JPH0559498A - フエライト系耐熱鋳鋼およびその製造方法 - Google Patents
フエライト系耐熱鋳鋼およびその製造方法Info
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- JPH0559498A JPH0559498A JP3356337A JP35633791A JPH0559498A JP H0559498 A JPH0559498 A JP H0559498A JP 3356337 A JP3356337 A JP 3356337A JP 35633791 A JP35633791 A JP 35633791A JP H0559498 A JPH0559498 A JP H0559498A
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
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- C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 耐酸化性、機械加工性及び組織的安定性を犠
牲にすることなく耐熱性の向上を図り、自動車用エンジ
ン排気系への適用性を高める。 【構成】 重量％で、Ｃ： 0.05 〜0.5 ，Ｓi ：1.0 〜
2.0 ，Ｍn ：0.6 未満，Ｐ：0.04未満，Ｓ：0.04未満，
Ｎi ：0.5 未満，Ｃr ：10〜20，Ｖ：0.1 〜1.0，Ｎb
：0.5 〜1.0 ，Ｍo ： 0.08 〜0.50，Ｗ：0.01未満，
Ｃe ：0.01〜0.2 、残部Ｆe より成るものを基本とし、
必要によりＭn を0.1 〜1.5 wt％と高めに含有させると
共に、Ｓ：0.01〜0.2 ，Ｔe ：0.01〜0.2 ，Ａl ：0.01
〜0.3 を単独または複合添加し、さらに必要によりＣo
：0.1 〜5.0 ，Ｔi ：0.1 〜5.0 を単独または複合添
加し、 850〜1000℃×１〜５時間の焼なまし処理を施
す。
牲にすることなく耐熱性の向上を図り、自動車用エンジ
ン排気系への適用性を高める。 【構成】 重量％で、Ｃ： 0.05 〜0.5 ，Ｓi ：1.0 〜
2.0 ，Ｍn ：0.6 未満，Ｐ：0.04未満，Ｓ：0.04未満，
Ｎi ：0.5 未満，Ｃr ：10〜20，Ｖ：0.1 〜1.0，Ｎb
：0.5 〜1.0 ，Ｍo ： 0.08 〜0.50，Ｗ：0.01未満，
Ｃe ：0.01〜0.2 、残部Ｆe より成るものを基本とし、
必要によりＭn を0.1 〜1.5 wt％と高めに含有させると
共に、Ｓ：0.01〜0.2 ，Ｔe ：0.01〜0.2 ，Ａl ：0.01
〜0.3 を単独または複合添加し、さらに必要によりＣo
：0.1 〜5.0 ，Ｔi ：0.1 〜5.0 を単独または複合添
加し、 850〜1000℃×１〜５時間の焼なまし処理を施
す。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、フェライト系耐熱鋳鋼
に係り、特に自動車用エンジンの排気系のエキゾースト
マニホールドやタービンハウジング等に用いて好適な耐
熱鋳鋼に関する。
に係り、特に自動車用エンジンの排気系のエキゾースト
マニホールドやタービンハウジング等に用いて好適な耐
熱鋳鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】この種のエキゾーストマニホールドやタ
ービンハウジングには、従来一般には高Ｓi 球状黒鉛鋳
鉄、ニレジスト等が用いられていたが、自動車用エンジ
ンの高出力化、低燃費化が進む中で、より耐熱性に優れ
た材料の使用が望まれるようになってきている。耐熱性
に優れた材料としては、高Ｎi 高Ｃr 系のオーステナイ
ト系耐熱鋼が良く知られているが、これらは鋳造性や機
械加工性に劣り、生産性とコストの点で実用性に乏しい
という問題があった。
ービンハウジングには、従来一般には高Ｓi 球状黒鉛鋳
鉄、ニレジスト等が用いられていたが、自動車用エンジ
ンの高出力化、低燃費化が進む中で、より耐熱性に優れ
た材料の使用が望まれるようになってきている。耐熱性
に優れた材料としては、高Ｎi 高Ｃr 系のオーステナイ
ト系耐熱鋼が良く知られているが、これらは鋳造性や機
械加工性に劣り、生産性とコストの点で実用性に乏しい
という問題があった。
【０００３】そこで最近、適度の鋳造性と機械加工性と
を備えているところから、高Ｃr フェライト系耐熱鋳鋼
が注目され、その利用が図られている。しかしながら、
このフェライト系耐熱鋳鋼は、 550〜650 ℃を越えると
高温強度が急激に低下し（例えば、「ステンレス便覧」
日刊工業新聞社 Ｐ 513〜521 、「学術月報」Vol.43N
o.1 P 18〜22等参照）、上記した最近のエンジンのもと
では、いま一つ耐熱性が不足するという問題があった。
そこで、例えば特開平1-159354号公報には、重量％で
Ｃ：0.06〜0.20 , Ｍn ： 0.3〜1.0 ，Ｓi ： 0.4〜2.
0 ，Ｃr ：15〜22を基本組成として、これにＮb ，Ｖ，
Ｎi ，Ｍo ，Ｗ等の耐熱性付与元素を0.01〜1.0 ％程度
添加したフェライト系耐熱鋳鋼が提案されている。
を備えているところから、高Ｃr フェライト系耐熱鋳鋼
が注目され、その利用が図られている。しかしながら、
このフェライト系耐熱鋳鋼は、 550〜650 ℃を越えると
高温強度が急激に低下し（例えば、「ステンレス便覧」
日刊工業新聞社 Ｐ 513〜521 、「学術月報」Vol.43N
o.1 P 18〜22等参照）、上記した最近のエンジンのもと
では、いま一つ耐熱性が不足するという問題があった。
そこで、例えば特開平1-159354号公報には、重量％で
Ｃ：0.06〜0.20 , Ｍn ： 0.3〜1.0 ，Ｓi ： 0.4〜2.
0 ，Ｃr ：15〜22を基本組成として、これにＮb ，Ｖ，
Ｎi ，Ｍo ，Ｗ等の耐熱性付与元素を0.01〜1.0 ％程度
添加したフェライト系耐熱鋳鋼が提案されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記公
報で提案されたフェライト系耐熱鋳鋼によれば、Ｗを含
んでいるため、フェライト系耐熱鋳鋼のせっかくの特長
である耐酸化性が犠牲になり、その上、Ｍn を比較的多
く含んでいるため、硬さが上昇して機械加工性が阻害さ
れ、あるいはＮi を比較的多く含んでいるため、共析変
態温度が低下して組織的安定性が阻害される虞があり、
充分な満足度が得られないという問題があった。
報で提案されたフェライト系耐熱鋳鋼によれば、Ｗを含
んでいるため、フェライト系耐熱鋳鋼のせっかくの特長
である耐酸化性が犠牲になり、その上、Ｍn を比較的多
く含んでいるため、硬さが上昇して機械加工性が阻害さ
れ、あるいはＮi を比較的多く含んでいるため、共析変
態温度が低下して組織的安定性が阻害される虞があり、
充分な満足度が得られないという問題があった。
【０００５】本発明は、上記従来の問題を解決すること
を課題としてなされたもので、その目的とするところ
は、耐酸化性、機械加工性、組織的安定性等を犠牲にす
ることなく耐熱性の向上を図り、もって自動車用エンジ
ンの排気系への適用性を高めたフェライト系耐熱鋳鋼を
提供し、併せてその製造方法を提供することにある。
を課題としてなされたもので、その目的とするところ
は、耐酸化性、機械加工性、組織的安定性等を犠牲にす
ることなく耐熱性の向上を図り、もって自動車用エンジ
ンの排気系への適用性を高めたフェライト系耐熱鋳鋼を
提供し、併せてその製造方法を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するた
め、本発明にかゝるフェライト系耐熱鋳鋼は、その基本
成分を、重量％（wt％）で、Ｃ： 0.05 〜0.5 ，Ｓi ：
1.0〜2.0 ，Ｍn ：0.6未満，Ｐ：0.04未満，Ｓ：0.04
未満，Ｎi ：0.5 未満，Ｃr ：10〜20，Ｖ：0.1〜1.0
，Ｎb ： 0.5〜1.0 ，Ｍo ：0.08〜0.50，Ｗ：0.01未
満，Ｃe ：0.01〜0.20、残部Ｆe より成るように構成し
たことを特徴とする。
め、本発明にかゝるフェライト系耐熱鋳鋼は、その基本
成分を、重量％（wt％）で、Ｃ： 0.05 〜0.5 ，Ｓi ：
1.0〜2.0 ，Ｍn ：0.6未満，Ｐ：0.04未満，Ｓ：0.04
未満，Ｎi ：0.5 未満，Ｃr ：10〜20，Ｖ：0.1〜1.0
，Ｎb ： 0.5〜1.0 ，Ｍo ：0.08〜0.50，Ｗ：0.01未
満，Ｃe ：0.01〜0.20、残部Ｆe より成るように構成し
たことを特徴とする。
【０００７】本発明は、溶湯の脱酸を促進しかつ溶湯の
流動性（鋳造性）を高める目的で、上記基本成分におけ
るＭn を 0.1〜1.5 wt％と高めに設定しても良いもので
ある。この場合は、Ｍn 含有量の増大により機械加工性
が低下するので、上記基本成分におけるＳを0.01〜0.20
wt％と高めに設定するのが望ましく、所望によりこれに
Ｔe 0.01〜0.2wt ％および／またはＡl 0.01〜0.3 wt％
をさらに添加するようにしても良い。また本発明は、耐
熱性をより一層向上させる目的で、上記基本成分にＣo
0.1 〜5.0 wt％および／またはＴi 0.1 〜5.0 wt％をさ
らに添加しても良いものである。この場合も前記同様
に、Ｍn およびＳのそれぞれをＭn 0.1〜1.5 wt％、Ｓ
0.01〜0.20wt％と高めに設定して良いことはもちろん、
これにＡl0.01〜1.00wt％をさらに添加することができ
る。なお、Ａl については脱酸剤としての効果もあるの
で、Ｍn やＳと組合せることなくこれを単独添加するよ
うにしても良い。
流動性（鋳造性）を高める目的で、上記基本成分におけ
るＭn を 0.1〜1.5 wt％と高めに設定しても良いもので
ある。この場合は、Ｍn 含有量の増大により機械加工性
が低下するので、上記基本成分におけるＳを0.01〜0.20
wt％と高めに設定するのが望ましく、所望によりこれに
Ｔe 0.01〜0.2wt ％および／またはＡl 0.01〜0.3 wt％
をさらに添加するようにしても良い。また本発明は、耐
熱性をより一層向上させる目的で、上記基本成分にＣo
0.1 〜5.0 wt％および／またはＴi 0.1 〜5.0 wt％をさ
らに添加しても良いものである。この場合も前記同様
に、Ｍn およびＳのそれぞれをＭn 0.1〜1.5 wt％、Ｓ
0.01〜0.20wt％と高めに設定して良いことはもちろん、
これにＡl0.01〜1.00wt％をさらに添加することができ
る。なお、Ａl については脱酸剤としての効果もあるの
で、Ｍn やＳと組合せることなくこれを単独添加するよ
うにしても良い。
【０００８】本発明にかゝるフェライト系耐熱鋳鋼の製
造方法は、上記種々の成分を有する素材を鋳造した後、
850〜1000℃に１〜５時間保持する焼なまし処理を施す
ことを特徴とする。
造方法は、上記種々の成分を有する素材を鋳造した後、
850〜1000℃に１〜５時間保持する焼なまし処理を施す
ことを特徴とする。
【０００９】こゝで、本発明における成分限定理由につ
いて説明すると、Ｃは、強度と靭性の向上および溶湯の
流動性（鋳造性）の改善に有効であるが、0.05wt％未満
ではそれらの効果が充分でなく、一方0.50wt％を越える
と耐酸化性を悪化させかつ共析変態温度を下げて組織的
安定が阻害されるので、これを 0.05 〜0.50wt％とし
た。
いて説明すると、Ｃは、強度と靭性の向上および溶湯の
流動性（鋳造性）の改善に有効であるが、0.05wt％未満
ではそれらの効果が充分でなく、一方0.50wt％を越える
と耐酸化性を悪化させかつ共析変態温度を下げて組織的
安定が阻害されるので、これを 0.05 〜0.50wt％とし
た。
【００１０】Ｓi は、耐酸化性を改善し、共析変態温度
を上昇させ、かつ脱酸剤として有効であるが、1.0 wt％
未満ではそれらの効果が充分でなく、一方2.0 wt％を越
えると低温（常温）での靭性を悪化させかつ高温での強
度を低下させるので、これを1.0〜2.0 wt％とした。
を上昇させ、かつ脱酸剤として有効であるが、1.0 wt％
未満ではそれらの効果が充分でなく、一方2.0 wt％を越
えると低温（常温）での靭性を悪化させかつ高温での強
度を低下させるので、これを1.0〜2.0 wt％とした。
【００１１】Ｍn は、パーライト組織の形成元素である
ことから、本発明のように基地をフェライト組織とする
耐熱鋳鋼には余り好ましくなく、また硬さを上昇させて
機械加工性を阻害するので、これを0.6 wt％未満と低く
抑えた。但し、溶湯の脱酸を促進しかつ鋳造性を高める
目的でＭn を高めに設定したい場合は、同時にＳを添加
してＭn Ｓを形成させて機械加工性（被削性）の向上を
図るようにする。この場合、0.1 wt％未満ではＭn Ｓの
絶対量が不足し、一方1.5 wt％を越えるとＳとのバラン
スがくずれるばかりか、共析変態温度を大きく低下させ
るので、これを0.1〜1.5 wt％とした。
ことから、本発明のように基地をフェライト組織とする
耐熱鋳鋼には余り好ましくなく、また硬さを上昇させて
機械加工性を阻害するので、これを0.6 wt％未満と低く
抑えた。但し、溶湯の脱酸を促進しかつ鋳造性を高める
目的でＭn を高めに設定したい場合は、同時にＳを添加
してＭn Ｓを形成させて機械加工性（被削性）の向上を
図るようにする。この場合、0.1 wt％未満ではＭn Ｓの
絶対量が不足し、一方1.5 wt％を越えるとＳとのバラン
スがくずれるばかりか、共析変態温度を大きく低下させ
るので、これを0.1〜1.5 wt％とした。
【００１２】Ｐは、0.04wt％以上では熱亀裂（ヒートク
ラック）の発生を助長するので、これを0.04wt％未満と
した。
ラック）の発生を助長するので、これを0.04wt％未満と
した。
【００１３】Ｓは、Ｐと同様に熱亀裂の発生を助長する
ばかりか赤熱脆性の発生を助長するので、これを0.04wt
％未満に抑えることが望ましい。ただし、前記したよう
にＭn と共存する場合はＭn Ｓを形成して被削性の向上
に寄与するので、Ｍn 含有量に応じてその含有量を増大
させることができる。この場合、その含有量が0.01wt％
未満ではＭn Ｓの絶対量が不足し、一方、0.2 wt％を越
えると、前記熱亀裂や赤熱脆性の発生を助長するので、
これを0.01〜0.20wt％とした。
ばかりか赤熱脆性の発生を助長するので、これを0.04wt
％未満に抑えることが望ましい。ただし、前記したよう
にＭn と共存する場合はＭn Ｓを形成して被削性の向上
に寄与するので、Ｍn 含有量に応じてその含有量を増大
させることができる。この場合、その含有量が0.01wt％
未満ではＭn Ｓの絶対量が不足し、一方、0.2 wt％を越
えると、前記熱亀裂や赤熱脆性の発生を助長するので、
これを0.01〜0.20wt％とした。
【００１４】Ｃr は、耐酸化性を改善しかつ共析変態温
度を上昇させることからきわめて重要な元素であるが、
10wt％未満ではそれらの効果が充分でなく、一方20wt％
を越えると低温での靭性を低下させ、かつ粗大な一次炭
化物を晶出して機械加工性を悪化するので、これを10〜
20wt％とした。
度を上昇させることからきわめて重要な元素であるが、
10wt％未満ではそれらの効果が充分でなく、一方20wt％
を越えると低温での靭性を低下させ、かつ粗大な一次炭
化物を晶出して機械加工性を悪化するので、これを10〜
20wt％とした。
【００１５】Ｖは、共析変態温度を大きく上昇させかつ
Ｃr に優先して炭化物を形成して一次のＣr 炭化物によ
る機械加工性の悪化を抑制することから、本発明におい
て特に重要な元素の一つであるが、0.1 wt％未満ではそ
れらの効果が充分でなく、一方1.0 wt％を越えると耐酸
化性の悪化を招きかつ高温での強度を低下させるので、
これを0.1 〜1.0wt％とした。
Ｃr に優先して炭化物を形成して一次のＣr 炭化物によ
る機械加工性の悪化を抑制することから、本発明におい
て特に重要な元素の一つであるが、0.1 wt％未満ではそ
れらの効果が充分でなく、一方1.0 wt％を越えると耐酸
化性の悪化を招きかつ高温での強度を低下させるので、
これを0.1 〜1.0wt％とした。
【００１６】Ｎb は、Ｖと同様に共析変態温度を大きく
上昇させかつＣr に優先して炭化物を形成して一次のＣ
r 炭化物による機械加工性の悪化を抑制し、しかも高温
における二次炭化物の析出を抑制して耐酸化性を向上さ
せる効果を有するが、0.5 wt％未満ではそれらの効果が
充分でなく、一方1.0 wt％を越えると多量の炭化物を形
成して母相中のＣ量を著しく減少させるので、これを0.
5 〜1.0 wt％とした。
上昇させかつＣr に優先して炭化物を形成して一次のＣ
r 炭化物による機械加工性の悪化を抑制し、しかも高温
における二次炭化物の析出を抑制して耐酸化性を向上さ
せる効果を有するが、0.5 wt％未満ではそれらの効果が
充分でなく、一方1.0 wt％を越えると多量の炭化物を形
成して母相中のＣ量を著しく減少させるので、これを0.
5 〜1.0 wt％とした。
【００１７】Ｍo は、強度を向上させかつ共析変態温度
を上昇させる効果を有するが、0.08wt ％未満ではそれ
らの効果が充分でなく、一方0.50wt％を越えると低温で
の靭性を低下させかつ耐酸化性を悪化させるので、これ
を 0.08 〜0.50wt％とした。
を上昇させる効果を有するが、0.08wt ％未満ではそれ
らの効果が充分でなく、一方0.50wt％を越えると低温で
の靭性を低下させかつ耐酸化性を悪化させるので、これ
を 0.08 〜0.50wt％とした。
【００１８】Ｗは、蒸気圧が高くて、耐酸化性にとって
有効である緻密なＣr 酸化膜を破壊して耐酸化性を著し
く悪化させ、かつ低温での靭性も低下させるので、本発
明ではこれを0.01wt％未満の低い値に抑えた。
有効である緻密なＣr 酸化膜を破壊して耐酸化性を著し
く悪化させ、かつ低温での靭性も低下させるので、本発
明ではこれを0.01wt％未満の低い値に抑えた。
【００１９】Ｃe は、結晶粒を微細化して低温での靭性
を著しく上昇させるので、本発明において重要な元素で
あるが、0.01wt％未満ではその効果が充分でなく、一方
2.0wt％を越えると逆にその微細化効果が小さくなるの
で、これを0.01〜2.0wt ％とした。
を著しく上昇させるので、本発明において重要な元素で
あるが、0.01wt％未満ではその効果が充分でなく、一方
2.0wt％を越えると逆にその微細化効果が小さくなるの
で、これを0.01〜2.0wt ％とした。
【００２０】Ｔe は、Ｍn Ｓに付着し被削性を向上させ
るが、0.01wt％未満ではその効果が充分でなく、一方0.
2 wt％を越えると歩留まりが著しく悪化するので、これ
を0.01〜0.2 wt％とした。
るが、0.01wt％未満ではその効果が充分でなく、一方0.
2 wt％を越えると歩留まりが著しく悪化するので、これ
を0.01〜0.2 wt％とした。
【００２１】Ａl は、Ｔe と同様にＭn Ｓに付着し被削
性を向上させるばかりか、共析変態温度の上昇および耐
酸化性の向上に寄与し、さらに脱酸剤として有効である
が、0.01wt％未満ではそれらの効果が充分でなく、一方
1.00wt％を越えると低温での靭性を悪化させるので、こ
れを0.01〜1.00wt％とした。
性を向上させるばかりか、共析変態温度の上昇および耐
酸化性の向上に寄与し、さらに脱酸剤として有効である
が、0.01wt％未満ではそれらの効果が充分でなく、一方
1.00wt％を越えると低温での靭性を悪化させるので、こ
れを0.01〜1.00wt％とした。
【００２２】Ｃo は、高温強度を向上させる効果を有す
るが、0.1 wt％未満ではその効果が充分でなく、5.0 wt
％を越えるとかえって高温強度を低下させかつ靭性も低
下させるので、0.1 〜5.0 wt％とした。
るが、0.1 wt％未満ではその効果が充分でなく、5.0 wt
％を越えるとかえって高温強度を低下させかつ靭性も低
下させるので、0.1 〜5.0 wt％とした。
【００２３】Ｔi は、高温強度を向上させる効果を有す
るが、0.1 wt％未満ではその効果が充分でなく、5.0 wt
％を越えると靭性を低下させるので、0.1 〜5.0 wt％と
した。
るが、0.1 wt％未満ではその効果が充分でなく、5.0 wt
％を越えると靭性を低下させるので、0.1 〜5.0 wt％と
した。
【００２４】
【作用】上記のように構成したフェライト系耐熱鋳鋼に
おいては、Ｗを微量に抑えることにより耐酸化性の低下
を防止できるばかりか、Ｍn を低く抑え又はこれを高く
した場合は同時にＳ，Ｔe ，Ａl 等の快削性元素を適量
含有させることにより機械加工性を向上させることがで
き、さらにＮi を微量に抑えることにより共析変態温度
の低下を抑制して組織的安定性を確保できる。またＣo
，Ｔi を添加することにより高温強度をより一層向上
させることができできる。しかも、鋳造後に焼なまし処
理を行うことにより、マルテンサイトが分解してフェラ
イト地に炭化物が分散する組織状態となり、機械加工性
により優れたフェライト系耐熱鋳鋼が得られるようにな
る。
おいては、Ｗを微量に抑えることにより耐酸化性の低下
を防止できるばかりか、Ｍn を低く抑え又はこれを高く
した場合は同時にＳ，Ｔe ，Ａl 等の快削性元素を適量
含有させることにより機械加工性を向上させることがで
き、さらにＮi を微量に抑えることにより共析変態温度
の低下を抑制して組織的安定性を確保できる。またＣo
，Ｔi を添加することにより高温強度をより一層向上
させることができできる。しかも、鋳造後に焼なまし処
理を行うことにより、マルテンサイトが分解してフェラ
イト地に炭化物が分散する組織状態となり、機械加工性
により優れたフェライト系耐熱鋳鋼が得られるようにな
る。
【００２５】
【実施例】以下、本発明の実施例を添付図面にもとづい
て説明する。
て説明する。
【００２６】先ず、本発明における基本組成を確定する
ため、重量％で、0.20Ｃ−1.50Ｓi−0.020 以下Ｐ−0.0
20 以下Ｓ−16.0Ｃr −0.70Ｎb −0.20Ｍo −残部Ｆe
を基本組成として、これにＶ，Ｎi ，Ｍn ，Ｃe ，Ｗを
種々の割合で添加した合金を鋳造し、諸特性に及ぼすこ
れら合金元素の影響を調査した。
ため、重量％で、0.20Ｃ−1.50Ｓi−0.020 以下Ｐ−0.0
20 以下Ｓ−16.0Ｃr −0.70Ｎb −0.20Ｍo −残部Ｆe
を基本組成として、これにＶ，Ｎi ，Ｍn ，Ｃe ，Ｗを
種々の割合で添加した合金を鋳造し、諸特性に及ぼすこ
れら合金元素の影響を調査した。
【００２７】図７は、共析変態温度に及ぼすＶの影響を
みたものである。これより、共析変態温度は、Ｖの含有
量が増すに従って直線的に増大している。したがってオ
ーステナイトの析出を確実に防止してフェライト組織を
安定させるにはＶを適当量含有させるのが望ましいこと
が明らかである。
みたものである。これより、共析変態温度は、Ｖの含有
量が増すに従って直線的に増大している。したがってオ
ーステナイトの析出を確実に防止してフェライト組織を
安定させるにはＶを適当量含有させるのが望ましいこと
が明らかである。
【００２８】図８は、同じく共析変態温度に及ぼすＮi
の影響をみたものである。これより、共析変態温度は、
Ｎi の含有量が増すに従って２次曲線的に低下してい
る。そして、その共析変態温度の低下傾向は、特にＮi
が0.5 wt％以上となると著しいので、これを0.5 wt％未
満に抑えるのが望ましいことが明らかである。
の影響をみたものである。これより、共析変態温度は、
Ｎi の含有量が増すに従って２次曲線的に低下してい
る。そして、その共析変態温度の低下傾向は、特にＮi
が0.5 wt％以上となると著しいので、これを0.5 wt％未
満に抑えるのが望ましいことが明らかである。
【００２９】図９は、鋳放し状態における硬さに及ぼす
Ｍn の影響をみたものである。これより、鋳放し状態に
おける硬さは、Ｍn の含有量が0.5 〜0.7wt ％の範囲で
急激に上昇するようになり、したがって機械加工性を向
上させるにはＭn を0.6 wt％未満に抑えるのが望ましい
ことが明らかである。
Ｍn の影響をみたものである。これより、鋳放し状態に
おける硬さは、Ｍn の含有量が0.5 〜0.7wt ％の範囲で
急激に上昇するようになり、したがって機械加工性を向
上させるにはＭn を0.6 wt％未満に抑えるのが望ましい
ことが明らかである。
【００３０】図１０は、常温の機械的性質特に伸びに及
ぼすＣe の影響をみたものである。これより、伸びはＣ
e が約0.01wt％未満ではほとんど変化ないものの、Ｃe
が約0.01wt％以上になると急激に上昇し、Ｃe が約0.2
wt％でピークとなり、それ以上Ｃe が増加すると逆に低
下するようになる。しがたってＣe としては0.01〜2.0
wt％とするのが望ましいことが明らかである。
ぼすＣe の影響をみたものである。これより、伸びはＣ
e が約0.01wt％未満ではほとんど変化ないものの、Ｃe
が約0.01wt％以上になると急激に上昇し、Ｃe が約0.2
wt％でピークとなり、それ以上Ｃe が増加すると逆に低
下するようになる。しがたってＣe としては0.01〜2.0
wt％とするのが望ましいことが明らかである。
【００３１】図１１は、酸化減量すなわち耐酸化性に及
ぼすＷの影響をみたものである。これより、酸化減量は
Ｗが0.008 wt％を越えると急激に増加するようになる。
したがって耐酸化性の悪化を防止するには酸化減量が余
り増大しない0.01wt％未満に抑えるのが望ましいことが
明らかである。なお、酸化減量は供試材を大気中で950
℃に100 時間保持する方法によった。
ぼすＷの影響をみたものである。これより、酸化減量は
Ｗが0.008 wt％を越えると急激に増加するようになる。
したがって耐酸化性の悪化を防止するには酸化減量が余
り増大しない0.01wt％未満に抑えるのが望ましいことが
明らかである。なお、酸化減量は供試材を大気中で950
℃に100 時間保持する方法によった。
【００３２】次に、重量％で、0.05Ｃ−1.1 Ｓi −0.3
Ｍn −0.01Ｐ−0.01Ｓ−15.3Ｃr −0.10Ｖ−0.80Ｎb −
0.31Ｍo −0.005 Ｗ−0.05Ｃe −残部Ｆe を基本組成と
し、これにＣo ，Ｔi を種々の割合で添加した合金を鋳
造し、高温引張強さに及ぼす両元素の影響を調査した。
なお、引張り試験は９５０℃で行った。
Ｍn −0.01Ｐ−0.01Ｓ−15.3Ｃr −0.10Ｖ−0.80Ｎb −
0.31Ｍo −0.005 Ｗ−0.05Ｃe −残部Ｆe を基本組成と
し、これにＣo ，Ｔi を種々の割合で添加した合金を鋳
造し、高温引張強さに及ぼす両元素の影響を調査した。
なお、引張り試験は９５０℃で行った。
【００３３】図１２および図１３は、高温引張強さに及
ぼすＣo ，Ｔiの影響をみたものである。これより、高
温引張強さはＣo ，Ｔi 共に、0.1 wt％以上で高値とな
るものの、5.0 wt％を越えると逆に低下する傾向にあ
り、したがって安定した高温強度を得るにはこれらを0.
1 〜5.0 wt％とするのが望ましいことが明らかとなっ
た。
ぼすＣo ，Ｔiの影響をみたものである。これより、高
温引張強さはＣo ，Ｔi 共に、0.1 wt％以上で高値とな
るものの、5.0 wt％を越えると逆に低下する傾向にあ
り、したがって安定した高温強度を得るにはこれらを0.
1 〜5.0 wt％とするのが望ましいことが明らかとなっ
た。
【００３４】上記知見をもとに、表１および表２に示す
ごとき組成を有する本発明材１〜１６および２１〜３３
を鋳造し、併せて表３に示すごとき比較材１〜３を鋳造
して、これらを高温引張試験、硬さ試験、ミクロ組織試
験、熱疲労試験、被削性試験および酸化試験の各試験に
供した。なお、高温引張試験は９５０℃で行った。また
熱疲労試験は直径10mm、長さ15mmの供試材を両端固定
し、100 ％拘束しながら250 ℃から950 ℃の熱サイクル
を与え、破断するまでの繰り返し数を求める方法によっ
た。また被削性試験はドリルで孔開けした際のスラスト
側とトルク側との切削抵抗を求めると共に、ドリルの摩
耗幅を求める方法によった。さらに酸化試験は供試材を
大気中で950 ℃に100 時間保持した後、酸化減量を測定
する方法によった。
ごとき組成を有する本発明材１〜１６および２１〜３３
を鋳造し、併せて表３に示すごとき比較材１〜３を鋳造
して、これらを高温引張試験、硬さ試験、ミクロ組織試
験、熱疲労試験、被削性試験および酸化試験の各試験に
供した。なお、高温引張試験は９５０℃で行った。また
熱疲労試験は直径10mm、長さ15mmの供試材を両端固定
し、100 ％拘束しながら250 ℃から950 ℃の熱サイクル
を与え、破断するまでの繰り返し数を求める方法によっ
た。また被削性試験はドリルで孔開けした際のスラスト
側とトルク側との切削抵抗を求めると共に、ドリルの摩
耗幅を求める方法によった。さらに酸化試験は供試材を
大気中で950 ℃に100 時間保持した後、酸化減量を測定
する方法によった。
【００３５】
【表１】
【００３６】
【表２】
【００３７】
【表３】
【００３８】図１は、高温引張り試験の結果を示したも
のである。これより、本発明材は何れも、比較材１（高
Ｓi 球状黒鉛鋳鉄）に比して高温引張強さが著しく増大
し、比較材２（ニレジスト）および比較材３（JIS SCH
1）に比しても大きいことが明らかになった。また本発
明材の中ではＣo ，Ｔi を含有するものがこれらを含有
しないものに比して高温引張強さが大きく、しかもＣo
，Ｔi の含有量が増すほどそれが大きくなっている。
のである。これより、本発明材は何れも、比較材１（高
Ｓi 球状黒鉛鋳鉄）に比して高温引張強さが著しく増大
し、比較材２（ニレジスト）および比較材３（JIS SCH
1）に比しても大きいことが明らかになった。また本発
明材の中ではＣo ，Ｔi を含有するものがこれらを含有
しないものに比して高温引張強さが大きく、しかもＣo
，Ｔi の含有量が増すほどそれが大きくなっている。
【００３９】表４は硬さ試験の結果を示したものであ
る。なお、硬さ試験は、本発明材１、５〜８については
その鋳放し材および 930℃×３時間の焼なまし材につい
て行った。表２に示す結果より、本発明材１、５および
６は鋳放し状態でも充分硬さは低いが、焼なましによっ
てさらに硬さが低下することが明らかとなった。また本
発明材７および８は、Ｃ含有量が比較的高いので鋳放し
状態での硬さが前記した本発明材に比べて高いが、焼な
ましによって充分軟化することが明らかになった。
る。なお、硬さ試験は、本発明材１、５〜８については
その鋳放し材および 930℃×３時間の焼なまし材につい
て行った。表２に示す結果より、本発明材１、５および
６は鋳放し状態でも充分硬さは低いが、焼なましによっ
てさらに硬さが低下することが明らかとなった。また本
発明材７および８は、Ｃ含有量が比較的高いので鋳放し
状態での硬さが前記した本発明材に比べて高いが、焼な
ましによって充分軟化することが明らかになった。
【００４０】
【表４】
【００４１】図２および図３は、本発明材１について、
その鋳放し材および焼なまし材のミクロ組織を示したも
のである。これより、鋳放し状態では、図２に示すよう
に、針状のマルテンサイトが認められるが、これを焼な
ましすると、図３に示すようにマルテンサイトが分解し
てフェライト地に炭化物が分散しており、上記焼なまし
により硬さが低下したのは（表４参照）、この組織変化
によってもたらされたことが明らかである。
その鋳放し材および焼なまし材のミクロ組織を示したも
のである。これより、鋳放し状態では、図２に示すよう
に、針状のマルテンサイトが認められるが、これを焼な
ましすると、図３に示すようにマルテンサイトが分解し
てフェライト地に炭化物が分散しており、上記焼なまし
により硬さが低下したのは（表４参照）、この組織変化
によってもたらされたことが明らかである。
【００４２】図４は、熱疲労試験の結果を示したもので
ある。本発明材１および２は、比較材１〜３に比して何
れも破断するまでの繰り返し数がきわめて多く、耐熱疲
労性に著しく優れていることが明らである。
ある。本発明材１および２は、比較材１〜３に比して何
れも破断するまでの繰り返し数がきわめて多く、耐熱疲
労性に著しく優れていることが明らである。
【００４３】図５および図６は、被削性試験の結果を示
したものである。なお、切削抵抗の測定には本発明材１
〜４と比較材３を、摩耗幅の測定には本発明材１、５〜
８の鋳放し材および焼なまし材と比較材１、２をそれぞ
れ供した。図５に示す結果より、本発明材１と比較材３
（JIS SCH1）とほヾ同レベルの被削性を有するが、Ｍn
を高めに設定しかつＳ，Ｔe ，Ａl を単独または複合添
加した本発明材２〜４は著しく被削性が改善されている
ことが明らかとなった。また、図６に示す結果より、本
発明材１、５〜８は、鋳放し状態でも比較材２（ニレジ
スト）に比べて大幅に機械加工性が良好であると共に、
焼なましにより比較材１（高Ｓi 球状黒鉛鋳鉄）に近似
するレベルまで機械加工性が向上することが明らかとな
った。
したものである。なお、切削抵抗の測定には本発明材１
〜４と比較材３を、摩耗幅の測定には本発明材１、５〜
８の鋳放し材および焼なまし材と比較材１、２をそれぞ
れ供した。図５に示す結果より、本発明材１と比較材３
（JIS SCH1）とほヾ同レベルの被削性を有するが、Ｍn
を高めに設定しかつＳ，Ｔe ，Ａl を単独または複合添
加した本発明材２〜４は著しく被削性が改善されている
ことが明らかとなった。また、図６に示す結果より、本
発明材１、５〜８は、鋳放し状態でも比較材２（ニレジ
スト）に比べて大幅に機械加工性が良好であると共に、
焼なましにより比較材１（高Ｓi 球状黒鉛鋳鉄）に近似
するレベルまで機械加工性が向上することが明らかとな
った。
【００４４】表５は、酸化試験の結果を示したものであ
る。これより、本発明材１および２の酸化減量は、比較
材１〜３のいずれに比してもきわめて少なく、耐酸化性
に著しく優れていることが明らかとなった。
る。これより、本発明材１および２の酸化減量は、比較
材１〜３のいずれに比してもきわめて少なく、耐酸化性
に著しく優れていることが明らかとなった。
【００４５】
【表５】
【００４６】
【発明の効果】以上、詳細に説明したように、本発明に
かゝるフェライト系耐熱鋳鋼によればＷ，Ｎi を微量に
抑えると共にＭn を低く抑えかつ所望によりＳ，Ｔe ，
Ａl 等の快削性元素を、あるいはＣo ，Ｔi を含有させ
るようにしたので、耐酸化性、機械加工性、組織的安定
性等を犠牲にすることなく耐熱性の向上を図ることがで
き、自動車用エンジンの高出力化及び低燃費化に大きく
寄与する効果を奏した。また、本フェライト系耐熱鋳鋼
の製造方法によれば、鋳造後に焼なまし処理を行うこと
により硬さが充分に軟化し、機械加工性がより改善され
るようになる。
かゝるフェライト系耐熱鋳鋼によればＷ，Ｎi を微量に
抑えると共にＭn を低く抑えかつ所望によりＳ，Ｔe ，
Ａl 等の快削性元素を、あるいはＣo ，Ｔi を含有させ
るようにしたので、耐酸化性、機械加工性、組織的安定
性等を犠牲にすることなく耐熱性の向上を図ることがで
き、自動車用エンジンの高出力化及び低燃費化に大きく
寄与する効果を奏した。また、本フェライト系耐熱鋳鋼
の製造方法によれば、鋳造後に焼なまし処理を行うこと
により硬さが充分に軟化し、機械加工性がより改善され
るようになる。
【図１】本発明にかゝるフェライト系耐熱鋳鋼の高温引
張強さを比較材と対比して示すグラフである。
張強さを比較材と対比して示すグラフである。
【図２】本フェライト系耐熱鋳鋼の鋳放し状態の金属組
織を示す顕微鏡写真である。
織を示す顕微鏡写真である。
【図３】本フェライト系耐熱鋳鋼の焼なまし状態の金属
組織を示す顕微鏡写真である。
組織を示す顕微鏡写真である。
【図４】本フェライト系耐熱鋳鋼の熱疲労特性を比較材
と対比して示すグラフである。
と対比して示すグラフである。
【図５】本フェライト系耐熱鋳鋼の被削性を比較材と対
比して示すグラフである。
比して示すグラフである。
【図６】本フェライト系耐熱鋳鋼の被削性を比較材と対
比して示すグラフである。
比して示すグラフである。
【図７】共析変態温度に及ぼすＶ量の影響を示すグラフ
である。
である。
【図８】共析変態温度に及ぼすＮi 量の影響を示すグラ
フである。
フである。
【図９】硬さに及ぼすＭn 量の影響を示すグラフであ
る。
る。
【図１０】機械的性質の一つである伸びに及ぼすＣe 量
の影響を示すグラフである。
の影響を示すグラフである。
【図１１】耐酸化性に及ぼすＷ量の影響を示すグラフで
ある。
ある。
【図１２】高温引張強さに及ぼすＣo 量の影響を示すグ
ラフである。
ラフである。
【図１３】高温引張強さに及ぼすＴi 量の影響を示すグ
ラフである。
ラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 鈴木 正実 愛知県豊田市トヨタ町１番地 トヨタ自動 車株式会社内 (72)発明者 加藤 真治 愛知県豊田市トヨタ町１番地 トヨタ自動 車株式会社内
Claims (7)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ： 0.05 〜0.5 ，Ｓi ：
1.0〜2.0 ，Ｍn ： 0.6未満，Ｐ：0.04未満，Ｓ：0.04
未満，Ｎi ：0.5 未満，Ｃr ：10〜20，Ｖ：0.1 〜1.0
，Ｎb ： 0.5〜1.0 ，Ｍo ： 0.08 〜0.50，Ｗ：0.01
未満，Ｃe ：0.01〜0.2 、残部Ｆe より成るフェライト
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、その成分のうちのＭn を 0.1〜1.5 重量％，
Ｓを0.01〜0.20重量％としたもの。 - 【請求項３】 請求項２に記載のフェライト系耐熱鋳鋼
において、Ｔe 0.01〜0.20重量％，Ａl 0.01〜0.3 重量
％のうちの何れか１種または２種をさらに添加したも
の。 - 【請求項４】 請求項１に記載のフェライト系耐熱鋳鋼
において、Ｃo 0.1〜5.0 重量％，Ｔi 0.1 〜5.0 重量
％のうちの１種または２種をさらに添加したもの。 - 【請求項５】 請求項４に記載のフェライト系耐熱鋳鋼
において、その成分のうちのＭn を 0.1〜1.5 重量％，
Ｓを0.01〜0.20重量％としたもの。 - 【請求項６】 請求項４または５に記載のフェライト系
耐熱鋳鋼において、Ａl 0.01〜1.00重量％をさらに添加
したもの。 - 【請求項７】 請求項１〜６のうちの何れか１項に記載
の成分を有する素材を鋳造した後、 850〜1000℃で１〜
５時間保持する焼なまし処理を施すことを特徴とするフ
ェライト系耐熱鋳鋼の製造方法。
Applications Claiming Priority (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP41709590 | 1990-12-28 | ||
| JP3-183235 | 1991-06-27 | ||
| JP2-417095 | 1991-06-27 | ||
| JP18323591 | 1991-06-27 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0559498A true JPH0559498A (ja) | 1993-03-09 |
Family
ID=26501755
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3356337A Pending JPH0559498A (ja) | 1990-12-28 | 1991-12-24 | フエライト系耐熱鋳鋼およびその製造方法 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5202088A (ja) |
| EP (1) | EP0492674B1 (ja) |
| JP (1) | JPH0559498A (ja) |
| DE (1) | DE69112007T2 (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5470402A (en) * | 1993-07-20 | 1995-11-28 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | Ferritic heat-resistant cast steel and process for producing the same |
| US6730211B2 (en) * | 2001-04-10 | 2004-05-04 | Mikuni Corporation | Aqueous electrolyzed solution of ascorbyl glucosamine and preparation process therefor |
| JP2007254885A (ja) * | 2006-02-23 | 2007-10-04 | Daido Steel Co Ltd | 薄肉鋳物部品及びその製造方法 |
| US9090958B2 (en) | 2011-01-31 | 2015-07-28 | Eberspaecher Exhaust Technology Gmbh & Co. Kg | Cast steel alloy and cast component |
| KR20160066574A (ko) | 2014-12-02 | 2016-06-13 | 현대자동차주식회사 | 고온 강도 및 내산화성이 우수한 내열주강 |
| JP2016113667A (ja) * | 2014-12-15 | 2016-06-23 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 加工性および耐食性に優れた非鉛軟磁性材料 |
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| CA2202259C (en) * | 1994-10-11 | 2002-04-16 | Theodore Kosa | Corrosion-resistant magnetic material |
| TW477821B (en) * | 1998-12-24 | 2002-03-01 | Nisshin Steel Co Ltd | An abrasion-resistant steel and a weaving machine member make of an abrasion-resistant |
| DE10134056B8 (de) * | 2001-07-13 | 2014-05-28 | Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg | Verfahren zur Herstellung von nanokristallinen Magnetkernen sowie Vorrichtung zur Durchführung des Verfahrens |
| DE102005034486A1 (de) * | 2005-07-20 | 2007-02-01 | Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg | Verfahren zur Herstellung eines weichmagnetischen Kerns für Generatoren sowie Generator mit einem derartigen Kern |
| US8029627B2 (en) * | 2006-01-31 | 2011-10-04 | Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg | Corrosion resistant magnetic component for a fuel injection valve |
| US20070176025A1 (en) * | 2006-01-31 | 2007-08-02 | Joachim Gerster | Corrosion resistant magnetic component for a fuel injection valve |
| EP1826288B1 (en) * | 2006-02-23 | 2012-04-04 | Daido Tokushuko Kabushiki Kaisha | Ferritic stainless steel cast iron, cast part using the ferritic stainless steel cast iron, and process for producing the cast part |
| EP1918407B1 (de) * | 2006-10-30 | 2008-12-24 | Vacuumschmelze GmbH & Co. KG | Weichmagnetische Legierung auf Eisen-Kobalt-Basis sowie Verfahren zu deren Herstellung |
| US9057115B2 (en) * | 2007-07-27 | 2015-06-16 | Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg | Soft magnetic iron-cobalt-based alloy and process for manufacturing it |
| US8012270B2 (en) | 2007-07-27 | 2011-09-06 | Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg | Soft magnetic iron/cobalt/chromium-based alloy and process for manufacturing it |
| CN105908076B (zh) * | 2016-06-02 | 2017-09-19 | 湖北汽车工业学院 | 一种低合金高强韧铸钢及其制备方法 |
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| GB730272A (en) * | 1949-10-29 | 1955-05-18 | Jessop William & Sons Ltd | Improvements in and relating to alloy steels |
| GB795471A (en) * | 1955-02-28 | 1958-05-21 | Birmingham Small Arms Co Ltd | Improvements in or relating to alloy steels |
| GB796733A (en) * | 1955-07-09 | 1958-06-18 | Birmingham Small Arms Co Ltd | Improvements in or relating to alloy steels |
| GB1108687A (en) * | 1966-03-29 | 1968-04-03 | Hitichi Ltd | Ferritic heat-resisting steel |
| GB1207603A (en) * | 1968-05-28 | 1970-10-07 | Armco Steel Corp | Improved stainless steel |
| JPS498765B1 (ja) * | 1969-08-27 | 1974-02-28 | ||
| JPS4841918A (ja) * | 1971-10-04 | 1973-06-19 | ||
| JPS5773170A (en) * | 1980-10-24 | 1982-05-07 | Daido Steel Co Ltd | Tool steel |
| JPH01159354A (ja) * | 1987-12-16 | 1989-06-22 | Nissan Motor Co Ltd | 耐熱鋳鋼 |
-
1991
- 1991-12-24 JP JP3356337A patent/JPH0559498A/ja active Pending
- 1991-12-27 US US07/813,697 patent/US5202088A/en not_active Expired - Fee Related
- 1991-12-30 EP EP91122411A patent/EP0492674B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1991-12-30 DE DE69112007T patent/DE69112007T2/de not_active Expired - Fee Related
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| US9551267B2 (en) | 2014-12-02 | 2017-01-24 | Hyundai Motor Company | Heat resistant cast steel having superior high temperature strength and oxidation resistance |
| JP2016113667A (ja) * | 2014-12-15 | 2016-06-23 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 加工性および耐食性に優れた非鉛軟磁性材料 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP0492674B1 (en) | 1995-08-09 |
| EP0492674A1 (en) | 1992-07-01 |
| DE69112007T2 (de) | 1996-01-04 |
| US5202088A (en) | 1993-04-13 |
| DE69112007D1 (de) | 1995-09-14 |
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