。
Ｂは、少量添加すると粒界強化作用により高温での強度と延性を高めるのに有効な元素である。しかし、０．００４％より少ないと粒界への偏析量が少ないため効果が不十分となりやすく、一方、０．０１５％を超えて添加すると加熱時の初期溶融温度が低下して熱間加工性が低下しやすくなることから、Ｂは０．００４〜０．０１５％の範囲が好ましい。より好ましいＢの上限は０．０１０％である。
【００２２】
Ｎｉは、基地のオーステナイト相を安定化するのに必須の元素である。また、時効中および使用中に析出する時効析出相であるγ’相の構成元素でもあるので、常温および高温強度を高めるのに必要な元素である。上記の好ましい組成とした場合、残部の成分は実質的にＮｉとする。残部に存在する不可避的不純物としては、以下に示す元素は以下に示す範囲であれば、実質的な影響は少ないため、以下の範囲で許容することができる。
Ｍｇ：≦０．０１％、Ｃａ：≦０．０１％、Ｃｕ：≦０．１％、Ｎｂ：≦０．１％、Ｖ：≦０．１％、Ｚｒ：≦０．１％、ＲＥＭ：≦０．１％、Ｎ：≦０．０１％、Ｏ：≦０．００５％
また、Ａｇ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ａｓ、Ｂｉ、Ｉｎもオーステナイト粒界に偏析して高温強度の低下を招く不純物元素であり、これらの元素は合計で０．００２％以下に制限することが好ましい。
【００２３】
次に耐熱板材の組織について説明する。
本発明の耐熱板材は、部品形状に冷間成形されることを考慮すると、固溶化処理を行った状態、あるいは部品形状に冷間成形できる程度に小さい加工度で冷間圧延等の冷間加工を行った、軟らかい状態とする必要があり、積極的な析出硬化をもたらす時効処理をしない状態が好ましい。
【００２４】
このような状態の金属組織とは、基地がオーステナイト組織からなる組織であり、オーステナイト基地中には時効析出強化相であるγ’相が析出していない組織が好ましいが、６００℃における平衡状態でのγ’相がモル％で３０〜４０％である耐熱板材の場合、固溶化処理温度に加熱保持してγ’相を完全に固溶させても冷却中にγ’相が析出する。固溶化処理の冷却中に析出するγ’相は、析出強化作用が十分でない程度にそのサイズが小さい状態である。この状態で耐熱板材を６００〜８５０℃程度の高温で使用すると、使用中の高温にさらされることによって、自然にオーステナイト基地中にγ’相が時効析出し、耐熱板材が析出強化されて強度を高めることができる。
【００２５】
オーステナイト基地中に析出するγ’相の大きさは、走査型電子顕微鏡によって測定することができる。測定のための視野面積は、１００個以上のγ’相粒子が明瞭に判別できる倍率で選定すればよい。γ’相粒子の最大直径および平均直径は、任意の１００個以上を測定して決めればよい。使用前の状態にあたる本発明の耐熱板材の組織において、オーステナイト基地中に析出するγ’相の最大直径が円相当径で１００ｎｍを超えると、冷間成形時の強度が大きくなり、部品形状への冷間成形加工が困難になるだけでなく、使用中にγ’相の粗大化が速く進み軟化して耐熱へたり性が低下することから、オーステナイト基地中にγ’相が析出する場合、そのγ’相の最大直径は円相当径で１００ｎｍ以下とする。好ましくは８０ｎｍ以下が良い。
また、使用前のオーステナイト基地中に析出するγ’相の平均直径を円相当径で１ｎｍより小さくするには、固溶化処理において試験片レベルの小さいサイズでの急冷に相当する非常に速い冷却速度で急冷する必要があり、工業的な製造が困難である一方、γ’相の平均直径が円相当径で５０ｎｍを超えると、時効処理を行った場合のγ’相のサイズに相当することから析出強化量が大きくなり、部品形状への冷間成形加工が困難になることから、γ’相の平均直径は円相当径で１〜５０ｎｍとする。好ましいγ’相の平均直径の下限は円相当径で５ｎｍ、好ましいγ’相の平均直径の上限は円相当径で４０ｎｍである。
【００２６】
γ’相粒子は固溶化処理後の冷却中に析出するか、あるいは短時間の時効処理によって析出させることでγ’相を本来析出できる量、直径よりも少量で小さい状態を得ることができ、使用中に時効が進行して強化することで耐熱へたり性が向上するが、この状態は析出途中の状態であるため、γ’相の直径には比較的大きな分布が生じる。最大直径、平均直径が上記条件を満足し、かつ最大直径と平均直径の比が１．３以上とすることが丁度この状態を表す。
最大直径と平均直径の比を１．３以上とすることは、例えば、長時間の２段時効処理によっても得られるが、この場合、最大直径、平均直径が本発明の規定より大きくなるため、耐熱へたり性は十分ではなくなる。なお、オーステナイト基地は歪のない状態でもよいし、冷間加工による少量の歪を加えられた状態でもよいが、冷間歪が２５％より大きくなると熱へたりしやすくなるため、冷間歪は２５％以下が好ましい。
【００２７】
本発明は、積極的な時効処理を行わない状態で使用し、使用中に高温にさらされることにより析出硬化して強化することができるものであるが、部品形状に成形後の実使用前に簡易的な短時間の時効処理を行うことによって、使用前においてオーステナイト基地中のγ’相の最大直径が円相当径で１００ｎｍ以下でかつ、平均直径が円相当径で１〜５０ｎｍである組織とすれば、使用前の強度を適度に上昇させることができ、初期の変形を抑えることが可能となるので、短時間の時効処理を行うことは除外しない。短時間の時効処理は、部品形状に成形加工前に実施することもできるし、部品形状に成形加工後に行うこともできる。
【００２８】
耐熱板材の硬さは、部品形状への冷間成形を可能にするため、ある程度低くする必要があり、冷間圧延等による板形状またはコイル形状への加工後に、加工硬化により上昇した硬さを低下させるために固溶化処理、あるいは固溶化処理後に短時間の時効処理を行う。硬さが４１０ＨＶを超えると、冷間プレス加工等により部品形状に成形することが難しくなることから、硬さは４１０ＨＶ以下とすることが好ましい。より好ましい硬さは４００ＨＶ以下である。さらに好ましい硬さは３８０ＨＶ以下である。なお、硬さの下限ついては低ければ低いほど好ましが、本発明が対象とする合金がγ’相がモル％で３０〜４０％のＮｉ基合金であることから、２００ＨＶ程度が下限となる。
【実施例】
【００２９】
表１に本発明の実施形態（Ｎｏ．１）の耐熱板材および比較例の合金Ｎｏ．２の耐熱板材の合金組成を示す。表１に示す本発明合金Ｎｏ．１の０次近似の組織分析法によって計算したγ’相量は、３２モル％であった。これらの合金組成を有するＮｉ基合金は真空誘導溶解し、１０ｋｇインゴットを製造することによって得た。
なお、比較合金Ｎｏ．２は、γ’相とγ’’相（ガンマダブルプライム相）により析出強化する合金であるが、その６００℃における平衡状態での析出強化相の合計量（６００℃ではγ’’相は平衡相ではなく、δ相（デルタ相）として計算されるので、γ’相とδ相の合計量）は、熱力学計算シミュレーションの計算によると、２１モル％であり、本発明の規定量より低くはずれている。
【００３０】
【表１】
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【００３１】
Ｎｏ．１およびＮｏ．２のインゴットを用いて、１１８０℃で２０時間の均質化熱処理を行い、分塊鍛造を行った後、１０００〜１０４０℃で２０時間保持後、８００℃まで約２００℃／ｈで冷却し、その後空冷する軟化焼鈍を行い、再度、１０２０℃に加熱して熱間圧延により厚さ２ｍｍまで圧延して熱間圧延材とした。
本発明で規定するγ’相を満足するＮｏ．１の熱間圧延材を用いて、１１００℃で１時間保持後に急冷する固溶化処理を行ない、さらに厚さ約１．３ｍｍまで冷間圧延を行った。さらに１１００℃で１時間保持後に急冷する固溶化処理を行ない、さらに厚さ０．７ｍｍまで冷間圧延を行って０．７ｍｍの冷間圧延材とした。その後、１１００℃で１時間保持後に急冷する固溶化処理を行なって厚さが０．７ｍｍの耐熱板材Ａとした。
さらに０．７ｍｍの耐熱板材Ａを厚さ０．４ｍｍまで冷間圧延後、１１００℃で５分保持後に急冷する固溶化処理を行ない、さらに厚さ０．２ｍｍまで圧下率５０％の冷間圧延を行って冷間圧延材とした。
厚さ０．２ｍｍの冷間圧延材に対して、１１００℃で５分保持の後に急冷する最後の固溶化処理を行って厚さが０．２ｍｍの耐熱板材Ｂとした。さらに、前記最後の固溶化処理の後、８４０℃で４時間保持の短時間時効処理を行って耐熱板材Ｃとした。また、最後の固溶化処理Ａの後、８４０℃で２４時間保持後、空冷し、さらに７６０℃で１６時間保持後、空冷する時効処理を行って耐熱板材Ｄとした。
【００３２】
比較例Ｎｏ．２の熱間圧延材を用いて、９８０℃で１時間保持後に急冷する固溶化処理を行なって、厚さ約１．０ｍｍまで冷間圧延を行い、さらに９８０℃で１時間保持後に急冷する固溶化処理を行なって、厚さ０．４ｍｍまで冷間圧延を行った後、さらに９８０℃で５分保持後に急冷する固溶化処理を行なって、さらに厚さ０．２ｍｍまで圧下率５０％の冷間圧延を行い、さらに、９８０℃で１時間保持後に急冷する固溶化処理を行なった。固溶化処理の後、７２０℃で８時間保持後、６２０℃まで冷却し、６２０℃で８時間保持後、空冷する時効処理を行って「比較例耐熱板材」とした。
【００３３】
次に、厚さ０．７ｍｍの耐熱板材Ａ、厚さ０．２ｍｍの耐熱板材Ｂ、８４０℃で４時間の短時間時効処理を行なった耐熱板材Ｃ、および、８４０℃で２４時間保持後、さらに７６０℃で１６時間保持した耐熱板材Ｄについて、縦断面での走査型電子顕微鏡によるγ’相粒子の直径の測定を行った。測定視野、測定方法は前述のとおりである。また、これらの板材について縦断面の硬さをビッカーズ硬度計を用いて測定した。
表２に本発明の耐熱板材Ａ〜Ｄのγ’相粒子の直径の円相当径を示す。表２より、固溶化処理状態および短時間時効処理状態の本発明例では、γ’相の最大直径は１００ｎｍ以下であり、平均直径は１〜５０ｎｍの範囲となっているだけでなく、最大直径と平均直径の比も１．３以上を満足している。一方、長時間の時効処理を行った比較例では、γ’相の最大直径が１００ｎｍを超えており、かつ平均直径は５０ｎｍを超えている。
【００３４】
【表２】
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【００３５】
表３に耐熱板材の硬さを示す。「本発明例」として示す耐熱板材は、最後の固溶化処理（ＳＴ）後および短時間時効処理（Ａｇ１）後で、４１０ＨＶ以下の硬さを示すことがわかる。長時間の時効処理（Ａｇ２）後では４１０ＨＶより高い硬さとなっている。また、比較例耐熱板材（表３中では「比較例」と記す）は、固溶化処理後では本発明例の固溶化処理後の耐熱板材より低い硬さを示すが、長時間時効処理(Ａｇ３)後では４１０ＨＶより高い硬さを示す。
【００３６】
【表３】
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【００３７】
次に、表３に示す各熱処理を行った耐熱板材を用いて熱へたり試験を行った。熱へたり試験は，幅１０ｍｍ×長さ１００ｍｍの板状試験片の長さ方向の中央部を８０ｍｍ長さに対して５ｍｍだけたわませた状態で７００℃で４時間加熱し，冷却後のたわみ変形量（ここでは熱へたり量と呼ぶ）を測定することで評価した。図１に固溶化処理後および時効処理後の熱へたり量を示す。
本発明例の７００℃での熱へたり量は、固溶化処理（ＳＴ）後が最も小さく、ついで短時間時効（Ａｇ１）後が小さく、長時間時効（Ａｇ２）後が最も大きい。また、比較例の耐熱板材に比べれば本発明例の耐熱板材は、いずれの熱処理条件でも小さい熱へたり量を示しており、耐熱へたり性が良好である。
【００３８】
本発明例の耐熱板材が比較例の耐熱板材に比べて耐熱へたり性が大幅に良好なのは、γ’相等の析出強化相の量が多いこと、およびγ’’相に比べて高温まで安定なγ’相によって強化されていること、等により、高温での強度が高いためと考えられる。また、本発明例の耐熱板材の耐熱へたり性が熱処理条件に大きく影響を受けないのは、試験温度が時効処理温度に近いため、試験中に時効析出が促進されるためであり、初期状態を時効処理しない状態、即ち、固溶化処理状態、または短時間時効処理としてγ’相の大きさが小さい状態としても、長時間時効処理を行った場合と同等レベルの耐熱へたり性が得られるからである。
また、初期状態を時効処理しない状態、即ち、固溶化処理状態、または短時間時効処理としてγ’相の大きさが小さい状態とすることで、熱処理に余分な工数を割く必要がなく、かつ硬さを低く維持できるため、部品形状への成形が容易となり、実用性が向上する。
【産業上の利用可能性】
【００３９】
以上のように、本発明の耐熱板材は、自動車エンジンの排気系のような高温にさらされる部品に使用すると、部品形状への冷間成形性と高温での使用中における高い強度を兼ね備えることができ使用中の熱へたりを抑制できることから、より高い信頼性を奏するものである。
【図１】
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