JP3054102B2 - フェライト系耐熱鋳鋼 - Google Patents
フェライト系耐熱鋳鋼Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は自動車エンジンの排気系
部品等に適する耐熱鋳鋼に関し、特に熱疲労寿命、耐酸
化性といった耐久性に優れているとともに、鋳造性、加
工性に優れ、安価なコストで製造可能な耐熱鋳鋼に関す
る。
部品等に適する耐熱鋳鋼に関し、特に熱疲労寿命、耐酸
化性といった耐久性に優れているとともに、鋳造性、加
工性に優れ、安価なコストで製造可能な耐熱鋳鋼に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】従来の耐熱鋳鉄、耐熱鋳鋼としては、た
とえば表１に比較例として示すような組成のものがあ
る。自動車のエキゾーストマニフォールドやタービンハ
ウジング等の排気系部品等においては、使用条件が高温
で過酷であることから、表１に示すような高Ｓｉ球状黒
鉛鋳鉄、ニレジスト鋳鉄（Ｎｉ−Ｃｒ−Ｃｕ系オーステ
ナイト鋳鉄）等の耐熱鋳鉄や、特例的にオーステナイト
鋳鋼等の高価な高合金耐熱鋳鋼が採用されている。
とえば表１に比較例として示すような組成のものがあ
る。自動車のエキゾーストマニフォールドやタービンハ
ウジング等の排気系部品等においては、使用条件が高温
で過酷であることから、表１に示すような高Ｓｉ球状黒
鉛鋳鉄、ニレジスト鋳鉄（Ｎｉ−Ｃｒ−Ｃｕ系オーステ
ナイト鋳鉄）等の耐熱鋳鉄や、特例的にオーステナイト
鋳鋼等の高価な高合金耐熱鋳鋼が採用されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】このような従来の耐熱
鋳鉄、耐熱鋳鋼のうち、たとえば高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄や
ニレジスト鋳鉄は比較的鋳造性が良好であるものの、耐
熱疲労性、あるいは耐酸化性といった耐久性に劣ること
から、900 ℃以上の高温となる部材には適用できない。
またオーステナイト系耐熱鋳鋼等の高合金耐熱鋳鋼は90
0 ℃以上での高温強度が優れているものの、熱膨張係数
が大きいことに起因して熱疲労寿命が短いという欠点を
有する。また鋳造性が悪いために、鋳造時にひけ巣や湯
廻り不良等の鋳造欠陥が発生しやすく、さらに機械加工
性が悪いために、それから部品等を製造する場合に、生
産性が低いという問題点もあった。なおその他にフェラ
イト系ステンレス鋳鋼もあるが、通常のフェライト系ス
テンレス鋳鋼は、高温の耐久性を改善しようとすると、
室温における延性に乏しくなり、機械的衝撃等の加わる
部材には使用できないという問題がある。
鋳鉄、耐熱鋳鋼のうち、たとえば高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄や
ニレジスト鋳鉄は比較的鋳造性が良好であるものの、耐
熱疲労性、あるいは耐酸化性といった耐久性に劣ること
から、900 ℃以上の高温となる部材には適用できない。
またオーステナイト系耐熱鋳鋼等の高合金耐熱鋳鋼は90
0 ℃以上での高温強度が優れているものの、熱膨張係数
が大きいことに起因して熱疲労寿命が短いという欠点を
有する。また鋳造性が悪いために、鋳造時にひけ巣や湯
廻り不良等の鋳造欠陥が発生しやすく、さらに機械加工
性が悪いために、それから部品等を製造する場合に、生
産性が低いという問題点もあった。なおその他にフェラ
イト系ステンレス鋳鋼もあるが、通常のフェライト系ス
テンレス鋳鋼は、高温の耐久性を改善しようとすると、
室温における延性に乏しくなり、機械的衝撃等の加わる
部材には使用できないという問題がある。
【０００４】従って、本発明は、上記従来の耐熱鋳鉄、
耐熱鋳鋼の問題点を解決し、耐熱疲労性、耐酸化性とい
った耐久性、及び鋳造性、加工性等に優れ、安価に製造
可能な耐熱鋳鋼を提供することを目的とする。
耐熱鋳鋼の問題点を解決し、耐熱疲労性、耐酸化性とい
った耐久性、及び鋳造性、加工性等に優れ、安価に製造
可能な耐熱鋳鋼を提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】上記目的に鑑み鋭意研究
の結果、本発明者らは、Ｗ、Ｎｂ及び／又はＶを適量添
加することにより、フェライト基地及び結晶粒界を強化
し、室温における延性を損なわずに変態点を上昇させ、
高温強度を向上することができることを発見し、本発明
に想到した。
の結果、本発明者らは、Ｗ、Ｎｂ及び／又はＶを適量添
加することにより、フェライト基地及び結晶粒界を強化
し、室温における延性を損なわずに変態点を上昇させ、
高温強度を向上することができることを発見し、本発明
に想到した。
【０００６】すなわち、本発明のフェライト系耐熱鋳鋼
は、重量比率で Ｃ：0.05〜0.45％、 Ｓｉ：0.4 〜2.0 ％、 Ｍｎ：0.3 〜1.0 ％、 Ｃｒ：16.0〜25.0％、 Ｗ：1.2 〜5.0 ％、 Ｎｂ及び／又はＶ：0.01〜1.0 ％（ただし各々は 0.5％
以下）、 Ｎ：0.01〜0.15％、及び 残部：Ｆｅ及び不可避不純物 からなる組成（ただしＮｉを含有しない）を有し、α相
のほかにγ相からα相＋炭化物に変態した相（以下α’
相）を有するとともに、α’相の面積率（α’／α＋
α’）が20〜90％であり、かつ鋳造後にγ＋α混合領域
未満の温度で焼鈍処理が施されていることを特徴とす
る。
は、重量比率で Ｃ：0.05〜0.45％、 Ｓｉ：0.4 〜2.0 ％、 Ｍｎ：0.3 〜1.0 ％、 Ｃｒ：16.0〜25.0％、 Ｗ：1.2 〜5.0 ％、 Ｎｂ及び／又はＶ：0.01〜1.0 ％（ただし各々は 0.5％
以下）、 Ｎ：0.01〜0.15％、及び 残部：Ｆｅ及び不可避不純物 からなる組成（ただしＮｉを含有しない）を有し、α相
のほかにγ相からα相＋炭化物に変態した相（以下α’
相）を有するとともに、α’相の面積率（α’／α＋
α’）が20〜90％であり、かつ鋳造後にγ＋α混合領域
未満の温度で焼鈍処理が施されていることを特徴とす
る。
【０００７】また本発明の好ましい実施例によるフェラ
イト系耐熱鋳鋼は、重量比率で Ｃ：0.15〜0.45％、 Ｓｉ：0.4 〜2.0 ％、 Ｍｎ：0.3 〜1.0 ％、 Ｃｒ：17.0〜22.0％、 Ｗ：1.2 〜4.0 ％、 Ｎｂ及び／又はＶ：0.01〜0.5 ％、 Ｎ：0.02〜0.08％、及び 残部：Ｆｅ及び不可避不純物 からなる組成（ただしＮｉを含有しない）を有し、α相
のほかにγ相からα相＋炭化物に変態した相（以下α’
相）を有するとともに、α’相の面積率（α’／α＋
α’）が20〜80％であり、かつ鋳造後にγ＋α混合領域
未満の温度で焼鈍処理が施されていることを特徴とす
る。このフェライト系耐熱鋳鋼において、α相からγ相
への変態点は1000℃以上である。
イト系耐熱鋳鋼は、重量比率で Ｃ：0.15〜0.45％、 Ｓｉ：0.4 〜2.0 ％、 Ｍｎ：0.3 〜1.0 ％、 Ｃｒ：17.0〜22.0％、 Ｗ：1.2 〜4.0 ％、 Ｎｂ及び／又はＶ：0.01〜0.5 ％、 Ｎ：0.02〜0.08％、及び 残部：Ｆｅ及び不可避不純物 からなる組成（ただしＮｉを含有しない）を有し、α相
のほかにγ相からα相＋炭化物に変態した相（以下α’
相）を有するとともに、α’相の面積率（α’／α＋
α’）が20〜80％であり、かつ鋳造後にγ＋α混合領域
未満の温度で焼鈍処理が施されていることを特徴とす
る。このフェライト系耐熱鋳鋼において、α相からγ相
への変態点は1000℃以上である。
【０００８】
【作用】上述したように、フェライト系耐熱鋳鋼に、重
量比率で、Ｗを1.2 〜5.0 ％、Ｎｂ及び／又はＶを0.01
〜1.0 ％添加すると、α’相を含有する組織が得られ、
それにより、従来の高合金鋳鋼を上まわる耐熱疲労性及
び耐酸化性を有し、室温における延性を損なうことなく
耐熱鋳鉄と同等の鋳造性、加工性を有し、かつ低価格な
耐熱鋳鋼が得られる。さらに変態点が900 ℃以上となる
ので、耐熱疲労性が向上する。
量比率で、Ｗを1.2 〜5.0 ％、Ｎｂ及び／又はＶを0.01
〜1.0 ％添加すると、α’相を含有する組織が得られ、
それにより、従来の高合金鋳鋼を上まわる耐熱疲労性及
び耐酸化性を有し、室温における延性を損なうことなく
耐熱鋳鉄と同等の鋳造性、加工性を有し、かつ低価格な
耐熱鋳鋼が得られる。さらに変態点が900 ℃以上となる
ので、耐熱疲労性が向上する。
【０００９】以下、本発明のフェライト系耐熱鋳鋼の各
合金元素の組成範囲（重量比率）の限定理由について詳
細に説明する。
合金元素の組成範囲（重量比率）の限定理由について詳
細に説明する。
【００１０】本発明のフェライト系耐熱鋳鋼はＣ、Ｓ
ｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｗ、Ｎｂ及び／又はＶ、及びＮを必須
元素として含有する。
ｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｗ、Ｎｂ及び／又はＶ、及びＮを必須
元素として含有する。
【００１１】(1) Ｃ（炭素）：0.05〜0.45％ Ｃは溶湯の流動性すなわち鋳造性を改善するとともに、
α’相を適当量生成する作用を有し、さらには900 ℃以
上の高温における強度を高く維持する働きがある。この
ような作用を有効に発揮するために、Ｃは0.05％以上必
要である。なお一般のフェライト系耐熱鋳鋼では室温で
α相のみであるが、炭素量の調整により、高温から常温
まで存在するα相のほかに、高温ではＣが固溶したγ相
ができる。このγ相は冷却中に炭化物を析出して（α相
＋炭化物）に変態する。このような相をα’相と呼ぶ。
α’相を適当量生成する作用を有し、さらには900 ℃以
上の高温における強度を高く維持する働きがある。この
ような作用を有効に発揮するために、Ｃは0.05％以上必
要である。なお一般のフェライト系耐熱鋳鋼では室温で
α相のみであるが、炭素量の調整により、高温から常温
まで存在するα相のほかに、高温ではＣが固溶したγ相
ができる。このγ相は冷却中に炭化物を析出して（α相
＋炭化物）に変態する。このような相をα’相と呼ぶ。
【００１２】一方Ｃの含有量が0.45％を超えるとα’相
が存在しにくくなって、マルテンサイト組織になり、ま
た耐酸化性、耐食性及び加工性の低下を引き起こすＣｒ
炭化物の析出が顕著になる。このためＣは0.05〜0.45％
とする。好ましいＣの含有量は0.15〜0.45％であり、特
に0.15〜0.3 ％である。
が存在しにくくなって、マルテンサイト組織になり、ま
た耐酸化性、耐食性及び加工性の低下を引き起こすＣｒ
炭化物の析出が顕著になる。このためＣは0.05〜0.45％
とする。好ましいＣの含有量は0.15〜0.45％であり、特
に0.15〜0.3 ％である。
【００１３】(2) Ｓｉ（ケイ素）：0.4 〜2.0 ％ Ｓｉは本発明のフェライト系耐熱鋳鋼のγ相の範囲を狭
め、組織の安定性を増し、耐酸化性の改善の効果もあ
る。さらに、鋳造性の改善、脱酸剤としての作用、鋳物
のピンホール欠陥の低減効果等もある。このような効果
を有効にするため、Ｓｉの含有量は0.4 ％以上とする。
しかし多すぎると、Ｃとのバランス（炭素当量）により
一次炭化物を粗大化し、鋳鋼の加工性を低下したり、ま
たフェライト基地組織中のＳｉ含有量が過多となって延
性の低下を引き起こしたり、高温でのδ相を形成したり
する。このため、Ｓｉの含有量は2.0 ％以下とする。
め、組織の安定性を増し、耐酸化性の改善の効果もあ
る。さらに、鋳造性の改善、脱酸剤としての作用、鋳物
のピンホール欠陥の低減効果等もある。このような効果
を有効にするため、Ｓｉの含有量は0.4 ％以上とする。
しかし多すぎると、Ｃとのバランス（炭素当量）により
一次炭化物を粗大化し、鋳鋼の加工性を低下したり、ま
たフェライト基地組織中のＳｉ含有量が過多となって延
性の低下を引き起こしたり、高温でのδ相を形成したり
する。このため、Ｓｉの含有量は2.0 ％以下とする。
【００１４】(3) Ｍｎ（マンガン）：0.3 〜1.0 ％ ＭｎはＳｉと同様に溶湯の脱酸剤として有効であり、ま
た鋳造時の湯流れ性を向上させて生産性を改善する作用
を有する。このような作用を有効に発揮させため、Ｍｎ
の含有量を0.3 〜1.0 ％とする。
た鋳造時の湯流れ性を向上させて生産性を改善する作用
を有する。このような作用を有効に発揮させため、Ｍｎ
の含有量を0.3 〜1.0 ％とする。
【００１５】(4) Ｃｒ（クロム）：16.0〜25.0％ Ｃｒは耐酸化性を改善し、フェライト組織を安定にする
元素であるが、その効果を確実にするため16.0％以上と
する。一方多量の添加はＣｒの一次炭化物を粗大化さ
せ、高温でのδ相の形成を助長し、著しい脆化を引き起
こす。そのためＣｒの上限を25.0％とする。好ましいＣ
ｒの含有量は17.0〜22.0％である。
元素であるが、その効果を確実にするため16.0％以上と
する。一方多量の添加はＣｒの一次炭化物を粗大化さ
せ、高温でのδ相の形成を助長し、著しい脆化を引き起
こす。そのためＣｒの上限を25.0％とする。好ましいＣ
ｒの含有量は17.0〜22.0％である。
【００１６】(5) Ｗ（タングステン）：1.2 〜5.0 ％ Ｗはフェライト基地を強化して室温における延性を損な
わずに高温強度を向上させる作用を有する。従って、耐
クリープ性及び変態点上昇による耐熱疲労性向上の目的
で、1.2 ％以上のＷを添加する。しかし、その含有量が
5.0 ％を超えると、粗大な共晶炭化物が生成し、延性の
低下及び機械加工性の悪化を引き起こすので、5.0 ％以
下とする。好ましいＷの含有量は1.2 〜4.0 ％である。
わずに高温強度を向上させる作用を有する。従って、耐
クリープ性及び変態点上昇による耐熱疲労性向上の目的
で、1.2 ％以上のＷを添加する。しかし、その含有量が
5.0 ％を超えると、粗大な共晶炭化物が生成し、延性の
低下及び機械加工性の悪化を引き起こすので、5.0 ％以
下とする。好ましいＷの含有量は1.2 〜4.0 ％である。
【００１７】なおＷとほぼ同様の効果はＭｏを添加して
も得られるが（ただし、Ｍｏは原子量でＷの２倍である
ので、重量比率では添加量が１／２となる）、高温でＷ
の方がＭｏより安定であるので、本発明ではＷを添加す
る。
も得られるが（ただし、Ｍｏは原子量でＷの２倍である
ので、重量比率では添加量が１／２となる）、高温でＷ
の方がＭｏより安定であるので、本発明ではＷを添加す
る。
【００１８】(6) Ｎｂ（ニオビウム）及び／又はＶ（バ
ナジウム）：0.01〜1.0 ％ Ｎｂ及びＶはＣと結合して微細な炭化物を形成し、高温
での引張強さならびに耐熱疲労性を増大させる。またＣ
ｒの炭化物の生成を抑制することによって耐酸化性と切
削性を向上させる。このような目的でＮｂ及び／又はＶ
の含有量は0.01％以上とする。しかし多量に添加する
と、結晶粒界に炭化物を形成し、またＮｂ及びＶの炭化
物を生成することによりＣが消費され、α’相が形成さ
れにくくなり、強度と延性が著しく低下する。そのため
各々0.5 ％以下（合計１％以下）とする。なおＮｂとＶ
では炭化物を形成する温度域が異なるので、広い温度域
にわたり析出強化（硬化）作用が期待できる。従って、
どちらか一方の単独含有のみならず、複合添加により大
きな効果が期待できる。
ナジウム）：0.01〜1.0 ％ Ｎｂ及びＶはＣと結合して微細な炭化物を形成し、高温
での引張強さならびに耐熱疲労性を増大させる。またＣ
ｒの炭化物の生成を抑制することによって耐酸化性と切
削性を向上させる。このような目的でＮｂ及び／又はＶ
の含有量は0.01％以上とする。しかし多量に添加する
と、結晶粒界に炭化物を形成し、またＮｂ及びＶの炭化
物を生成することによりＣが消費され、α’相が形成さ
れにくくなり、強度と延性が著しく低下する。そのため
各々0.5 ％以下（合計１％以下）とする。なおＮｂとＶ
では炭化物を形成する温度域が異なるので、広い温度域
にわたり析出強化（硬化）作用が期待できる。従って、
どちらか一方の単独含有のみならず、複合添加により大
きな効果が期待できる。
【００１９】(7) Ｎ（窒素）：0.01〜0.15％ Ｎは高温強度及び耐熱疲労性を改善する元素で、0.01％
以上で効果が現れる。一方製造の安定性を確保するため
とＣｒ窒化物の析出により脆化を避けるため、0.15％以
下とする。好ましいＮの含有量は0.02〜0.08％である。
以上で効果が現れる。一方製造の安定性を確保するため
とＣｒ窒化物の析出により脆化を避けるため、0.15％以
下とする。好ましいＮの含有量は0.02〜0.08％である。
【００２０】上記組成を有する本発明のフェライト系耐
熱鋳鋼は通常のα相のほかにγ相からα相＋炭化物に変
態したα’相を有する。なお通常のα相とはδ（デル
タ）フェライトを意味する。また析出した炭化物はFe、
Cr、Ｗ、Nb等の炭化物（Ｍ23Ｃ 6 、Ｍ7 Ｃ3 、ＭＣ等）
である。
熱鋳鋼は通常のα相のほかにγ相からα相＋炭化物に変
態したα’相を有する。なお通常のα相とはδ（デル
タ）フェライトを意味する。また析出した炭化物はFe、
Cr、Ｗ、Nb等の炭化物（Ｍ23Ｃ 6 、Ｍ7 Ｃ3 、ＭＣ等）
である。
【００２１】このα’相の面積率（α’／α＋α’）が
20％未満では室温における延性が低く、鋳鋼は極めて脆
い。一方90％を超えると硬くなりすぎ、室温における延
性が低下するとともに、機械加工性が著しく悪くなる。
そのため面積率（α’／α＋α’）は20〜90％とし、好
ましくは20〜80％とする。
20％未満では室温における延性が低く、鋳鋼は極めて脆
い。一方90％を超えると硬くなりすぎ、室温における延
性が低下するとともに、機械加工性が著しく悪くなる。
そのため面積率（α’／α＋α’）は20〜90％とし、好
ましくは20〜80％とする。
【００２２】またフェライト系耐熱鋳鋼に対して、鋳造
後にγ＋α混合領域未満の温度で焼鈍処理を施す。この
ときの焼鈍処理の温度は一般に700 〜850 ℃であり、焼
鈍時間は１〜10時間である。これはα’相がγ相に変態
しない温度域である。
後にγ＋α混合領域未満の温度で焼鈍処理を施す。この
ときの焼鈍処理の温度は一般に700 〜850 ℃であり、焼
鈍時間は１〜10時間である。これはα’相がγ相に変態
しない温度域である。
【００２３】なお使用温度域にα相からγ相への変態点
が存在すると、加熱─冷却のサイクルを受けて発生する
熱応力が増大し、熱疲労寿命が短くなる。そのため900
℃以上、好ましくは1000℃以上の変態点を有する必要が
ある。このように高い変態点を有するためには、フェラ
イト生成元素であるCr、Si、Ｗ、Ｖ、Nbとオーステナイ
ト生成元素であるＣ、Co、Ｎ、Mnのバランスが適正であ
ることが必要である。
が存在すると、加熱─冷却のサイクルを受けて発生する
熱応力が増大し、熱疲労寿命が短くなる。そのため900
℃以上、好ましくは1000℃以上の変態点を有する必要が
ある。このように高い変態点を有するためには、フェラ
イト生成元素であるCr、Si、Ｗ、Ｖ、Nbとオーステナイ
ト生成元素であるＣ、Co、Ｎ、Mnのバランスが適正であ
ることが必要である。
【００２４】このような本発明のフェライト系耐熱鋳鋼
は特に自動車の排気系部品を製造するのに適している。
自動車の排気系部品として、過給機付き直列４気筒エン
ジンに取り付けられた一体構造型エキゾーストマニフォ
ールドを図１に示す。エキゾーストマニフォールド１は
ターボチャージャのタービンハウジング２に結合してお
り、またタービンハウジング２にはエキゾーストアウト
レットパイプ３を介して排気ガス浄化用触媒コンバータ
容器４が接続している。さらにコンバータ容器４にはメ
インキャタライザ５が接続している。メインキャタライ
ザ５の出口はマフラー（Ｄ）に連通している。一方ター
ビンハウジング２はインテークマニフォールドＢに連通
しており、かつＣより吸気されるようになっている。な
お排気ガスはＡよりエキゾーストマニフォールド１に流
入する。
は特に自動車の排気系部品を製造するのに適している。
自動車の排気系部品として、過給機付き直列４気筒エン
ジンに取り付けられた一体構造型エキゾーストマニフォ
ールドを図１に示す。エキゾーストマニフォールド１は
ターボチャージャのタービンハウジング２に結合してお
り、またタービンハウジング２にはエキゾーストアウト
レットパイプ３を介して排気ガス浄化用触媒コンバータ
容器４が接続している。さらにコンバータ容器４にはメ
インキャタライザ５が接続している。メインキャタライ
ザ５の出口はマフラー（Ｄ）に連通している。一方ター
ビンハウジング２はインテークマニフォールドＢに連通
しており、かつＣより吸気されるようになっている。な
お排気ガスはＡよりエキゾーストマニフォールド１に流
入する。
【００２５】このようなエキゾーストマニフォールド１
やタービンハウジング２は、熱容量を小さくするため
に、できるだけ薄肉にするのが好ましい。エキゾースト
マニフォールド１及びタービンハウジング２の肉厚は例
えば、それぞれ 2.5〜3.4 mm、2.7〜4.1 mmである。
やタービンハウジング２は、熱容量を小さくするため
に、できるだけ薄肉にするのが好ましい。エキゾースト
マニフォールド１及びタービンハウジング２の肉厚は例
えば、それぞれ 2.5〜3.4 mm、2.7〜4.1 mmである。
【００２６】このような薄肉のフェライト系耐熱鋳鋼か
らなるエキゾーストマニフォールド１やタービンハウジ
ング２は、加熱冷却のサイクルを受けても亀裂が生ずる
ことがなく、優れた耐久性を有する。
らなるエキゾーストマニフォールド１やタービンハウジ
ング２は、加熱冷却のサイクルを受けても亀裂が生ずる
ことがなく、優れた耐久性を有する。
【００２７】
【実施例】以下、本発明を実施例により詳細に説明する
が、本発明はそれらの実施例に限定されるものではな
い。
が、本発明はそれらの実施例に限定されるものではな
い。
【００２８】実施例１〜５、比較例１〜５ 表１に示す組成のフェライト系耐熱鋳鋼（実施例１〜
５）及び比較材（比較例１〜５）について、鋳造により
JIS 規格のＹ形Ｂ号供試材を作製した。比較材（比較例
１〜５）はいずれも自動車のターボチャージャー用ハウ
ジングやエキゾーストマニフォールド等の耐熱部品に使
用されているもので、比較例１は高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄で
あり、比較例２はニレジスト球状黒鉛鋳鉄であり、比較
例３はＡＣＩ（Alloy Casting Institute ）規格のCB-3
0 であり、比較例４はオーステナイト系耐熱鋳鋼（JIS
規格SCH12 ）と称されるものの一種であり、比較例５は
高性能エンジン用エキゾーストマニフォールドに使われ
ているフェライト系耐熱鋳鋼（NSHR-F2 、日立金属
（株）製）である。なお鋳造にあたっては100 kg用高周
波炉を用いて大気中溶解し、直ちに1550℃以上で出湯し
て約1500℃で注湯した。
５）及び比較材（比較例１〜５）について、鋳造により
JIS 規格のＹ形Ｂ号供試材を作製した。比較材（比較例
１〜５）はいずれも自動車のターボチャージャー用ハウ
ジングやエキゾーストマニフォールド等の耐熱部品に使
用されているもので、比較例１は高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄で
あり、比較例２はニレジスト球状黒鉛鋳鉄であり、比較
例３はＡＣＩ（Alloy Casting Institute ）規格のCB-3
0 であり、比較例４はオーステナイト系耐熱鋳鋼（JIS
規格SCH12 ）と称されるものの一種であり、比較例５は
高性能エンジン用エキゾーストマニフォールドに使われ
ているフェライト系耐熱鋳鋼（NSHR-F2 、日立金属
（株）製）である。なお鋳造にあたっては100 kg用高周
波炉を用いて大気中溶解し、直ちに1550℃以上で出湯し
て約1500℃で注湯した。
【００２９】実施例１〜５のフェライト系耐熱鋳鋼につ
いては、鋳造時の湯流れ性が良く、鋳造欠陥の発生が見
られなかった。次に鋳造した本発明材（実施例１〜５）
の供試材（Ｙブロック）を加熱炉中にて800 ℃で２時間
保持後空冷する熱処理を行った。一方比較材（比較例１
〜５）については、すべて鋳放しのまま試験に供した。
いては、鋳造時の湯流れ性が良く、鋳造欠陥の発生が見
られなかった。次に鋳造した本発明材（実施例１〜５）
の供試材（Ｙブロック）を加熱炉中にて800 ℃で２時間
保持後空冷する熱処理を行った。一方比較材（比較例１
〜５）については、すべて鋳放しのまま試験に供した。
【００３０】 表１ 化学成分（重量％） 実施例No. Ｃ Si Mn Cr Ｗ Nb １ 0.16 0.82 0.44 18.6 1.52 0.05 ２ 0.22 1.52 0.53 20.5 3.08 − ３ 0.33 1.02 0.66 21.8 2.52 0.4 ４ 0.42 1.09 0.69 18.3 3.85 0.15 ５ 0.30 1.82 0.95 21.5 2.04 0.25 比較例No. １ 3.33 4.04 0.35 − − − ２ 2.01 4.82 0.45 1.91 − − ３ 0.28 1.05 0.44 17.9 − − ４ 0.21 1.24 0.50 18.8 − − ５ 0.12 1.05 0.48 18.1 − 1.12
【００３１】 表１（続き） 化学成分（重量％） α'/（α＋α') 変態点 実施例No. Ｖ Ni （％） （℃） １ − − 55 1010 ２ 0.35 − 62 1060 ３ 0.09 − 58 1070 ４ 0.15 − 72 1050 ５ 0.03 − 48 >1100 比較例No. １ − 0.62* − 800〜850 ２ − 35.3 − − ３ − − 93 910 ４ − 9.1 − − ５ − − ０ ＞1100 （注） *：Ｍｏ
【００３２】表１に示す通り、本発明材１〜５は変態点
が1000℃以上であり、比較材１及び３に比較して高いこ
とがわかる。
が1000℃以上であり、比較材１及び３に比較して高いこ
とがわかる。
【００３３】次に鋳造後の各供試材を用いて、以下に述
べる各種の評価試験を行った。 (1) 室温引張試験 標点間距離が50mm、標点間の直径が14mmの丸棒試験片
（JIS 規格４号試験片）を用いて行った。
べる各種の評価試験を行った。 (1) 室温引張試験 標点間距離が50mm、標点間の直径が14mmの丸棒試験片
（JIS 規格４号試験片）を用いて行った。
【００３４】(2) 高温引張試験 標点間距離が50mm、標点間の直径が10mmのつばつき試験
片を用いて、それぞれ900 ℃及び1000℃の温度で行った
（ただし比較例では900 ℃のみ）。
片を用いて、それぞれ900 ℃及び1000℃の温度で行った
（ただし比較例では900 ℃のみ）。
【００３５】(3) 熱疲労試験 標点間距離が20mm、標点間の直径が10mmの丸棒試験片を
用い、加熱冷却による伸び縮みを機械的に完全に拘束し
た状態で、150 ℃の下限温度、900 ℃及び1000℃の上限
温度（ただし比較例では900 ℃のみ）及び１サイクル各
12分の条件下で、加熱冷却サイクルを繰り返し、熱疲労
破壊を起こさせた。なお試験機として電気−油圧サーボ
方式の熱疲労試験機を用いた。
用い、加熱冷却による伸び縮みを機械的に完全に拘束し
た状態で、150 ℃の下限温度、900 ℃及び1000℃の上限
温度（ただし比較例では900 ℃のみ）及び１サイクル各
12分の条件下で、加熱冷却サイクルを繰り返し、熱疲労
破壊を起こさせた。なお試験機として電気−油圧サーボ
方式の熱疲労試験機を用いた。
【００３６】(4) 酸化試験 直径10mm×長さ20mmの丸棒試験片を作製し、それぞれ90
0 ℃及び1000℃において２００時間大気中に保持し（た
だし比較例では900 ℃のみ）、取出し後にショットブラ
スト処理を施して酸化スケールを除去し、酸化試験前後
の単位面積当たりの重量変化（酸化減量：mg／cm2 ）を
求めることにより、耐酸化性を評価した。
0 ℃及び1000℃において２００時間大気中に保持し（た
だし比較例では900 ℃のみ）、取出し後にショットブラ
スト処理を施して酸化スケールを除去し、酸化試験前後
の単位面積当たりの重量変化（酸化減量：mg／cm2 ）を
求めることにより、耐酸化性を評価した。
【００３７】以上の室温引張試験の結果を表２に、高温
引張試験、熱疲労試験及び酸化試験の結果を表３（at 9
00℃）及び表４（at 1000 ℃）にそれぞれ示す。
引張試験、熱疲労試験及び酸化試験の結果を表３（at 9
00℃）及び表４（at 1000 ℃）にそれぞれ示す。
【００３８】 表２ 室温 0.2％耐力 引張強さ 伸び 硬さ実施例No. （ＭＰａ） （ＭＰａ） （％） （ＨB ) １ 360 460 ５ 170 ２ 340 475 ６ 192 ３ 380 500 ８ 207 ４ 425 570 ４ 212 ５ 350 490 ４ 212 比較例No. １ 510 640 11 215 ２ 245 510 19 139 ３ 540 760 ４ 240 ４ 250 560 20 170 ５ 300 370 １ 149
【００３９】 表３ 900 ℃ 0.2％耐力 引張強さ 伸び 熱疲労寿命 酸化減量実施例No. （ＭＰａ） （ＭＰａ） （％） （サイクル） (mg/cm2 ) １ 21 37 50 180 ２ ２ 24 39 45 215 １ ３ 25 41 38 232 １ ４ 28 43 42 368 ２ ５ 27 40 55 342 １比較例No. １ 20 40 33 ９ 200 ２ 40 90 44 23 20 ３ 25 42 58 18 １ ４ 65 128 31 35 ２ ５ 15 28 93 185 ２
【００４０】 表４ 1000℃ 0.2％耐力 引張強さ 伸び 熱疲労寿命 酸化減量実施例No. （ＭＰａ） （ＭＰａ） （％） （サイクル） (mg/cm2 ) １ 14 24 80 95 29 ２ 16 25 92 180 8 ３ 17 28 98 195 13 ４ 17 29 100 290 14 ５ 15 26 115 242 22
【００４１】表３及び４から明らかなように、本発明材
１〜５はいずれも従来例である比較例１〜５の供試材と
比較して、高温強度、耐酸化性及び熱疲労寿命が著しく
改善されていることがわかる。これは適量のＷ及びＮｂ
を含有することにより、フェライト基地が強化され、室
温の延性を損なわずに変態点が1000℃以上に上昇したた
めである。また表２に示す通り、本発明材１〜５は硬さ
（ＨB ）が170 〜212と比較的低く、機械加工性にも優
れていることがわかる。
１〜５はいずれも従来例である比較例１〜５の供試材と
比較して、高温強度、耐酸化性及び熱疲労寿命が著しく
改善されていることがわかる。これは適量のＷ及びＮｂ
を含有することにより、フェライト基地が強化され、室
温の延性を損なわずに変態点が1000℃以上に上昇したた
めである。また表２に示す通り、本発明材１〜５は硬さ
（ＨB ）が170 〜212と比較的低く、機械加工性にも優
れていることがわかる。
【００４２】次に図１に示すように、各実施例のフェラ
イト系耐熱鋳鋼によりエキゾーストマニフォールド及び
ターボチャージャハウジングを製造し、それらを組み付
けた直列４気筒で排気量2000ccの高性能ガソリンエンジ
ンのテスト機により、耐久試験を実施した。試験条件と
して、6000回転での全負荷運転（連続14分間）−アイド
リング（１分間）−完全停止（14分間）−アイドリング
（１分間）を１サイクルとする熱冷（GO−STOP）サイク
ルを、 500サイクルまで実施した。全負荷時の排気ガス
温度はターボチャージャハウジングの入口で 930℃であ
った。この条件下でのエキゾーストマニフォールドの表
面最高温度は集合部で約 870℃、ターボチャージャハウ
ジングの表面最高温度はウェストゲート部で約 890℃で
あった。評価試験の結果、熱変形によるガス漏れや熱亀
裂は生じず、優れた耐久性及び信頼性を有することが確
認された。
イト系耐熱鋳鋼によりエキゾーストマニフォールド及び
ターボチャージャハウジングを製造し、それらを組み付
けた直列４気筒で排気量2000ccの高性能ガソリンエンジ
ンのテスト機により、耐久試験を実施した。試験条件と
して、6000回転での全負荷運転（連続14分間）−アイド
リング（１分間）−完全停止（14分間）−アイドリング
（１分間）を１サイクルとする熱冷（GO−STOP）サイク
ルを、 500サイクルまで実施した。全負荷時の排気ガス
温度はターボチャージャハウジングの入口で 930℃であ
った。この条件下でのエキゾーストマニフォールドの表
面最高温度は集合部で約 870℃、ターボチャージャハウ
ジングの表面最高温度はウェストゲート部で約 890℃で
あった。評価試験の結果、熱変形によるガス漏れや熱亀
裂は生じず、優れた耐久性及び信頼性を有することが確
認された。
【００４３】一方表５に示す化学成分の高Ｓｉ球状黒鉛
鋳鉄によりエキゾーストマニフォールドを作製し、また
同表の化学成分のNI−RESIST D2 （INCO社の商標名）な
るオーステナイト球状黒鉛鋳鉄によりターボチャージャ
ハウジングを作製した。同じエンジンにこれらの部品を
取付けて、前記と同じ条件で試験を行った。この結果、
高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄製エキゾーストマニフォールドは98
サイクルで集合部近傍に酸化による熱亀裂が生じ、使用
不能となった。その後、エキゾーストマニフォールドを
実施例１のものに取り替え、試験を続行したところ、 3
24サイクル目にオーステナイト球状黒鉛鋳鉄製のターボ
チャージャハウジングのスクロール部に肉厚を貫通する
亀裂が生じた。以上の結果、本発明のフェライト系耐熱
鋳鋼からなるエキゾーストマニフォールド及びターボチ
ャージャハウジングは、優れた耐熱性を有していること
が明らかとなった。
鋳鉄によりエキゾーストマニフォールドを作製し、また
同表の化学成分のNI−RESIST D2 （INCO社の商標名）な
るオーステナイト球状黒鉛鋳鉄によりターボチャージャ
ハウジングを作製した。同じエンジンにこれらの部品を
取付けて、前記と同じ条件で試験を行った。この結果、
高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄製エキゾーストマニフォールドは98
サイクルで集合部近傍に酸化による熱亀裂が生じ、使用
不能となった。その後、エキゾーストマニフォールドを
実施例１のものに取り替え、試験を続行したところ、 3
24サイクル目にオーステナイト球状黒鉛鋳鉄製のターボ
チャージャハウジングのスクロール部に肉厚を貫通する
亀裂が生じた。以上の結果、本発明のフェライト系耐熱
鋳鋼からなるエキゾーストマニフォールド及びターボチ
ャージャハウジングは、優れた耐熱性を有していること
が明らかとなった。
【００４４】 表５ 化学成分（重量％） 球状黒鉛鋳鉄材 Ｃ Si Mn Ｐ Ｓ 高Ｓｉ系 3.15 3.95 0.47 0.024 0.008 オーステナイト系 2.91 2.61 0.81 0.018 0.010
【００４５】
【００４６】
【発明の効果】以上に詳述した通り、本発明のフェライ
ト系耐熱鋳鋼においては、Ｗ、Ｎｂ及び／又はＶを適量
添加することにより、それぞれフェライト基地及び結晶
粒界が強化され、室温における延性を損なわずに変態点
が上昇し、高温強度が向上している。そのため特に重要
な高温引張強度、耐熱疲労性及び耐酸化性について、従
来の耐熱鋳鋼を上まわる特性を示す。また鋳造性及び加
工性に優れているので、安価に製造することができる。
このような本発明のフェライト系耐熱鋳鋼はエンジン排
気系部品等に特に好適である。本発明のフェライト系耐
熱鋳鋼からなる排気系部品は熱亀裂を生ずることなく、
極めて優れた耐久性を示す。
ト系耐熱鋳鋼においては、Ｗ、Ｎｂ及び／又はＶを適量
添加することにより、それぞれフェライト基地及び結晶
粒界が強化され、室温における延性を損なわずに変態点
が上昇し、高温強度が向上している。そのため特に重要
な高温引張強度、耐熱疲労性及び耐酸化性について、従
来の耐熱鋳鋼を上まわる特性を示す。また鋳造性及び加
工性に優れているので、安価に製造することができる。
このような本発明のフェライト系耐熱鋳鋼はエンジン排
気系部品等に特に好適である。本発明のフェライト系耐
熱鋳鋼からなる排気系部品は熱亀裂を生ずることなく、
極めて優れた耐久性を示す。
【図１】本発明のフェライト系耐熱鋳鋼により作製し得
るエキゾーストマニフォールド及びタービンハウジング
を示す概略図である。
るエキゾーストマニフォールド及びタービンハウジング
を示す概略図である。
１・・・エキゾーストマニフォールド ２・・・タービンハウジング ３・・・エキゾーストアウトレットパイプ ４・・・コンバータ容器 ５・・・メインキャタライザ
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭61−117251（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−159354（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−8250（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−175841（ＪＰ，Ａ) 特開 昭56−41354（ＪＰ，Ａ) 特公 平４−70388（ＪＰ，Ｂ２) 特公 昭46−18845（ＪＰ，Ｂ１) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 302 C22C 38/48
Claims (4)
- 【請求項１】 重量比率で Ｃ：0.05〜0.45％、 Ｓｉ：0.4 〜2.0 ％、 Ｍｎ：0.3 〜1.0 ％、 Ｃｒ：16.0〜25.0％、 Ｗ：1.2 〜5.0 ％、 Ｎｂ及び／又はＶ：0.01〜1.0 ％（ただし各々は 0.5％
以下）、Ｎ：0.01〜0.15％、及び 残部：Ｆｅ及び不可避不純物 からなる組成（ただしＮｉを含有しない）を有し、α相
のほかにγ相からα相＋炭化物に変態した相（以下α’
相）を有するとともに、α’相の面積率（α’／α＋
α’）が20〜90％であり、かつ鋳造後にγ＋α混合領域
未満の温度で焼鈍処理が施されていることを特徴とする
フェライト系耐熱鋳鋼。 - 【請求項２】 請求項１に記載のフェライト系耐熱鋳鋼
において、α相からγ相への変態点が900 ℃以上である
ことを特徴とするフェライト系耐熱鋳鋼。 - 【請求項３】 請求項１又は２に記載のフェライト系耐
熱鋳鋼において、重量比率で Ｃ：0.15〜0.45％、 Ｓｉ：0.4 〜2.0 ％、 Ｍｎ：0.3 〜1.0 ％、 Ｃｒ：17.0〜22.0％、 Ｗ：1.2 〜4.0 ％、 Ｎｂ及び／又はＶ：0.01〜0.5 ％、Ｎ：0.02〜0.08％、及び 残部：Ｆｅ及び不可避不純物 からなる組成（ただしＮｉを含有しない）を有し、前記
α’相の面積率（α’／α＋α’）が20〜80％であるこ
とを特徴とするフェライト系耐熱鋳鋼。 - 【請求項４】 請求項３に記載のフェライト系耐熱鋳鋼
において、α相からγ相への変態点が1000℃以上である
ことを特徴とするフェライト系耐熱鋳鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9103875A JP3054102B2 (ja) | 1990-03-27 | 1997-04-07 | フェライト系耐熱鋳鋼 |
Applications Claiming Priority (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7775990 | 1990-03-27 | ||
| JP2-77759 | 1990-08-02 | ||
| JP20546290 | 1990-08-02 | ||
| JP2-205462 | 1990-08-02 | ||
| JP9103875A JP3054102B2 (ja) | 1990-03-27 | 1997-04-07 | フェライト系耐熱鋳鋼 |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3081647A Division JPH0826438B2 (ja) | 1990-03-27 | 1991-03-20 | 熱疲労寿命に優れたフェライト系耐熱鋳鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1060606A JPH1060606A (ja) | 1998-03-03 |
| JP3054102B2 true JP3054102B2 (ja) | 2000-06-19 |
Family
ID=27302512
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9103875A Expired - Lifetime JP3054102B2 (ja) | 1990-03-27 | 1997-04-07 | フェライト系耐熱鋳鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3054102B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE112012001811T5 (de) * | 2011-06-07 | 2014-02-06 | Borgwarner Inc. | Turbolader und Bauteil hierfür |
-
1997
- 1997-04-07 JP JP9103875A patent/JP3054102B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH1060606A (ja) | 1998-03-03 |
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