(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、０．０１〜０．０５％Ｃ、０．１〜０．５％Ｓｉ、０．１〜０．５％Ｍｎ、０．００１〜０．０１％Ｂ、２１％Ｃｒ、０．７〜１．３％Ｎｂ、ＴｉとＡｌの総和が４．０％以上であって、５１％Ｎｉ、０．３〜１．０％Ｃｕ、２．５％Ｍｏ、１．０〜２．０％Ｗを含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする高温強度特性および高温クリープ特性に優れたニッケル基合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車用エンジン部品、特に排気バルブ等の高温雰囲気下で用いられるニッケル基合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車の燃費向上の進展には目覚しいものがあり、例えば自動車エンジンを従来よりも一回り小型化かつ軽量化し、不足する出力はターボチャージャーを組み合わせることで、その不足分の出力を補う省燃費ターボが主流になりつつある。
【０００３】
そのような自動車用エンジン部品に用いられる材料として、例えば特許文献１では重量％で０．０１〜０．１％Ｃ、０〜０．５％Ｓｉ、０〜０．５％Ｍｎ、２３％を超えて２５％以下のＣｒ、０．５〜１．５％Ｎｂ、２．０〜３．０％Ｔｉ、１．０〜２．０％Ａｌ、４５％を超えて５０％以下のＮｉ、０．１〜１．２％Ｃｕ、０．３〜２．０％Ｗ等から構成されるニッケル基合金が開示されている。当該ニッケル基合金は、９００℃における高温引張強度に優れていること、および８００℃での長時間時効処理後でも高硬度が得られることから弁用耐熱合金として有用であることが説明されている。
【０００４】
また、特許文献２には、重量％で４０〜４９％Ｎｉ、１．２〜１．８％Ａｌ、２．０〜３．０％Ｔｉ、０．９〜７．８％Ｎｂ、１％以下のＭｏ等から構成されるニッケル基合金が開示されている。当該ニッケル基合金は、耐食性および耐摩耗性に優れていることから    ディーゼルエンジン部品（特に排気バルブ部品）として有用であることが説明されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開平４−１９１３４４号公報
【特許文献２】特表２００４−５１２４２８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかし、特許文献１のニッケル基合金では８００℃雰囲気下で３００時間という長時間の時効処理後でも一定の高硬度（例えば、ロックウェルのＣスケールでＨＲＣ３８〜３９）を保持していることは説明されているが、その高硬度が得られるまでに必要な時効処理の時間が比較的に長くなるという問題があった。
【０００７】
また、特許文献２のニッケル基合金も同様に８００℃近傍の時効処理を行うことでも高硬度（例えば、ロックウェルのＣスケールでＨＲＣ２７〜２８）が得られることが説明されているが、その高硬度が得られるまでに必要な時効処理の時間が比較的に長いという問題があった。
【０００８】
さらに、上述したように自動車エンジンの小型化、軽量化に伴い、自動車用エンジンの排気ガス温度が９００〜１０００℃近傍に達する場合もあり、特許文献１および２に記載のニッケル基合金では高温強度や高温クリープ特性が不足するという問題があった。
【０００９】
そこで、本発明においては従来のニッケル基合金に比べて、９００℃以上の温度域における高温強度に優れたニッケル基合金を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
前述した課題を解決するために、本発明に係るニッケル基合金は、重量％で、０．０１〜０．０５％Ｃ、０．１〜０．５％Ｓｉ、０．１〜０．５％Ｍｎ、０．００１〜０．０１％Ｂ、２１％Ｃｒ、０．７〜１．３％Ｎｂ、２．０〜３．２％Ｔｉ、１．２〜２．２％Ａｌ、５１％Ｎｉ、０．３〜１．０％Ｃｕ、２．５％Ｍｏ、１．０〜２．０％Ｗを含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなるニッケル基合金とした。
【００１１】
また、本発明に係るニッケル基合金は、Ｔｉの含有量とＡｌの含有量との総和を重量％で４．０％以上とした。
【発明の効果】
【００１２】
本発明に係るニッケル基合金は、前述した従来のニッケル基合金に比べて、９００℃以上の高温雰囲気における引張強度が向上するという効果を奏する。また、本発明に係るニッケル基合金においては、優れた高温クリープ特性を有することができる。したがって、本発明に係るニッケル基合金は９００℃以上の高温雰囲気下に長時間晒される自動車用排気バルブ部品には好適である。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
本発明の実施の形態の一例について説明する。本発明に係るニッケル基合金を構成する成分およびその成分範囲を限定した理由について、以下に詳しく説明する。
【００１４】
Ｃ（炭素）の含有量は、０．０１〜０．０５重量％とする。Ｃは、Ｔｉ、Ｎｂ及びＣｒと結合して炭化物を形成し、高温強度を改善する。このような効果を得るためには、少なくとも、０.０１重量％以上の添加が必要である。しかし、過剰に添加すると、ＭＣ炭化物を多量に生成して、熱間加工性を低下させるため、上限を０．０５重量％とした。
【００１５】
Ｓｉ（ケイ素）の含有量は、０．１〜０．５重量％とする。Ｓｉは、脱酸元素として添加される。また、適量の添加は耐酸化性を改善する。しかし、過剰に添加すると延性の低下をきたすため、上限を０．５重量％とした。
【００１６】
Ｍｎ（マンガン）の含有量は、０．１〜０．５重量％とする。ＭｎもＳｉと同様に脱酸元素として添加されるが、過剰に添加すると高温強度の低下をきたすため、上限を０．５重量％とした。
【００１７】
Ｂ（ホウ素）の含有量は、０．００１〜０．０１重量％とする。Ｂは、結晶粒界を強化してクリープ強度を高めるほか、熱間加工性を改善する効果を持つ。このため、０.００１重量％以上の添加が必要である。しかし、過剰に添加すると結晶粒界に低融点化合物を生成して熱間加工性を害するため、上限を０.０１重量％とした。
【００１８】
Ｃｒ（クロム）の含有量は、２０．０〜２３．５重量％とする。Ｃｒは、耐酸化性および耐食性を向上するのに不可欠な元素である。また、ある程度添加した場合は、針状組織が成長して耐クリープ特性の向上が認められる。しかし、過剰添加した場合、針状組織が粗大化して性能劣化を招くため、２０．０〜２３．５重量％とした。
【００１９】
Ｎｂ（ニオブ）の含有量は、０．７〜１．３重量％とする。Ｎｂは、Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ）などの金属間化合物相を析出し、高温強度を向上する。また、Ｃと結合して炭化物ＮｂＣを生成し、高温硬さおよび強度の向上に寄与する。ただし、過剰添加すると材料を脆化させるので、０．７〜１．３重量％とした。
【００２０】
Ｔｉ（チタン）の含有量は、２．０〜３．２重量％とする。Ｔｉは、Ｎｉと結合して金属間化合物γ’相を形成し、オーステナイト相を強化する。Ｔｉを増量すれば強化相であるγ’相の量は増加し、高温強度は向上する。しかし、過剰に添加すると、脆化相の析出をまねいてしまい、素材の熱間成形性を阻害するので、その添加範囲を２．０〜３．２重量％に限定した。
【００２１】
Ａｌ（アルミニウム）の含有量は、１．２〜２．２重量％とする。Ａｌは、Ｎｉと結合して金属間化合物γ’相を形成し、オーステナイト相を強化する重要な元素である。Ａｌを増量すれば強化相であるγ’相の量は増加し、高温強度は向上する。しかし、過剰に添加すると、強化相が不安定となり脆化相の析出をまねく。このため、素材の熱間成形性を阻害するので、その添加範囲を１．２〜２．２重量％に限定した。
【００２２】
Ｎｉ（ニッケル）の含有量は、５０〜５３重量％とする。Ｎｉは、マトリックスであるオーステナイト基地を形成するため不可欠である。また、析出強化相であるγ’相を形成し、高温強度を向上させる。強化元素を固溶させるため、ある程度の量が必要であり、添加量の下限は５０重量％以上とした。ただし、過剰添加した場合、合金のコスト上昇を招き、また耐硫化腐食性が悪化するので、上限を５３重量％とした。
【００２３】
Ｃｕ（銅）の含有量は、０．３〜１．０重量％とする。Ｃｕは、硫化物系腐食の改善を目的として添加する。過剰添加した場合は熱間脆化を生じるため、その含有量を０．３〜１．０重量％に限定した。
【００２４】
Ｍｏ（モリブデン）の含有量は、１．５〜３．０重量％とする。Ｍｏは、熱間強度を達成する析出強化相が固溶する温度範囲において、固溶強化により高温強度および高温クリープ特性を向上させる元素である。１．５重量％未満の含有量では高温強度および高温クリープ特性を向上させる効果が発現せず、３．０重量％を超える含有量では熱間加工性に有害となるために含有量を限定した。
【００２５】
Ｗ（タングステン）の含有量は、１．０〜２．０重量％とする。Ｗは、熱間強度を達成する析出強化相が固溶する温度範囲において、固溶強化により高温強度および高温クリープ特性を向上させる元素である。１．０重量％未満の含有量では高温強度および高温クリープ特性を向上させる効果が発現せず、２．０重量％を超える含有量では熱間加工性に有害となるために含有量の上限を限定した。
【実施例１】
【００２６】
本発明に係るニッケル基合金（以下、本発明材という）および従来のニッケル基合金（以下、従来材という）を用いて、高温における引張試験を行ったので、その試験結果について説明する。本試験において、本発明材および従来材共に真空溶解炉で原材料を溶解させて鋼塊を作製し、１０５０℃で１時間の溶体化処理した後、水冷したものを用いた。試験片については、その鋼塊から直径１６ｍｍ、高さ１５ｍｍの円柱状の試験片を作製して、時効処理を行った。
【００２７】
時効処理の条件については、時効温度は７５０℃、時効時間については４時間として行った。本実施例の本発明材および従来材の化学組成を表１に示す。
【００２８】
【表１】
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【００２９】
使用した試験片は、平行部が直径６ｍｍ、長さ２５ｍｍとなるように、前述の鋼塊から作製した直径１６ｍｍの圧延材より切削加工して製作した。試験条件は、室温、８００℃および９００℃の計３水準の雰囲気に試験片を２０分間均熱保持した後、引張速度２ｍｍ／ｍｉｎで引張試験を行い、試験片が破断する際の強度（引張強度：単位ＭＰａ）、０．２％耐力（単位：ＭＰａ）、伸び（単位：％）および絞り（単位：％）をそれぞれ測定した。本発明材および従来材の室温、８００℃および９００℃における引張強度などの諸特性を表２〜４に示す。
【００３０】
【表２】
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【表３】
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【表４】
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【００３１】
室温での引張強度は、表２に示すように本発明材は従来材に比べて引張強度および０．２％耐力ともにやや低い値となった。しかし、伸びおよび絞りについては本発明材の方が従来材に比べて、約４〜８倍の値を示す結果となった。
【００３２】
次に、８００℃における引張強度は、表３に示すように従来材が６６９ＭＰａであるのに対して、本発明材は６８９ＭＰａであり、本発明材は従来材と同等以上の引張強度であった。
【００３３】
また、０．２％耐力については、本発明材が６４５ＭＰａであるのに対して、従来材は５９０ＭＰａであった。このことから、８００℃における本発明材の引張強度および０．２％耐力はともに従来材と同等以上の特性を有することがわかった。
【００３４】
また、９００℃における引張強度も表４に示すように従来材は３３６ＭＰａであったのに対して、本発明材は３９４ＭＰａであった。さらに、０．２％耐力については、本発明材が３９４ＭＰａであるのに対して、従来材は２６１ＭＰａであった。したがって、本発明材は、従来材に比べて８００〜９００℃までの高温雰囲気において優れた引張強度および０．２％耐力を示すことがわかった。
【実施例２】
【００３５】
次に、表１に示す本発明材および従来材を用いて高温におけるクリープ試験を行い、試験片が破断するまでの時間を測定したので、その結果について説明する。使用した試験片は、前述の鋼塊を１０５０℃で溶体化処理して、引き続き７５０℃で４時間の条件で時効処理を施して、冷却後に試験片を作製した。
【００３６】
試験片は、平行部の直径が６．４ｍｍになるように製作した。クリープ試験は、９００℃の高温雰囲気にて試験片に７０ＭＰａを負荷した状態で行い、試験片が破断するまでの時間を測定した。本発明材および従来材を用いて作製した試験片がクリープ破断するまでの時間（破断時間）、試験片の伸び（単位：％）および絞り（単位：％）を表５に示す。
【００３７】
【表５】
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【００３８】
本発明材および従来材のクリープ破断時間は、表５に示すように従来材が１６０時間で破断したことに対して、本発明材の破断時間は２０６時間であり、従来材よりも約１．３倍のクリープ特性が得られた。また、試験片の伸びや絞りも同様に、従来材の伸びが２８％であるのに対して、本発明材の伸びは３６％であった。絞りは従来材が５９％であるのに対して、本発明材は３２％であった。以上の結果から、本発明材は、従来材よりも高温雰囲気で優れたクリープ特性を有していることがわかった。