WO2009028736A1

WO2009028736A1 - オーステナイト系鋳鉄とその製造方法およびオーステナイト系鋳鉄鋳物および排気系部品

Info

Publication number: WO2009028736A1
Application number: PCT/JP2008/066028
Authority: WO
Inventors: Tomohei Sugiyama; Manabu Ishikawa; Hiroyuki Isomura; Mamoru Kojima; Naoki Yamamoto; Kyoichi Kinoshita; Takao Fujikawa
Original assignee: Kabushiki Kaisha Toyota Jidoshokki; Mie Prefecture
Priority date: 2007-08-31
Filing date: 2008-08-29
Publication date: 2009-03-05
Also published as: PL2184372T3; EP2184372B9; EP2184372A4; ES2441598T3; US20100284849A1; EP2184372A1; JPWO2009028736A1; JP5384352B2; EP2184372B1

Abstract

本発明のオーステナイト系鋳鉄は、Ｎｉ：７～１５質量％であって、ＣおよびＳｉ以外のＣｒ、ＮｉおよびＣｕの各組成を所定の範囲内に調整することで、常温域でもオーステナイト相を主相とする基地組織からなることを特徴とする。本発明によれば、高価なＮｉ量を低減しつつ、耐酸化性等に優れるオーステナイト系鋳鉄を安価に得ることができる。

Description

明細書オーステナイト系铸鉄とその製造方法およびオーステナイト系铸鉄铸物および排気系部品技術分野 '

〔 0 0 0 1〕

本発明は、耐熱性等に優れるオーステナイト系铸鉄およびそれからなる铸物およびその製造方法および排気系部品に関する。背景技術

〔 0 0 0 2〕

複雑な形状をした部材ゃ比較的大型の部材は铸造により製造されることが多く、しかも、比較的安価な铸鉄製铸物（以下単に「铸物」という。）が多用される。

〔 0 0 0 3〕

銪鉄は、鉄一炭素を主成分とする合金中の Cが γ鉄中の最大固溶限（約 2質量％) を超え、共晶凝固を伴うものである。通常は、機械的特性、耐食性、耐熱性等の特性改善のため、種々の合金元素が加えられる。このような铸鉄を合金铸鉄といい、特に、合金元素量の多い鍀鉄を高合金铸鉄という。この高合金铸鉄には、通常、晶出する基地の結晶構造の相違により、フェライト系铸鉄とオーステナイト系铸鉄に大別される。

〔0 0 0 4〕

なかでもオーステナイト系铸鉄は、高温域は勿論常温域でも主にォーステナイト相（γ相）からなるため、耐熱性、耐酸化性、耐食性等に優れ、また、延性ゃ靱性等に優れる。

このため、高温雰囲気等の過酷な環境下で使用される部材にオーステナイト系铸鉄が多用される。例えば、自動車分野でいえば、ターボチヤ一ジャーハウジング、ェキゾ一ストマニホルド、触媒ケースなどである。いずれの部材も、高温の排気ガスに曝され、長期耐久性が要求される部品等である。

〔 0 0 0 5〕

ところで、オーステナイト系铸鉄にも種々あり、代表的なものは、二レジスト、ニモノレ、二クロシラノレ、モネノレ、ミノーノく一、ノーマグ等である。また、日本工業規格（ J I S) にも、片状黒鉛（F CA) 系铸鉄が 9種、球状黒鉛（F CDA) 系铸鉄が 1 4種規定されている。

〔 0 0 0 6〕

従来のオーステナイト系铸鉄は、オーステナイト安定化元素である N i を多量含有させることで（例えば、 N i ： 1 8〜 3 6 %) 、常温域でもオーステナイト相が得られるようにしていた。この N i は、母材の F eや他の合金元素と比較して非常に高価であり、従来のオーステナイト系铸鉄からなる铸物は非常に高コストであった。

〔 0 0 0 7〕

確力に、二レジスト（ J I S F CDA N i Mn l 3 7相当）のように、 N i含有量が比較的少ないオーステナイト系铸鉄も公知となっている。し力し、二レジスト（ J I S F C DA N i Mn l 3 7相当）は、耐酸化性が劣る。また、二レジストを X線解析（XRD) で観るとオーステナイト率 1 0 0 %となるが、実際には、図 5の写真（左側 2枚の写真）を見ると分かるように、 F e基地中にオーステナイト組織の他に層状炭化物が存在する層状組織（細長い棒状の構造物が複数並び、縞模様が見える組織構造）となっている。従って、二レジストはもはやォーステナイト相が単相とは言えない組織構造をしている。

〔0 0 0 8〕

ちなみに、オーステナイト組織の他に層状（若しくは針状）炭化物が存在していると、加熱された際に、オーステナイトよりも熱膨張係数の大きいそれら炭化物がオーステナイトよりも膨張することで、オーステナイトに引張応力が生じる。このため、二レジスト（ J I S F CDA

N i Mn 1 3 7相当）が自動車の排気系部品のような、高温と常温に繰り返し曝される部材に用いられた場合、オーステナイト組織に引張応力が繰り返し発生することで、オーステナイト組織にクラックが発生するおそれがある。さらに、フェライト相に比べオーステナイト相は炭素固溶量が大きレ、。このため、フェライト→オーステナイトの変態の際にオーステナイト化に伴って周囲の黒鉛を溶解 · 固溶するようになり、黒鉛部分に空隙を作りやすくなり、铸物の強度の劣化を促進する。さらに

、冷却時には再びフェライト相に戻ることで過飽和な Cによるチル化が促進され、冷熱サイクルに伴いチル相の増大、それに伴う脆化、体積膨張が懸念される。

また、オーステナイト組織の他に層状炭化物等が存在する不安定な組織構造であると、切削加工時に非常に硬い加工誘起マルテンサイトが現れ、加工性が悪くなるとういう欠点も有している。

〔0 0 0 9〕

また、上記の二レジストよりもさらに N i量を少なくする一方で S i 量を増やしたオーステナイト系铸鉄が下記の特許文献に開示されている特許文献 1 ：特開昭 5 8 - 2 7 9 5 1号公報発明の開示

[発明が解決しようとする課題]

〔0 0 1 0〕

上記の特許文献 1は、オーステナイト系铸鉄に関する耐熱性の一指標である耐酸化性に関して、 S i量が増大する程、単位面積あたりの酸化増量が少なくなることを開示している（特許文献 1の第 6図参照）。しかし、本発明者の研究によれば、 S i量が過多になると、オーステナイト系铸鉄の伸びの低下や被削性の悪化を招く。このため、オーステナイト系铸鉄からなる耐熱部材の信頼性や量産性等を考慮すると、 S i量の調整だけでその耐酸化性を実用上充分なレベルにまで高めることは現実的ではない。〔 0 0 1 1〕

本発明は、このような事情に鑑みて為されたものである。すなわち、

N iの含有量の少ないオーステナイト系铸鉄であって、熱疲労強度等に優れるのみならず耐酸化性にも優れる低コストなオーステナイト系铸鉄を提供することを目的とする。また、そのオーステナイト系铸鉄からなるオーステナイト系铸物およびその製造方法さらにはそのオーステナイト系铸物の一つである排気系部品も併せて提供することを目的とする。

[課題を解決するための手段]

〔0 0 1 2〕

本発明者はこの課題を解決すべく鋭意研究し、試行錯誤を重ねた結果、ニッケル（N i ) の含有量を低減させた場合でも、炭素（C) 、ゲイ素（S i ) 、クロム（C r ) 、ニッケル（N i ) 、マンガン（M n ) および銅（C u) の含有量を調整することで、良好な特性を示すオーステナイト系铸鉄を得ることに成功した。特に、 N i量を低減しつつも、 S i量を過剰に増加させることなく、 C r量および Zまたは C u量を調整することで優れた耐酸化性を示すオーステナイト系铸鉄を得ることができた。これらの成果を発展させることで、本発明者は以降に述べる種々の発明を完成させるに至った。

〔0 0 1 3〕

〈オーステナイト系铸鉄〉

( 1 ) すなわち、本発明のオーステナイト系铸鉄は、

炭素（C) 、ケィ素（S i ) 、クロム（C r ) 、ニッケル（N i ) 、マンガン（Mn) および銅（C u) からなる基本元素と、

残部が鉄（F e ) と不可避不純物および Zまたは特性改善に有効な微量の微量改質元素とからなり、

常温域でオーステナイト相を主相とする F e合金からなる基地で組織された铸鉄であるオーステナイト系铸鉄であって、

前記基本元素は、前記铸鉄全体を 1 0 0質量％ (以下単に「％」と表示する。）としたとき、下記の条件を満足する組成範囲内にあることを特徴とするオーステナイト系铸鉄。

C 1〜 5 %

S i ： 2〜 6 %

N i 7〜 1 5 %

M n 0. 1〜 8 %

C u ： 2. 5 %以下

C r 6 %以下

C r + C u • 0. 5 %以上

〔0 0 1 4〕

( 2) 先ず、本発明のオーステナイト系铸鉄では、 N i量が铸鉄全体としてかなり少量になっている。従来の技術常識からすれば、常温域で安定したオーステナイト相を主相とする基地が得られないようにも思われる。しかし、本発明では、その少量の N i量を前提としつつも、それ以外の合金元素である C (特に、固溶炭素量 Cs) 、 S i 、 C r、 M nおよび C uの各含有量を上記の各条件を満足する適切な範囲とすることで、オーステナイト相を得ることに成功した。

〔0 0 1 5〕

特に本発明のオーステナイト系铸鉄では、適量の C rまたは C uを含有することにより、 S i量の上限を抑制しつつも、後述する酸化減量等で指標される耐酸化性を向上させている。

ここで C rは、オーステナイト系铸鉄の表面付近に緻密なク口ム酸化物からなる不働態皮膜を形成して、その耐酸化性を向上させたと考えられる。また、 C rは、铸鉄基地中で炭素と結合して炭化物を析出させ、基地の析出強化により铸鉄の高温耐カを向上させ得る。もっとも、 C r が過多になると炭化物が増加して、シャルピー衝撃値等により指標される靱性ゃ加工性が低下して好ましくない。そこで、本発明のオーステナイト系铸鉄は、じ 1：量が 0. 5〜 4 %であると好ましい。

さらに C rが含有されていると、ギプスの自由エネルギー表からも解るように、組織が安定して層状 ·針状炭化物が出現し難いという効果がある。

〔0 0 1 6〕

また、 C uは、常温でオーステナイトと同様の結晶構造である f c c 構造を有し、 b c c構造のフェライトよりもより酸素を通しにくい稠密構造であって、 f c c構造をより安定にする効果がある。そして酸化皮膜に C uが入ることなく、酸化皮膜と金属との界面に C uが富化され、母相と違う格子状数を持つ f c c構造となることで、 C uは母相に侵入しゃすいエネルギー状態をもつ酸素原子の侵入を防ぐバリア層効果を発揮することで、その耐酸化性を向上させたと考えられる。

また、 C uは N i と同様に基地に固溶してオーステナイト組織を安定化させる他、基地組織の結晶粒を微細化して高温耐力の向上させるのに有効な元素である。さらに、本発明者が鋭意研究した結果、 C uは硬さを減少させる効果もあることが解り、 C uを含有させることでオーステナイト系铸物の加工性の向上を図れる。

もっとも、 C uが過多になると C uの包晶組織が出現して黒鉛球状化が妨げられ、铸鉄の強度等が低下したり、 C uの包晶組織が出現して高温時の伸ぴ性能が悪化する。従って、高温時の延性が悪化しない範囲で C uを含有すると好ましい。そこで C uの上限を例えば 2. 5 %にするとよい。

本発明では、耐酸化性を向上させることを一つの目的としており、耐酸化性を向上させる C uと C rを足して 0. 5 %以上入れることが好ましい。この C u + C rの下限は、 1 %、 1. 5 %さらには 2 %であると好ましい。

そして、本発明のように、強度、耐熱性（耐酸化性を含む）、伸び、延性、靱性、加工性等をバランスよく備えたオーステナイト系铸鉄を低コストで得る上で、 N i量を 8〜 1 4 %とすると好適である。

〔0 0 1 7〕

〈オーステナイト系铸物おょぴその製造方法〉

( 1 ) 本発明は、上述したオーステナイト系铸鉄としてのみならず、そのオーステナイト系铸鉄からなるオーステナイト系铸物としても把握できる。本発明のオーステナイト系铸物の一例として、排気系部品などの高温環境下に曝される部材が挙げられる。

〔0 0 1 8〕

( 2 ) さらに本発明は、そのオーステナイト系铸物の製造方法としても把握できる。

すなわち、本発明は、前述した組成範囲の溶湯を調製する溶湯調製ェ程と、該溶湯を铸型に注湯する注湯工程と、該铸型に注湯された溶湯を冷却して凝固させる凝固工程とからなり、上述した本発明のオーステナィト系铸鉄からなる铸物が得られることを特徴とするオーステナイト系铸物の製造方法であっても良い。

〔0 0 1 9〕

( 3 ) ところで、本発明のオーステナイト系铸鉄（または铸物）の用途を拡大する上で、铸造時に種々の改質元素を添加することも多い。例えば、基地組織中に晶出する黒鉛の粒数を増加させ、また、その形状を球状化するために、助剤が添加されることが多い。

〔 0 0 2 0〕

そこで、本発明のオーステナイト系铸物の製造方法は、前述した組成範囲の溶湯からなる元湯を調製する元湯調製工程と、晶出または析出する黒鉛の核となる接種剤と該黒鉛の球状化を促進する球状化剤との少なくとも一種を含む助剤を該元湯に直接または間接に添加する助剤添加工程と、該助剤添加工程後または該助剤添加工程中の溶湯を铸型に注湯する注湯工程と、該铸型に注湯された溶湯を冷却して凝固させる凝固工程とからなり、基地中に略球状の黒鉛が晶出または析出した前述のオーステナイト系铸鉄からなる铸物が得られることを特徴とするものであっても良い。

〔 0 0 2 1〕

〈付加的構成〉

本発明のオーステナイト系铸鉄（オーステナイト系铸物を含む）またはその製造方法は、下記に示すような内容であってもよい。また、下記に列挙した構成中から任意に選択した一つまたは二つ以上の構成を上記の本発明にさらに付加されてもよい。

なお、下記から選択された構成は、複数の発明に重畳的かつ任意的に付加可能であることを断っておく。また、下記に示したいずれの構成もカテゴリーを越えて相互に適宜組合わせ可能である。例えば、オーステナイト系铸鉄の組成に関する構成であれば、オーステナイト系铸物にも、その製造方法にも関連することはいうまでもない。また、一見、「方法」に関する構成のように見えても、プロダクトバイプロセスとして理解すれば、「物」に関する構成ともなり得る。

〔0 0 2 2〕

( 1 ) 本発明のオーステナイト系铸鉄は、 C、 S i 、 C r 、 N i 、 M n および C uからなる基本元素と、残部が F e と不可避不純物および Zまたは特性改善に有効な微量の微量改質元素とからなり、

常温域でオーステナイト相を主相とする F e合金からなる基地で組織された铸鉄であるオーステナイト系踌鉄であって、

fij記基本元素は、

前記铸鉄全体を 1 0 0質量％ (以下単に「％」と表示する。）としたとさ、

Cおよび S iの各含有量により与えられる下式の炭素当量（以下単に「C eq」と表示する。）が下式の第 1条件を満足すると共に N i の含有量が下式の第 2条件を満足し、 C uの含有量が下式の第 3条件を満足しさらに、前記基地全体を 1 0 0 %としたときに、

N i 、 M nおよび C uの各含有量と F e中に固溶した Cである固溶炭素量（C s) とにより与えられる下式のニッケル当量（以下単に「N i eqj と表示する。）と、 C rおよび S i の各含有量により与えられる下式のクロム当量（以下単に「C r eq」と表示する。）とが下式の第 4条件および第 5条件を満足する、組成範囲内にあることを特徴とする。第 1条件 2 ^ Ceq 5

第 2条件 7 ≤ N i 5

第 3条件 0 ≤ C u 2 5

第 4条件 A 1 · C r eq+ B 1 ≤ N i eq 3 0

(A 1 = - 0 - 8 ： B 1 = 2 6 )

第 5条件 C r eq ≤ 1 3 . 5

炭素当量 Ceq = C + S i 3

ニッケル当量 N i eq= N i + 3 0 · Cs+ 0. 5 · M n + C u クロム当量 C r eq= C r + 1 . 5 S i

〔 0 0 2 3〕

( 2 ) この本発明のオーステナイト系铸鉄は、第 2条件に示すように、铸鉄全体として N i量をかなり少量にしている。このため、従来の技術常識からすれば、常温域で安定したオーステナイト相の基地が得られるとは思われない。

しかし、本発明では、その少量の N i量を前提としつつも、それ以外の合金元素である C (特に C s) 、 S i 、 C r 、 M nおよび C uの各含有量を上記の各条件を満足する適切な範囲とすることで、オーステナイト相を得るこどに成功した。以下、本発明を規定する各条件について説明する。

〔0 0 2 4〕

先ず、本発明は、あくまでも共晶凝固を伴う铸鉄であることから、炭素当量（Ceq) を第 1条件のように規定した。

次に、本発明は、 N i を低減したオーステナイト系铸鉄であるから、 N i量を第 2条件のように規定した。铸鉄全体の組成として、第 1条件を前提に第 2条件を考えるだけでも、本発明のオーステナイト系踌鉄は、従来の多くのオーステナイト系铸鉄と区別され得る。

〔 0 0 2 5〕

さらに本発明では、高温時の伸び性能に優れたオーステナイト系铸鉄を得るために、 C u量を第 3条件のように規定した。本発明者の実験の結果、分析組成で C uを多く含んだオーステナイト铸鉄は、 C u包晶が存在することが光学顕微鏡の観察により分かった。この C u包晶がォ一ステナイト系铸鉄の高温時の伸び性能を悪化させていると推測される。

〔 0 0 2 6〕

また、本発明では、その N i量や C eq を踏まえて、 F e合金からなる基地に着目した。すなわち、铸鉄組織の中核をなす基地全体の組成を、基本元素から求まるニッケル当量（N i eq) およびクロム当量（C r eq) という指標を導入して、第 4条件おょぴ第 5条件により規定した。

〔 0 0 2 7〕

今回の実験の結果、 C uを上記範囲としても、上記の第 4条件および第 5条件を満たすオーステナイト铸鉄は、オーステナイト中に層状組織が存在しないことが分かった。そして、オーステナイト中に層状組織が存在しないことから、熱疲労に強い材料であることが推測される。

〔 0 0 2 8〕

この第 4条件および第 5条件のベースはシェフラーの組織図である。しかし、多くの有名な技術文献を参照すれば明らかなように、そもそもシェフラーの組織図は、溶接部に関する組成と溶接組織との関係、またはオーステナイト系ステンレス铸鋼等に関する組成と組織の関係を示すものである。つまり、シェフラーの組織図は、本来、炭素含有量の多い铸鉄組織に用いられるものではない。このことは、 N i eq の換算に際して、固溶炭素量が用いられていることからも解る。

〔 0 0 2 9〕

このような経緯を考慮すると、上記の第 4条件および第 5条件は、一見シェフラーの組織図と同等なようにも思えるが、シェフラーの組織図が本来想定しているような分野とは異なる铸鉄分野において、本発明者の真摯な種々の実験から得られた全く新規な条件式であるといえる。従つて、基本元素が上記の第 1〜 5条件を満たす本発明のオーステナイト系铸鉄は、従来の技術常識の延長上にはない、画期的な铸鉄である。なお、本発明のオーステナイト系铸鉄が、その組織および組成からォーステナイト铸鉄のその他の優れた特性を示すことは勿論である。

〔 0 0 3 0〕

( 3) 本発明のオーステナイト系铸鉄は、前記第 2条件に示した N i量を前提にして、上述の規定方法以外に、または上述の規定方法と併せて、基本元素を構成する各合金元素を個別に、または種々組合わせて、その組成を複数の方法で特定することもできる。

例えば、 Ceq の下限を 2. 1 %さらには 2. 5 %、その上限を 4. 5 %さらには 4. 3 %等としても良い。また、 Cの下限を 2. 1 %さらには 2. 5 %、その上限を 4. 5 %さらには 4. 3 %、 S i の下限を 2 %さらには 3 %、その上限を 6 %、 5 %さらには 4. 5 %等としても良レ、。

〔 0 0 3 1〕

また、 C rの下限を 0 %、 0. 1 %、 0. 2 %、 0. 3 %、 0. 5 % 、 1 %、 1. 2 %、その上限を 9 %、 7 %、 5 %、 4 %、 3 %、 2 %等としても良い。

C uの下限を 0 %、 0. 1 %、 0. 2 %、 0. 3 %、 0. 5 %、 0. 7 %、 1 %、その上限を 2 %、 1. 7 %、 1. 5 %、 1. 3 %等としても良い。なお、本願明細書で C uの下限を 0 %というときは、 0 %≤ C uのみならず 0 %< C uをも意味する。

M nの下限を 3 %、 4 %、 5 %、その上限を 1 5 %、 1 0 %、 9 %、 8 %、 7 %としても良い。これら各元素の作用および組成の詳細は後述する。

〔 0 0 3 2〕

なお、これらの上限および下限は、独立してまたは任意に組合わせて用いることができ、上限を下限とする範囲を設定したり、また、下限を上限とする範囲を設定することもできる。また、基本元素の組成が特定できる限り、各合金元素ごとの組成を任意に組合わせて用いることもできる。これらのことは本明細書において共通することである。

〔 0 0 3 3〕以上を踏まえて本発明のオーステナイト系铸鉄を铸鉄全体の組成で規定した一例を次に示す。すなわち、本発明は、 C、 S i 、 C r、 N i 、 Mnおよび C uからなる基本元素と、残部が F e と不可避不純物および Zまたは特性改善に有効な微量の微量改質元素とからなり、常温域でォーステナイト相を主相とする F e合金からなる基地で組織された铸鉄であるオーステナイト系铸鉄であって、

前記基本元素は、前記铸鉄全体を 1 0 0 % (以下単に「％」と表示する。）とした

とき、 Cおよび S iの各含有量により与えられる下式の炭素当量（以下単に「Ceq」と表示する。）並びに、 N i 、 C u、 S iが下記に示す組成範囲内にあることを特徴とするオーステナイト系铸鉄としても規定される。

2 < C eq < 5 (%)

7 < N i < 1 5 (%)

0 < C u < 2. 5 (%)

3 < S i < 6 (%)

〔0 0 3 4〕

また、以上を踏まえて本発明のオーステナイト系铸鉄を铸鉄全体の組成で規定した他の一例を次に示す。すなわち、本発明は、本発明は、 C 、 S i 、 C r、 N i 、 Mnおよび C uからなる基本元素と、残部が F e と不可避不純物および/または特性改善に有効な微量の微量改質元素とからなり、常温域でオーステナイト相を主相とする F e合金からなる基地で組織された铸鉄であるオーステナイト系铸鉄であって、

前記基本元素は、前記铸鉄全体を 1 0 0 % (以下単に「％」と表示する。）としたとき、 Cおよび S iの各含有量により与えられる下式の炭素当量（以下単に「Ceq」と表示す

る。）並びに、 N i 、 C u、 C rが下記に示す組成範囲内にあることを特徴とするオーステナイト系铸鉄としても規定される。

2 ≤ Ceq ≤ 5 (%) 7 ≤ N i ≤ 1 5 (%)

0 ≤ C u ≤ 2. 5 (%)

0. 5 ≤ C r ≤ 9 (%)

〔 0 0 3 5〕

(4) ところで本発明でいう「オーステナイト相」は、完全にオーステナイト単相である必要はない。つまり、本発明でいう「オーステナイト相を主相とする」とは、 X線解析でオーステナイト 1 0 0 %となり、且つ、オーステナイト中にマルテンサイトゃパーライトといったものから成る層状組織を含んでいないオーステナイト単相のみからなる場合は勿論、その他、若干のマルテンサイト相などを含む場合も許容し得る趣旨である。

敢えていうなら、基地全体を 1 0 0体積％としたときに、オーステナイト単相が 5 0体積％超、 6 0体積％以上、 7 0体積％以上、 8 0体積 %以上、 9 0体積％以上さらには 9 5体積％以上であればよい。

基地組織がオーステナイト相であるか否かは、前述した第 4条件によつて実質的に規定される。すなわち、前記第 4条件中で N i eq の下限を区画する境界線の切片を 2 1. 6とすることで、得られる金属組織をオーステナイト単相へと絞り込むことができる。なお、本発明で示した境界線の切片を示す B Xのィンデックスは便宜上のものであることを断つておく。

〔 0 0 3 6〕

本発明は、使用する N i量を低減しつつ、常温域でオーステナイト相の'基地を有する铸鉄を得ることが一つの目的であるから、第 2条件に示すように铸鉄全体として N iが少量である限り、基地全体としての N i eqの上限は本来限定されない。

もっとも、 N i以外の元素も、 F e中の固溶量には限度がある。また

、それらの元素が多くなると、 N i量の低減を図れてもコストが上昇するし、所望の铸鉄組織も得難くなつて好ましくない。そこで本発明では N i eq の上限を 3 0 %としたが、 N i e qの上下限は、 1 1 %、 1 2 %、 1 3 %、 1 4 %、 1 5 %、 1 6 %、 1 7 %、 1 8 %、 1 9 %さらには 2 0 %のいずれかであると好ましい。

これと同様のことは C r eq についても該当するので、本発明では、 C r eq の上限を疲労強度低下の原因と考えられる炭化物生成状況を考慮して、 1 3. 5 %とした。もっとも C r eq の上下限は、 1 2 %、 1 1 %、 1 0 %、 9 %、 8 %、 7 %、 6 %、 5 %または 4 %のいずれかであると好ましい。

特に、 C r e qが 5〜 8 %で N i e q力 S 1 8 %以上である力、、 C r e qが 7〜 9 %で N i e qが 1 3 %以上である場合、層状炭化物（針状炭化物含む）の析出がないか、または抑制されるので好ましい。

〔 0 0 3 7〕

本発明でいう「微量改質元素」は、. 特性改善に有効な微量な元素である。例えば、晶出または析出する黒鉛の球状化や粒数の増加、オーステナイト相の微細化や安定化等、金属組織に寄与する元素である。また、室温域または高温域の強度、高温耐久性（クリープ強度等）、靱性、伸び等、機械的特性に寄与する元素でも良い。その他、耐酸化性、熱膨張性、熱伝導性、加工性等に寄与する元素でも良い。さらに、铸造時の湯流れ性、割れ、ひけまたは気孔等の铸造欠陥の抑制等、铸造性に寄与する元素でも良い。

「不可避不純物」には、原料中に含まれる不純物、铸造時に混入等する不純物等があり、コスト的または技術的な理由等により除去することが困難な元素である。例えば、このような不可避不純物としてリン（P ) 等がある。

〔 0 0 3 8〕

本発明では、基本元素の組成が重要であるため、微量改質元素や不可避不純物の組成は特に限定されない。例えば、不可避不純物は勿論のこと、微量改質元素が含まれないオーステナイト系铸鉄であっても本発明の範囲内である。なお、微量改質元素となり得る元素であっても、その含有量ゃ铸鉄の用途等によって、不可避不純物として扱っても良い。〔 0 0 3 9〕

本明細書中で「 x〜y」と表記するときは、特に断らない限り、下限 Xおよび上限 yを含む。また、本明細書中の条件式や数式中で用いた元素記号や指標（N i eq、 C r eq、 Ceq、 Cs 等）は、特に断らない限り、その元素の含有量（質量。 /₀) を指標する。また、その条件式や数式中に記載した「 ·」は、掛け算（積）を意味する。

さらに、本発明で用いる成分組成には、铸鉄全体としての成分組成と、それを構成する一部である基地全体としての成分組成とがある。もつとも、基地全体としての成分組成は、基本的に基地組銑に影響する N i eq および C r eq に関する部分である。従って、特に断らない限り、 N i eq および C r eq に関する部分以外について、本明細書中で規定する組成は铸鉄全体としての成分組成を意味する。図面の簡単な説明

図 1は、組成の異なる種々の铸鉄の XRD図である。

図 2は、組成の異なる種々の铸鉄について示した C r eq - N i eq 相関図である。

図 3は、板厚のみ異なる铸鉄（試験片 N o . 2— 2) の XRD図である。

図 4 Aは、铸物試料（試験片 N o . 3— 1 ) の表面および内部の各位置における金属組織を示す顕微鏡写真である。

図 4 Bは、铸物試料（試験片 N o . 3— 2 ) の表面および内部の各位置における金属組織を示す顕微鏡写真である。

図 5は、ベース材（ J I S F CD AN i Mn 1 3 7) およびそれに C uを添加した C u添加材からなるそれぞれの铸鉄について、金属組織を示す顕微鏡写真とシェフラーの組織図上の位置を併せて示した図である。

図 6は、铸物試料（試験片 N o . 6—：！〜 6— 1 2 ) の金属組織を示す顕微鏡写真である。図 7は、第 4試験における C u添加量と伸の関係を示したグラフである。

図 8は、第 4試験における C r添加量と耐力の関係を示したグラフである。

図 9は、成分組成の異なる铸鉄の XRD図である。

図 1 0は、各種铸鉄の温度と線膨張係数との相関図であり、同図（a ) の相関図は試験片 N o . 6— 5に、同図（b ) の相関図は試験片 N o . 4— 3に、同図（ c ) の相関図は試験片 N o . R 3に、同図（d ) の相関図は試験片 N o . R 4に、同図（e ) の相関図は試験片 N o . R 6 にそれぞれ対応する。

図 1 1は、各種試験片の酸化減量を示す棒グラフである。

図 1 2は、各種試験片に関する酸化減量と含有元素量の相関を示す図であり、同図（ a ) は C rの含有量に関するものであり、同図（b ) は N iの含有量に関するものである。

図 1 3は、各種試験片に関する酸化減量と含有元素量の相関を示す図であり、同図（a ) は M nの含有量に関するものであり、同図（b ) は C uの含有量に関するものである。

図 1 4は、各種試験片のシャルピー衝撃値を示す棒グラフである。図 1 5は、各種試験片に関するシャルピー衝撃値と C r含有量の相関を示す図である。

図 1 6は、各種試験片の 8 0 0 °Cにおける 0. 2 %耐力と破断伸びを示す棒グラフおよび分散図である。

図 1 7は、各種試験片に関する破断伸びと含有元素量の相関を示す図であり、同図（ a ) は C rの含有量に関するものであり、同図（b ) は C uの含有量に関するものである。

図 1 8は、各種試験片の硬さを示す棒グラフである。

図 1 9は、各種試験片の湯廻り性の評価指標となる湯廻り欠陥部を示す写真である。

図 2 0は、各種試験片の湯廻り性を相対評価した棒グラフであり、試験片 N o . 7— 1を「 1」として示したものである。

図 2 1は、各種試験片の熱疲労寿命を示す棒グラフである。

図 2 2は、各種試験片の熱疲労寿命を示す棒グラフである。

図 2 3は、各種元素を 1 %添加したときの硬さの上昇値と試験片の板厚の相関を示すグラフである。

図 2 4は、各種試験片の引け量の定量化方法を説明する写真である。図 2 5は、各種試験片の引け量を相対評価した棒グラフであり、試験片 N o . R 3を「 1」として示したものである。

図 2 6は、各種試験片の平均線膨張係数と加熱温度幅との相関を示すグラフである。

図 2 7は、各種試験片の平均線膨張係数を示す棒グラフである。

図 2 8は、各種試験片の熱伝導率を示す棒グラフである。

図 2 9は、各種試験片の各加熱温度における酸化減量を示す棒グラフである。

図 3 0は、各種試験片の各温度における耐カを示す棒グラフである。図 3 1は、各種試験片の各温度における引張強度を示す棒グラフである。

図 3 2は、各種試験片の各温度における破断伸び示す棒グラフである図 3 3は、各種試験片の各条件下における熱疲労寿命を示す棒グラフである。発明を実施するための最良の形態

〔0 0 4 0〕

発明の実施形態を挙げて本発明をより詳しく説明する。なお、本明細書では主にオーステナイト系铸鉄を取り上げて説明するが、その内容は本発明のオーステナイト系铸物（排気系部品を含む。）やその製造方法にも適宜適用されることを断っておく。また、いずれの実施形態が最良であるか否かは、対象、要求性能等によって異なる。〔0 0 4 1〕

〈組成〉

( 1 ) 基本元素

本発明のオーステナイト系铸鉄は、基本元素と残部である F e とからなり、基本元素は C、 S i 、 C r、 N i 、 Mnおよび C uの 6種の元素よりなる。もっとも、オーステナイト系铸鉄が実質的に C uを含まない場合は、 C、 S i 、 C r、 N iおよび M nの 5元素が基本元素となる。以下、これらの各元素の作用または機能と、好適な組成について説明する。

〔0 0 4 2〕

(i)Cおよび S i

(a) Cは、 F eの溶融温度を下げ、溶湯（元湯を含む）の流動性を高める。このため、鉄系铸造には不可欠な元素である。铸鉄は、 F e— C 系合金中のじが γ鉄中の最大固溶限を超えて共晶凝固を伴うものであるから、 Cの下限は基本的に 1. 7 %、 1. 8 %、 1. 9 %、 2 %、 2. 1 %、その上限は 5 %さらには 4. 3 %であり、固溶限を超える Cが黒鉛として晶出する。

Cが過少では溶湯の流動性が低下して好ましい铸造性が得られない。 Cが過多では基地組織が減少し、オーステナイト系铸鉄の機械的特性等が低下する。また、铸造時に引け巣等の铸造欠陥が発生し易くなる。そこで、 Cの下限は 2 %、 2. 5 %、その上限は 5 %、 3. 5 %であるとより好ましい。

〔0 0 4 3〕

(b) なお、本発明でいう N i eq の算出に必要となる固溶炭素量（Cs ) は、本来、 F eの基地組織を組成分析するか、晶出または析出した黒鉛ゃセメンタイト（F e ₃C) 等の炭化物に消費された C合計量を配合した Cの全量から控除して求められる。

しかし、この Csは微量であり、正確な分析が困難である。また、 Cs はほぼ一定範囲にあることが経験上解っている。そこで N i eq を算出する際に、 Cs= 0. 0 3 %と仮定して求めても、 N i eq に生じる誤差は実質的に無視できる程度に小さいのが現実である。そこで、本発明では特に断らない限り、 Cs= 0. 0 3 %と仮定して N i eq を求めることとした。

なお、 0. 0 3 %は、 F e— C二元系状態図における _α (フェライト ) 相の C固溶限である。 _Ί (オーステナイト）相の固溶量は状態図から見てこれ以上の固溶量と推定されるため、固溶量の最小値として Cs の値を 0. 0 3 %と仮定した。

[0 0 4 4 ]

(c) S i は、準安定系共晶温度を下げ、 γ F e —黒鉛の共晶を促進し、黒鉛の晶出に寄与する。また S iは、晶出する黒鉛の表面付近にケィ素酸化物からなる不働態皮膜を形成し铸鉄の耐酸化性を高める。

S iが過少であると、このような効果が十分には得られず、 S iが過多であると、伸びの低下や被削性の悪化を招き好ましくない。そこで、 S iの下限は 2 %、 3 %さらには 3. 5 %であると好ましぐ、 S i の上限は 6 %、 5. 5 %、 5 %さらには 4. 5 %であると好ましい。

( ところで、 S i は F e — C系共晶炭素量を低濃度側にずらす作用があり、 C量に S i量を加味した炭素当量（Ceq=C + S i / 3 ) が指標として用いられる。そこで、 Ceq の下限を 2. 1 %、 2. 5 %さらには 3 %とし、その上限を 5 %または F e 一 C系状態図の共晶点である 4. 3 %さらには 3. 5 %とするとより好ましい。

〔 0 0 4 5〕

(ii) C r

C rは、铸鉄基地中で炭素と結合して炭化物を析出させ、基地の析出強化により铸鉄の高温耐カを向上させる。また、铸鉄の表面付近に緻密なクロム酸化物からなる不働態皮膜を形成して耐酸化性を向上させ得るまた、 C rが過多になると炭化物が増加して靱性ゃ加工性が低下して好ましくない。そこで、 1：の下限は0. 1 %、 0. 3 %、 0. 5 %、 0. 7 %、 1 %、 1. 2 %さらには 1. 5 %であると好ましく、 C rの上限は 6 %、 5 %、 4 %、 3 %、 2. 5 %さらには 2 %であると好ましい。

〔0 0 4 6〕

ちなみに、铸鉄全体として C rを 9〜 1 5 %含有させた踌鉄を本発明者が分析したところ、 C r—Mn系炭化物が多く晶出または析出して、全面的にチル化（炭化物化）することが解った。従って、 C r量が 9 % を超えると、本発明でいうオーステナイト系铸鉄は得難い。

〔 0 0 4 7〕

(iii) N i

N i は、基地組織のオーステナイト化に有効な元素である。 N iが過少であると安定したオーステナイト相を得ることが難しい。一方、 N i が過多になると本発明の目的である N i量の低減によるオーステナイト系铸鉄の低廉化を図れない。

そこで N iの下限は 1 2 %、 1 1 %、 1 0%、 9 %、 8 %さらには 7 %であると好ましい。また、 N i の上限は 1 5 %、 1 4 %、 1 3 %、 1 2 %、 1 1 %、 1 0 %さらには 9 %であると好ましい。

〔 0 0 4 8〕

(iv) C uおよび Mn

(a) C uおよび Mnは、 N i と共に基地組織のオーステナイト化に有効な元素である。

ここで、本発明の N i eq の算出式から、 0. 5 Mn + C u =N i eq — N i — 3 0 Csとなる。

そして本発明の N iは、その上限が高々 1 5 %である。また、 Cs は、 Cの総含有量にかかわらず、ほぼ一定範囲内（0〜 0. 8 %) にある。 Cs 量がこのような範囲となるのは、 F e— C二元系状態図において、 γ F eの C固溶量が温度低下に伴って最大 2. 1 %から 0. 8 %程度まで低下するためである。

〔 0 0 4 9〕ちなみに、 Mnの係数「0. 5」はシェフラーの組織図で示されたものであるが、 C uの係数「 1」は本発明者が種々の実験等を通じて鋭意研究した結果、全く新規に知見したものである。この経緯を詳述すると次の通りである。

〔 0 0 5 0〕

ベース材（ F e— 3 % C— 2. 3 % S i - 1 3 % N i - 7 % M n ： J

I S F CDA N i Mn 1 3 7 ：後述の表 1 Aの試験片 N o . R 2相当）と、このベース材に C uを 6. 5 %添加した C u添加材（後述の表 1 Aの試験片 N o . 1 — 1相当）とからなる铸鉄の試験片を用意した。これらを観察した組織写真と、それらの各組成から求まるシェフラーの組織図上の位置とを図 5に併せて示した。

ベース材の場合、その組成から N i eq= 1 8. 2、 C r eq= 4. 1 となる。これをシェフラーの組織図上にプロットすると、その位置からベ一ス材は A + Mの準オーステナイト組織であると予想される。このことはベース材の組織写真からも確認された。すなわち、ベース材の基地が、オーステナイト相（γ相）と、铸造時の冷却過程中にその γ相から析出したと思われる炭化物層および α相の 2相から形成される層状炭化物とからなることが確認された。

なお、通常の J I S F CD 4 5 00 等のフェライト系铸鉄で見られるようなマルテンサイト組織に比べて、ベース材の炭化物層の厚みが大きく、層間隔が広くなっているのは、ベース材が F e と比べてより炭化物を生成しやすい（すなわち、自由エネルギーが低い） Mnを含有するためであると考えられる。

〔 0 0 5 1〕

ところで、ベース材に C uを添加した C u添加材の基地を組成分析したところ、主要元素の組成は、 S i ： 2. 3 %、 N i ： 1 0. 4 %、 M n ： 6. 5 %、 C u ： 7. 2 %であった。この組成を従来のシェフラーの組織図に適用すると、 N i eq (=N i + 3 0 * Cs

+ 0. 5 · M n ) = 1 4. 7、 C r eq (=C r + l . 5 S i ) = 3. 5 となる。これをそ

のままシェフラーの組織図上にプロットすると、その位置はマルテンサィト領域（M領域 '

) になる。

しかし、 C u添加材の実際の組織写真中には、ベース材のような層状炭化物は見られなかった。すなわち、 C uを添加したことにより、基地がほぼオーステナイト単相になったと考えられる。これは、 C u添加により層状炭化物が無くなり、 γ相が安定したためと推定される。

この結果からすると、 C u添加材の基地は、本来、シェフラーの組織図上でいえば、オーステナイト単相領域（A領域）に位置づけられるべきことになる。従来のシェフラーの組織図上で、 C r eq= 3. 5のときに、 A領域に入る N i eqは 2 2. 5以上である。

〔 0 0 5 2〕

とすると、上記 C u添加材の場合、分析組成から計算上求まる N i eq と、実際の組織観察から想定される N i eq との間には、少なくとも厶 N i eq= 2 2. 5— 1 4. 7 = 7. 8の乖離が生じていることになる。このような乖離が生じた原因は、 .上述の経緯から C uの添加に依ることが明らかである。従って、添加した C uが C u添加材の基地のオーステナイト化を促進し、オーステナイト相を安定化させたと考えられる。これを換言すれば、 C uが N i eq を増大させる方向に作用したといえる。そして、 C uによる N i eq への影響割合は、（A N i eq/C u分析含有量） = 7. 8 / 7. 2 = 1. 0 8となり、少なく見積っても約「 1 」程度である。そして、 C uの添加により、金属組織が A + Mから Aへ変化している経緯を併せて考えると、 C uによる N i eq への影響割合が 1よりも遙かに大きくなるとは考えがたい。そこで本発明では、 N i eqを算出する際の C uの係数を「 1」とした。

〔 0 0 5 3〕

(b) C uは、前述のように N i と同様に基地に固溶してオーステナイト組織を安定化させる他、基地組織の結晶粒を微細化して高温耐力の向上させ、また耐酸化性や耐食性の向上にも有効な元素である。

しかし、 C Uが過多になると C Uの包晶組織が出現して黒鉛球状化が妨げられ、铸鉄の強度等を低下させる。また、 C uが過多になると C u の包晶組織が出現し、高温時の伸び性能が悪化するので好ましくない。そこで、 C uの下限は 0 %、 0. 1 %、 0. 3 %、 0. 5 %、 0. 7 % 、 1 %さらには 1. 2 %であると好ましく、 C uの上限は 3 %、 2. 5 %、 2 %、 1. 8 %さらには 1. 8 %であると好ましい。なお、前述したように、本発明のオーステナイト系铸鉄が C uを必須元素とする場合、 C uの下限が 0 %とレ、うことは 0 %く C uを意味する。一方、 C uが必須元素でない場合、 C uの下限が 0 %ということは 0 %≤ C uを意味する。

〔0 0 5 4〕

(c)Mnも、オーステナイト組織の安定化に有効な他、流動性悪化、脆化の原因となる Sの除去等にも有効な元素である。

Mnが過少ではこれらの効果が十分には得られず、 Mnが過多になると、 Mn炭化物が増加して、铸鉄の靱性等の低下や耐熱性の低下を招く。また、ブローホール等のガス欠陥も発生し易くなり好ましくない。そこで M nの下限は 0 %、 0. 1 %、 0. 5 %、 1 %、 2 %、 2. 5 %、 3 %、 4 %さらには 5 %であると好ましく、 Mnの上限は 9 %、 8 %、 7 %さらには 6 %であると好ましい。

〔0 0 5 5〕

( 2) 微量改質元素

(a)オーステナイト系铸鉄（铸物）の金属組織、耐酸化性、耐腐食性、常温域または高温域における強度、靱性等の機械的特性、電気的特性等、種々の特性を改善するために、微量な元素を含有させると好ましい。このような改質元素を含むオーステナイト系铸鉄も、基本元素が上述した範囲内にある限り、当然に本発明の範囲内である。 .

〔0 0 5 6〕

微量改質元素は、例えば、マグネシウム（M g ) 、希土類元素（R. E .) 、アルミニウム（A l ) 、カルシウム（C a ) 、バリウム（B a ) 、ビスマス（B i ) 、アンチモン（S b ) 、スズ（S n) 、チタン（ T i ) 、ジルコニウム（Z r ) 、モリブデン（Mo ) 、バナジウム（V ) 、タングステン（W) 、ニオブ（N b ) または窒素（N) 等である。

これら各元素の含有量は、オーステナイト系铸鉄に要求される特性によって適宜調整される。もっとも、コストや基本元素の組成への影響等の観点から、微量改質元素は含有総量で 1 %以下、 0. 8 %さらには 0 . 6 %以下程度が好ましい。

〔 0 0 5 7〕

添加した微量改質元素は、融点が F eより低いために铸造中に消失等することもある。このため各元素の含有量は必ずしもその元素の添加総量とは一致しない。従って、铸造組織の改善等に有効である限り、その微量改質元素の含有量は検出可能な最低レベルでも良い。

〔 0 0 5 8〕

(b)代表的な微量改質元素は、 F e基地中における黒鉛の晶出を促進する接種剤やその晶出した黒鉛の球状化を促進する球状化剤に含まれる各元素である。接種剤や球状化剤等の助剤は、溶湯調製時に配合されたり、铸造時に適宜添加されたりする。しかし、その含有元素や各元素の含有量は一定ではなく、多種多様である。すなわち、所望する铸造組織 (特に、晶出する黒鉛形状やその粒数）等を得るために試行錯誤されているのが実情である。従って、微量改質元素の種類やその含有量を明確に特定することは困難である。そして、微量改質元素の種類や含有量に拘ることは本発明の本旨に沿わない。

〔 0 0 5 9〕

もっとも、 M gや R.E. (特に、セリウム（C e ) ) は、晶出する黒鉛の球状化剤として周知である。そこで本発明のオーステナイト系铸鉄の場合でも、铸鉄全体を 1 0 0 %として、微量改質元素として 0. .0 1 ~ 0. 1 %の M gおよび/または 0. 0 0 5〜 0. 0 5 %の C eを含むと好ましい。〔 0 0 6 0〕

ここで M gは、高温の溶湯中から消失し易いため、铸鉄全体を 1 0 0 %として、その下限が 0. 0 2 %さらには 0. 0 3 %となる程度に添加量が調整されると好ましい。 Mg含有量の上限は、基本元素の組成に影響しない限り特に限定されないが、事実上、铸鉄全体を 1 0 0 %として、 0. 0 7 %さらには 0. 0 6 %である。

〔 0 0 6 1〕

R.E.である C eは高価であり、また、少量でも球状化の効果が得られるので、 C eの上限は、铸鉄全体を 1 0 0 %として 0. 0 3 %さらには 0. 0 1 %であると好ましい。 C eの下限は、球状化剤としての効果が得られる範囲であれば特に限定されないが、事実上、その下限は铸鉄全体を 1 0 0 %として 0. 0 0 7 %さらには 0. 0 0 8 %である。

〔 0 0 6 2〕

( 3) 不可避不純物

不可避的不純物として、例えば、リン（P) や硫黄（S) がある。 P は黒鉛の球状化に有害であり、また、結晶粒界に析出して耐酸化性と室温伸びを低下させる。 Sも黒鉛球状化に有害である。従って、これらの各不可避不純物は 0. 0 2 %以下さらには 0. 0 1 %とするのが好ましレ、。

〔 0 0 6 3〕

〈製造方法〉

( 1 ) 本発明は、オーステナイト系铸物の製造方法であるから、前述したような溶湯調製工程、注湯工程および凝固工程を備える。もっとも、自動車部品等の高い信頼が要求される部材を踌物で製造する場合、本発明のオーステナイト系铸鉄が球状黒鉛铸鉄であることが要求される。そこで、オーステナイト相からなる基地中に、多数の球状黒鉛を微細に晶出させることが望まれ、接種剤や球状化剤等の助剤の配合や添加がされる。

〔0 0 6 4〕これらの助剤は、例えば、溶湯調製工程の段階から予め配合される。しかし、それら助剤の消失や時間の経過に伴い助剤の効果が低減するフエイディング現象を防ぎ、助剤を有効に機能させるために、基本元素からなる元湯を先ず調製しておき（元湯調製工程）、その元湯に助剤を直接または間接に配合または添加する助剤添加工程を備えるとより好適である。

〔 0 0 6 5〕

ここで「直接」に添加する場合とは、铸型への注湯前の元湯に助剤を添加する場合等である。また、「間接」に添加等する場合とは、予め铸型のキヤビティへ助剤を投入しておく場合等である。例えば、接種の場合であれば、取鍋接種、铸型内接種、ワイヤー接種等のいずれでも良い。球状化処理の場合も同様である。

〔0 0 6 6〕

結局、通常の铸物は、溶解炉、保持炉から溶湯（元湯）を取鍋へ注入し、その溶湯を铸型へ注湯して铸造されるから、助剤の添加はそれらいずれの段階で行われても良いし、また、助剤は粉末状、粒状、ワイヤー状等のいずれでも良い。なお、助剤は、接種剤や球状化剤が代表的であるが、それ以外の添加剤であっても良い。

〔 0 0 6 7〕

( 2) 接種剤は、構成元素的に観て、例えば、 S i 、 C a、 B i 、 B a 、 A l 、 S n、 C uまたは R.E.の一種以上からなると好ましい。具体的には、 S i — C a— B i — B a—A l系、 S i — C a — B i — A l _ R.E.系、 S i — C a —A l — B a系、 S i — S n— C u系などの接種剤がある。接種剤の添加量または配合量は、消失やフエイデイング現象等を考慮して決定される。そこで例えば、元湯全体を 1 0 0 %としたときの添加総量が 0. 0 5〜 1 %となるようにすると好ましい。

〔 0 0 6 8〕

黒鉛球状化剤は、構成元素的に観て、例えば、 M gおよび R.E.の一種以上からなると好ましい。具体的には、 M g— R.E.系、 M g単体、ミッシュメタノレ（M m ) 等の R . E .単体、 N i — M g系、 F e — S i — M g系などの球状化剤がある。球状化剤の添加量または配合量も、消失やフエイデイング現象等を考慮して決定される。例えば、元湯全体を 1 0 0 %としたときの M g残留量（作成された铸鉄中に残存している M g 量）が 0 . 0 1 〜 0 . 1 %、より好ましくは 0 . 0 3〜 0 . 0 8 %となるように添加されると好ましい。

なお、晶出する黒鉛の形状や粒数が所望範囲内である限り、いずれの接種剤や球状化剤をどの程度添加するかは任意である。

〔0 0 6 9〕

〈オーステナイト系铸物〉

( 1 ) 本発明のオーステナイト系铸物は、上述した本発明のオーステナィト系铸鉄からなる所望形状の部材であるが、その形状や肉厚等を問わないことはいうまでもない。

〔 0 0 7 0〕

ここで、铸物の肉厚、形状、大きさ、方案等が、オーステナイト系铸物の組織ゃ铸造欠陥等に影響を及ぼすことも考えられるが、本発明のォーステナイト系铸物の場合、基地が安定したオーステナイト相となることが確認されている。また、铸物の肉厚が薄くて溶湯が部分的に急冷凝固されるような場合でも、助剤の添加方法や時期を適宜調整することで、所望の球状黒鉛铸鉄が得られることを本発明者は確認済みである。

〔 0 0 7 1〕

( 2 ) オーステナイト系铸物の組織は、基地組織と共晶組織に大別される。本発明の基地組織は F eのオーステナイト相からなる。本発明の共晶組織は黒鉛である。

一般的に、晶出する黒鉛の形態により铸鉄は種々分類されるが、球状黒鉛铸鉄であれば、他の铸鉄と比較して機械的特性等、あらゆる特性に優れるので好ましい。そこで本発明のオーステナイト系铸物も、球状黒鉛铸鉄からなると好適である。

〔 0 0 7 2〕球状黒鉛铸鉄の組織は、黒鉛の球状化率と黒鉛の粒数によって一般的に指標される。特性に優れた実用的なオーステナイト系铸物は、先ず、基地中に晶出または析出した黒鉛の球状化率が 7 0%以上、 7 5 %以上、 8 0 %以上さらには 8 5 %以上である。次に、晶出または析出した黒鉛の粒数が多い方が望ましい。例えば、铸物の肉厚が 5 mm以下の部分において、粒径 1 0 μ m以上の黒鉛粒数が 5 0個 mm²以上、 7 5個ノ mm²以上さらには 1 0 0個 mm²以上であると好適である。なお、球状黒鉛は基地中に微細分散しているのが好ましい。また、铸物の肉厚が 5 mm以下の部分において、粒径 5 μ m以上の黒鉛粒数が 1 5 0個 Zmm²以上、 2 0 0個 Zmni²以上、 2 5 0個 m m ²以上さらには 3 0 0個ノ mm²以上であると好適である。なお、球状黒鉛は基地中に微細分散しているのが好ましい。

〔 0 0 7 3〕

なお、黒鉛の球状化率は、 J I S G 5 5 0 2 1 0. 7. 4や旧 J I S 5 5 0 2 (N I K法）の黒鉛球状化率判定試験法により測定される。また、黒鉛の粒数は単位面積あたりの黒鉛の粒数を計測することにより測定される。

〔 0 0 7 4〕

( 3) 本発明のオーステナイト系铸鉄は、常温域での強度、靱性、加工性等に優れるのみならず、高耐酸化性、高温耐カ等の耐熱性にも優れる。そこで、この铸鉄からなる本発明のオーステナイト系铸物は、例えば、自動車等の排気系部品に好適である。より具体的には、ターボチヤ一ジャーのハウジング、ェキゾ一ストマニホルド、触媒ケース等である。これらの部品は、高温の排気ガスにより高温環境下に常に曝されるのみならず、排気ガス中の硫黄酸化物、窒素酸化物等にも曝されるからである。

〔 0 0 7 5〕

本発明のオーステナイト系铸物は、そのような高温域等で使用される部材に限られない。常温域や温間域で使用される部材にも利用され得ることは当然である。特に、本発明のオーステナイト系铸物は従来よりも低コストで製造され得るから、その利用範囲も拡張され得る。また、利用分野も自動車分野やエンジン分野には限られず、多種多様な部材に本発明のオーステナイト系铸物が利用され得る。

[ 0 0 7 6 ]

[実施例]

実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。

〈第 1試験〉

( 1 ) 試験片の製造方法

C、 S i 、 C r、 N i 、 Mnおよび C u (基本元素）と残部 F eの少なくとも一種以上を含む原料を種々配合、混合し、それを高周波炉で大気溶解して 4 7 K gの溶湯を得た（溶湯調製工程）。この溶湯を予め用意しておいた铸型（砂型）に注湯した（注湯工程）。このとき、約 1 5 5 0°Cで出湯し、約 1 4 5 0でで注湯した。また、注湯後の溶湯は、自然冷却で（すなわち、铸放しの状態で）凝固させ、前記形状の試験片（铸物）を得た（凝固工程）。

なお、各試験片を铸造する際、接種剤および球状化剤等の助剤の添加も行った。接種材の添加は、大阪特殊合金製力ルバロイ（S i — C a— 八 1 ー 8 &含有）を元湯に対して 0. 2質量％添加して行った。球状化剤の添加は、元湯 1 0 0 %に対して、 M g単体 4質量％、 R.E. (ミツシュメタル） 1. 8質量％および S b単体 0. 0 0 5質量％を、元湯に添加して行った。なお、 M g量が多いのは消失等を考慮したためである

〔 0 0 7 7〕

ここで用いた铸型は、幅 5 O x全長 1 8 O mmで、高さ（厚み）が (i) 5 0 mm (長さ 5 0 mm) → (ii) 2 5 mm (長さ 4 5 mm) → (iii) 1 2 mm (長さ 4 O mm) → (iv) 5 mm (長さ 2 5 mm) → (v) 3 m m ( 長さ 2 0 mm) の 5段階で順に変化する段付板状の铸物が得られる砂型である。〔 0 0 7 8〕

また、耐カ、引張強さの測定用に、 J I S B号 Yブロックを铸込みにより作成し、その Yブロックの垂直断面長方形の部分から φ 6の丸棒試験片を作成した。

〔 0 0 7 9〕

(2 ) 試験片の測定

上記製造方法により、配合組成が異なる 5種類め試験片（N o . 1 - 1〜 1 一 5 ) を製造した。各試験片の厚さ 5 mmの部分から採取した試料を以下の分析に供した。

〔0 0 8 0〕

(i)各試料を X線マイクロアナライザ（E PMA) により組成分析して、铸鉄全体の分析組成と、 F e基地の分析組成とを得た。こうして得た基本元素組成を表 1 Aに示した。

なお、表 1 A中の「― j は、未配合、未分析若しくは未測定、分析不可若しくは測定不可のいずれかを示す。これは本明細書中の他の表 1 B 〜4 Bについても同様である。

〔 0 0 8 1〕

(ii)また、各試料を X線回折分析した分析図（XRD) を図 1に示す。参考のために、オーステナイト系铸鉄といわれている代表的な铸鉄（参考例： R 1、 R 2 ) の XRDについても、図 1上に併せて示した。さらに、それらの X RDに基づいて求めたオーステナイト率も表 1 Aに併せて示した。

〔 0 0 8 2〕

(iii)さらに各試料の F e基地組成から、本発明でいう N i eq および

C r eq を算出して表 1 Aに示した。それら各 N i eqおよび C r eq を図

2に示す相関図上にプロットした。試験片 N o . 1—：！〜 1 — 5については參印で示した。代表的な従来の铸鉄（R 3 ： D— 5 S、 R 4 ： D -

2 ) については〇印で示した。ここで、 Cs を直接分析することは困難なため、 Cs= 0. 0 3 %と仮定して N i eqを求めた。なお、図 2に示す N i eq— C r eq 相関図に基づいて、得られた铸鉄がオーステナイト系铸鉄であるか否か、すなわち、 F e基地のオーステナイト率が何％かを議論するには、厳格にいえば、炭化物や黒鉛を除いた F e基地の組成を分析する必要がある。そこで、試験片 N o . 1— 1 ~ 1 — 5についてはこの考え方に沿った N i eq および C r eq を算出して表 1 Aに示した。

〔 0 0 8 3〕

もっとも、前述したように、一般的にオーステナイト系铸鉄といわれるものであっても 1 0 0 %オーステナイト単相の基地からなるものは少ない。そして、大半が黒鉛として晶出または析出する Cを除き、 F e基地の分析組成と、铸鉄全体の分析組成との間には、本発明で規定する組成範囲である限り相関があり、両者の間にさほど大きな相違はない。そこで、表 1 Aの参考例 R 1〜R 6と N o . 1 — ：！〜 1 — 5以外の試験片については、便宜上、 F e基地の分析組成の代替として铸鉄全体の分析組成を用いて算出した N i eq および C r eq を参考に示すこととした。

〔0 0 8 4〕

(iv)耐カ、引張強さの測定は、 J I S G 0 5 6 7に準じて 1 5 0でおよび 8 0 0°Cの試験を行った。耐カ、引張強さの測定データを表 1 Aおよび 1 Bに併せて示した。

〔0 0 8 5〕

( 3 ) 評価

(i)表 1 Aおよび図 1 より、 N i量を低減した試験片 N o . 1 — 1〜 1一 5のいずれの場合でも、従来のオーステナイト系铸鉄である R 1や R 2と同様に、オーステナイト相（γ相）が現れていることが解る。特に試験片 N o . 1 — 1〜： I一 3の場合、 N i含有量が高々 1 0 %前後で、基地組織がほぼオーステナイト単相になることが解った。

〔 0 0 8 6〕

(ii)また、表 1 Aの F e基地の分析組成から、 S i は少なくとも 5. 1 %まで、 C uは少なくとも 7. 2 %まで、 Mnは少なくとも 1 4. 5 %まで F e中に固溶することが解った。また、 F e _N i二元系状態図を参考にすれば、本発明の範囲内の N iは、 F e中に全率固溶するといえる。

〔 0 0 8 7〕

〈第 2試験〉

( 1 ) 試験片の製造方法

C、 S i 、 C r、 N i 、 Mnおよび C u (基本元素）と残部 F eの少なくとも一種以上を含む原料を種々配合、混合し、それを高周波炉で大気溶解して 4 7 K gの元湯を得た（元湯調製工程）。この元湯を予め用意しておいた前述した铸型（砂型）に注湯した（注湯工程）。本試験では、種々の組成からなる接種剤および球状化剤を、予め铸型中に投入しておいた（助剤添加工程）。他の工程は、第 1試験の場合と同様である

〔0 0 8 8〕

( 2 ) 試験片の測定

上記製造方法により、配合組成が異なる 1 3種類の試験片（N o . 2 — 1〜 2— 1 3 ) を製造した。各試験片の厚さ 1 2 mmの部分から採取した試料を以下の分析に供した。

〔 0 0 8 9〕

ω第 1試験の場合と同様にして、各試料の分析組成とオーステナイト率を求めた。これらの結果を表 2 Αおよび表 2 Bに示した。

〔0 0 9 0〕

(ii)各試料について、光学顕微鏡写真により組織観察を行い、共晶黒鉛の晶出形態を調べた。黒鉛球状化率は、旧 J I S G 5 5 0 2 (N I K法）の判定試験法により求めた。

その黒鉛の粒数は、粒径が 1 0 μ m以上のものを 4. 8 mm²の領域で数えて求めた。

さらに、铸物の強度等の指標となる硬度（H v 2 0 k g f ) も測定した。これらの結果

を表 2 Bに併せて示した。

〔0 0 9 1〕

(iii)さらに第 1試験と同様に、各試料全体の分析組成から N i eq および C r eqを算出

して表 2 Bに示した。これらの N i eq および C r eq を図 2の組織図上に重ねて +印でプロ

ットした。 Csは第 1試験の場合と同様に取り扱った。

〔 0 0 9 2〕

(iv)第 1試験の場合と同様にして、各試料の耐熱強度を求めて表 2 B に併せて示した。

〔 0 0 9 3〕

( 3 ) 評価

(i)表 2 Bを観ると解るように、 N i量が少なくてもほぼオーステナィト相の基地が得られることが解る。

〔 0 0 9 4〕

ところで本発明者が調査したところ、基地組織は試験片の厚さには影響しないことが確認された。言い換えるなら、本発明の铸鉄は凝固速度等に影響されず、安定したオーステナイト相が形成されるといえる。この証拠となる X R Dを図 3に示す。図 3の XRDは、試験片 N o . 2— 2の厚さ 5 mm部分と 1 2 mm部分について X線回折したものである。

〔 0 0 9 5〕

(ii)但し、表 2 Bを観ると解るように、オーステナイト系铸鉄であつても必ずしも球状黒鉛铸鉄になるとは限らない。そして、球状化率や球状黒鉛の粒数が低い場合もある。

従って、铸鉄の基地組織をオーステナイト相としつつ、かつ、球状黒鉛が適切に晶出した共晶組織を得るには、溶湯または元湯中の基本元素組成を本発明の範囲内とするのみならず、铸物形状や溶湯組成等に応じた個別的な対策が必要となる。例えば、助剤の種類や添加量等を、铸物形状や溶湯組成等に応じて適宜選択することが望まれる。そこで、本発明者が共晶組織を個別に最適化した例を後述の第 3試験で示す。

〔 0 0 9 6〕

(出）表 2 Bから解るように、本発明に係る試験片はいずれも、 N i量を低減しても、従来のオーステナイト系铸鉄（参考例 R 3や R 4 ) と同等以上の強度（硬さ）、耐熱強度を有することもわかる。特に、実用上問題となる 8 0 0°Cにおける耐カは、従来のオーステナイト系铸鉄よりも本発明にかかる試験片の方が大きい。この結果、本発明に係るオーステナイト系铸鉄は、従来と同等以上の高い耐熱性を有することが確認できた。

〔 0 0 9 7〕

〈第 3試験〉

( 1 ) 試験片の製造方法

基本元素の組成および助剤の種類や添加量を変更し、他は第 2試験と同様にして 2種類の試験片 N o . 3— 1および試験片 N o . 3— 2を製造した。

試験片 N o . 3— 1で添加した接種剤は、東洋電化社製トヨバロン B I L ( 7 4. 1 8 S i - 1. 2 3 C a - 0. 5 5 B a - 0. 7 2 B i - 0. 5 1 A 1 - F e ) である。これを元湯に対して 0. 2質量％の割合で添加した。

また、用いた球状化剤は、 M g単体を 4質量％と R.E. (ミッシュメタル）を 1. 8質量％と S b単体を 0. 0 0 5質量％であり、各割合で元湯に対して添加した。なお、 M g量が多いのは消失等を考慮したためである。

〔0 0 9 8〕

試験片 N o . 3— 2で用いた接種剤は、前記のトヨバロン B I Lである。これを元湯に対して 0. 4質量％の割合で添加した。球状化剤としては、 4質量⁰ /₀の M g、 1. 8質量⁰ /₀の R.E. (ミッシュメタル）および 0. 0 0 0 5質量％の S bを元湯に添加した。ここでは、添加する S b量が試験片 N o . 3— 1 と異なる。

〔 0 0 9 9〕

( 2) 試験片の測定

(i)第 2試験の場合と同様にして、各試料の分析組成とオーステナイト率を求めた。これらの結果を表 3 Aおよび 3 Bに示した。

〔0 1 0 0〕

(ii)上記の各試験片の厚さ 2 5 mm、 1 2 mm, 5 mmおよび 3 mm の各部分から試料を採取し、それらについて第 2試験と同様に、黒鉛の球状化率および粒数、硬度（H v 2 0 k g f ) を測定した。

〔0 1 0 1〕

(iii)各試料の光学顕微鏡写真をそれぞれ図 4 Aおよび図 4 Bに示した。図中の番号 1〜 5は、砂型の上面側から下面側にかけて均等に 5分割した各部の組織写真であることを示す。例えば、番号 1は最上面近傍の組織を示し、番号 5は最下面近傍の組織を示す。なお、組織写真は、試料面を 3 %ナイタールェツチングした後に行った。

〔0 1 0 2〕

( )第 1試験の場合と同様にして、各試料の耐熱強度を求めて表 3 B に併せて示した。

〔0 1 0 3〕

( 3 ) 評価

(i)先ず、表 3 Bのオーステナイト率から、いずれの試験片も基地組織がオーステナイト相となっていることが解る。

〔0 1 0 4〕

(ii)次に、図 4 Aおよび図 4 Bから解るように、砂型の内部のみならず内表面近傍であっても、黒鉛が球状にほぼ均一に晶出していることが解る。

特に、試験片 N o . 3— 2の場合は、溶湯が急速に凝固し易い厚さ 3 mmの試料であっても、球状化率が 7 0 %を超えている。また、いずれの厚さでも黒鉛の粒数が 2 0 0個 Zmm² を超え、さらに硬度も場所によらず 2 0 0 H v〜 3 0 0 H v程度を維持できている。これらより、本発明のオーステナイト系铸鉄（錄物）は、機械的特性に優れ、また、適度な硬さにより铸造後の機械加工性にも優れるといえる。

〔0 1 0 5〕

(iii)勿論、表 3 Bからも解るように、これら試験片のいずれも、 N i が少量でありながら、前述した試験片の場合と同様に、従来のオーステナイト系铸鉄（参考例 R 3や R 4) と同等以上の優れた強度（硬さ）、耐熱強度を有していることはいうまでもない。

従って、試験片 N o . 3— 2のような铸鉄を用いれば、耐熱性は勿論のこと、その他の特性においても形状に依る影響をあまり受けない安定した特性の铸物が得られることがわかる。

〔0 1 0 6〕

〈第 4試験〉

( 1 ) 試験片の製造方法

基本元素の組成および助剤の種類や添加量を変更し、他は第 2試験と同様にして 1 2種類の試験片（N o . 4— 1〜4ー 1 2 ) を製造した。なお、各試験片を铸造する際、接種材および球状化材等の助材の添加も行った。接種材の添加は、東洋電化社製トヨバロン B I L ( 7 4. 1 8 S i - 1. 2 3 C a - 0. 5 5 B a - 0. 7 2 B i - 0. 5 1 A 1 - F e ) である。これを元湯に対して 0. 4質量％の割合で添加した。球状化材の添加は、元湯 1 0 0 %に対して、 1^ ₈単体4質量％、 R.E. ( ミッシュメタル） 1. 8質量％および S b単体 0. 0 0 0 5質量⁰ /₀を、元湯に添加して行った。なお、 M g量が多いのは消失等を考慮したためである。

〔0 1 0 7〕

また、耐カ、引張強さ、伸び、絞り、ヤング率の測定用に、 J I S A 号 Yブロックを铸込みにより作成し、その Yブロックの垂直断面長方形の部分から φ 6の丸棒試験片を作成した。

〔0 1 0 8〕 (2) 試験片の測定

上記製造方法により製造した配合組成が異なる 1 2種類の試験片（N o . 4— 1〜4— 1 2) を以下の分析に供した。

〔0 1 0 9〕

(i)第 1試験の場合と同様にして、各試料の分析組成とオーステナイト率を求めた。これらの結果を表 4 Aおよび 4 Bに示した。

〔0 1 1 0〕

〔0 1 1 1〕

(iii) 上記の各試験片の厚さ 2 5 mmの部分から試料を採取し、各試料の光学顕微鏡写真をそれぞれ図 6に示した。なお、組織写真は、試料面を 3 %ナイタールエッチングした後に行った。

〔0 1 1 2〕

(iv)さらに第 1試験と同様に、各試料全体の分析組成から N i eqおよび C r eq を算出して表 4 Bに示した。これらの N i eqおよび C r eq を図 2の組織図上に重ねて讕印でプロットした。 Cs は第 1試験の場合と同様に取り扱った。

〔0 1 1 3〕

(V)耐カ、引張強さ、伸び、絞り、ヤング率の測定は、 J I S G 0 5 6 7に準じて 8 0 0 °Cの試験を行い、その結果を表 4 Bに併せて示した。また、従来の铸鉄の測定データを参考例として表 4 Bに併せて示した (N o . R 3〜 R 6 ) 。

〔0 1 1 4〕

(vi) 熱疲労強度または熱疲労寿命については、铸込んだ J I 八号丫ブロックから採取した φ 5 mmの丸棒試験片と、 J I S B号 Yブロックから採取した φ 8 mmの丸棒試験片を用いて測定した。この試験は拘束率 1 00 %の試験片の温度を 8 0 0 °Cと 1 5 0 °Cに繰り返し変更して、応力が 1 0 %低下するサイクル数と、応力が 2 5 %低下するサイクル数と、分離破断するサイクル数とを調べた。この結果を図 2 1 ( 5 mm の丸棒試験片の結果）および図 2 2 ( φ 8 mmの丸棒試験片の結果）に示した。 1 0 %応力低下または 2 5 %応力低下は、引張側のピーク応力が、サイクル数 = 2の時のピーク応力から 1 0 %減少時のサイクル数と 2 5 %減少時のサイクル数とをそれぞれ意味する。

〔0 1 1 5〕

( 3) 評価

(i)先ず、いずれの試験片も、 X線解析の結果、表 4 Aのオーステナイト率が 1 0 0 %となっていることと、図 6から解るように、 F e基地中に層状組織が見られないことが解る。なお、一見、層状組織と似ている組織が存在しているように見える試験片もある。しかし、その組織には縞模様は見られず、顕微鏡で拡大して見ると、実際には層状組織のように細長い棒状の構造体は存在せず、ところどころが切断されている構造体が存在しているだけである。そして、ところどころが切断されている構造体は、高温時に膨張しても、オーステナイトにクラックが発生する原因とはならない。

また、試験片 N o . 4— 1〜4— 1 2のいずれの試験片についても、厚さ 2 5 mmおよび厚さ 1 2 mmの部分には磁石が反応せず、磁性が無いことが確認された。すなわち、磁性が無いということは、磁性体であるフェライトが存在しないということであり、オーステナイト単相であることが推測できる。

なお、厚さ 3 mmおよび 5 mmの部分に関しては磁石が反応する試験片もあったが、同じ試験片において厚さによってフェライトが存在する場合としない場合があるということは考えられないことから、厚さの薄い部分に関して磁性が有るのは、フェライトが存在するからではなく、厚さが薄くなると铸造時に炭化物が増えるからだと推測される。

また、表 4 Bおよび図 2から明らかなように、 F e基地中に層状組織が見られない試験片 N o . 4—：！〜 4— 1 2の場合はいずれも、 N i eq ≥ A 1 - C r eq+ B 1を満たしている（試験片 4 — 9が一番切片の小さい直線上に存在し、この直線は N i eq= A 1 · C r eq+ 2 2 . 9で表される）。

〔 0 1 1 6〕

逆に、二レジスト（ J I S F C D A N i M n l 3 7相当）は、第 1試験にて用いた試験片の 2 5 mm、 1 2 mm, 5 mm, 3 mmの全てに対して磁石が反応し、磁性が有ることが確認された。すなわち、磁性が有るということから、磁性体であるフェライ卜の存在が推測される。また、表 1 Aに記載された試験片 R 2の N i eq、 C r eq を用いて計算した結果、 N i eq< A 1 · C r eq+ B 1 となることが確認された（試験片 R 2は、 N i eq= A 1 · C r eq+ 2 1 . 5の直線上に存在する）。従って、本明細書のように N i eq や C r eq を定義し、それに基づいて第 4条件および第 5条件の適合性を考慮すれば、基地組織がオーステナイト単相のオーステナイト系铸鉄（铸物）であるか否かを的確に区画できることが解る。

〔0 1 1 7〕

( ii )次に、表 4 A、表 4 B及ぴ図 7から解るように、 C u添加量が比較的少ない試験片 N o . 4 — 3、 4 — 4、 4 — 7、 4 — 8、 4一 1 1 、 4 — 1 2は、 N i畺を低減しても、従来のオーステナイト系铸鉄（参考例 R 3や R 4 ) に引けを取らない組織構造と高温強度を有することがわかる。また、それら試験片を光学顕微鏡で観察しても、 C u包晶組織は見られなかった。

〔 0 1 1 8〕

逆に C u添加量が比較的多い試験片 N o . 4 — 1 、 4 — 2、 4 — 5、

4一 6、 4 — 9、 4 — 1 0は、高温時の伸びおよび絞りが悪化していることが解る。また、それら試験片を光学顕微鏡で観察すると、 C u包晶組織が見られた。このため、高温時の伸びおよび絞りの悪化原因は、そ

(D C u包晶組織と推測される。

よって、本明細書のように C uの適合性を考慮すれば、伸びおよび絞りが優れたオーステナイト系铸鉄（铸物）であるか否かを的確に区画できることが解る。

〔0 1 1 9〕

(iii)さらに、図 8から解るように、 C r添加量が増えるほど耐カ（MP a ) が高くなることが解る。

〔0 1 2 0〕

(iv)従って、試験片 N o . 4— 3、 4— 4、 4一 7、 4— 8、 4— 1 1 、 4— 1 2のような铸鉄を用いれば、耐熱性は勿論のこと、その他の特性においても安定した鎵物が得られることがわかる。さらに、試験片 N o . 4— 3の铸鉄は N i量が少ないと共に耐カにも優れており、上記試験片の中でも最も優れていると言える。

(V) さらに図 2 1および図 2 2から分かるように、オーステナイト系铸鉄である試験片 N o . 4— 3、 4一 7、 4一 8、 4— 1 1および 4— 1 2は、フェライト系铸鉄である試験片 N o . R 5、 R 6よりも遙かに熱疲労寿命が延びており、また、一般的なオーステナイト系铸鉄と比較しても熱疲労寿命は同等以上であった。

また図 2 1および図 2 2から、オーステナイト系铸鉄の中でも C r量が増加することで、いずれも熱疲労寿命が延びることが確認された。同様に図 2 1から、その C r量が同じでも、 C u量が増加することで、いずれも熱疲労寿命が延びることが確認された。

〔0 1 2 1〕

〈第 5試験〉

( 1 ) 試験片の製造方法

基本元素の組成および助剤の種類や添加量を変更し、他は第 4試験と同様にして 1 2種類の試験片（N o . 5— 1〜 5— 1 2) を製造した。なお、各試験片を铸造する際、接種材および球状化材等の助材の添加も行った。接種材の添加は、東洋電化社製トヨバロン B I L ( 7 4. 1 8

S i — 1. 2 3 C a - 0. 5 5 B a - 0. 7 2 B i - 0. 5 1 A 1 - F e ) である。これを元湯に対して 0. 4質量％の割合で添加した。球状化材は M g単体 4質量％、 R.E. (ミッシュメタル） 1. 8質量。 /₀の含有量を有する球状化材を使用し、元湯 1 0 0 %に対して、 Mgの残留量が 0. 0 4〜 0. 0 5質量％、 3 >単体0. 0 0 0 5質量⁰ /oとなるように、元湯に添力！]して行った。

〔0 1 2 2〕

( 2) 試験片の測定

上記製造方法により製造した配合組成が異なる 1 2種類の試験片（N o . 5—：!〜 5— 1 2 ) を以下の分析に供した。

〔0 1 2 3〕

ω第 1試験の場合と同様にして、各試料の分析組成とオーステナイト率を求めた。これらの結果を表 5 Αおよび 5 Βに示した。なお、本明細書の分析組成は湿式分析に基づく。

一部の試験片の厚さ 2 5 mmの部分から採取した試料を X線回折分析した分析図（XRD) を図 9に示した。また、一部の試験片について測定した線膨張係数と温度との相関を図 1 0に示した。

〔0 1 2 4〕

(ii)上記の各試験片の厚さ 2 5 mm、 1 2 mm, 5 mmおよび 3 mm の各部分から試料を採取し、それらについて第 2試験と同様に、黒鉛の球状化率および粒数、硬さ（H v 2 0 k g f ) を測定した。但し、黒鉛の球状化率およぴ粒数は、黒鉛最小粒径が 5 μ m以上のものを対象とした。

(iii) C r、 Mn、 N iおよび C uをそれぞれ 1質量％添加した厚さ 2 5 mm, 1 2 mm, 5 mmおよび 3 mmの試験片を用いて、各元素をそれぞれ単独で 1質量％添加したときの硬さの上昇値と、その試験片の板厚との相関を調べた。この結果を図 2 3に示す。なお、比較のベース（硬さの基準）となる試験片の組成は、 F e— 3 %C— 4 % S iである。

〔0 1 2 5〕

(iv)さらに第 1試験と同様に、各試料全体の分析組成から N i eqおよび C r eq を算出して表 5 Bに示した。これらの N i eq および C r eq を図 2の組織図上に重ねて♦印でプロットした。 Cs は第 1試験の場合と同様に取り扱った。

〔0 1 2 6 ]

(V)耐酸化性は、 J I S Z 2 2 8 2に基づき、酸化減量または酸化増量を測定することで評価した。具体的には、先ず、铸込みにより作成した J I S B、 D号 Yプロックから採取した φ 2 0 X 2 O mmの各種試験片を 8 0 0°Cの大気雰囲気中に 1 0 0時間保持した。この加熱処理後の試験片にショット球径が 0. 4 mmの鉄球を投射し、表面の酸化皮膜が無くなるまで投射を行った。ここで酸化増量または酸化減量は、単位面積あたりの試験片の質量増加量または質量減少量である。酸化増量は上記加熱処理直後（ショット前）の試験片の質量から、加熱処理前の試験片の質量を差し引いたものである。酸化減量は上記加熱処理直後（ショット前）の試験片の質量から、ショット後の試験片の質量を差し引いたものである。

〔0 1 2 7〕

こうして求めた酸化増量および酸化減量を表 5 Bに示した。また各試験片の酸化減量を棒グラフで図 1 1に示した。なお、図 1 1 中には、表 5 A、 5 Bに示した試験片の酸化減量の他、表 4 A、 4 Bに示した一部の試験片の酸化減量をも併せて示した。

〔0 1 2 8〕

また、図 1 2 ( a ) 、（ b ) および図 1 3 ( a ) 、（ b ) には、 F e - 3 % C - 4 % S i - a % N i - b %M n - c % C r - d % C u (質量 %) をベースに、本発明のオーステナイト系铸鉄に係る基本元素である N i 、 Mn、 C rおよび C uの含有量（添加量）と酸化減量との相関を調査した結果を示した。

〔0 1 2 9〕

(vi) 靱性は、 J I S Z 2 2 4 2に基づき試験を行い、各試験片のシャルピー衝撃値を測定することで評価した。具体的には、 J I S B

、 D号 Yブロックから採取した 1 0 x 1 0 x 5 0 mmの Vノツチ試験片を用いて、室温下で各試験片のシャルピー衝撃値を測定した。

こうして求めたシャルピー衝撃値を表 5 Bに示した。また各試験片のシャルピー衝撃値を棒グラフで図 1 4に示した。なお、図 1 4中には、表 5 A、 5 Bに示した試験片のシャルピー衝撃値の他、表 4 A、 4 Bに示した一部の試験片のシャルピー衝撃値をも併せて示した。

また、図 1 5には、図 1 4に示した各試験片のシャルピー衝撃値と各試験片の C r含有量との相関を示した。

〔0 1 3 0〕

(vii)耐カ、引張強さ、伸び、絞り、ヤング率の測定は、 J I S G 0 5 6 7に準じて 8 0 0 °Cの試験を行い、その結果を表 5 Bに併せて示した。また、従来の铸鉄の測定データを参考例として表 5 Bに併せて示した（N o . R 3〜R 6) 。

なお、耐カ、引張強さ、伸び、絞り、ヤング率の測定には、铸込みにより作成した J I S A号 Yブロックから採取した φ 6 mmの丸棒試験片を用いた。

〔0 1 3 1〕

各試験片の 0. 2 %耐力および破断伸びを棒グラフで図 1 6に示した。この場合も同様に、表 5 A、 5 Bに示した試験片の他に表 4 A、 4 B に示した一部の試験片についても併せて示した。また、図 1 7には、各試験片の破断伸びと、 C r含有量または C u含有量との相関を示した。

〔 0 1 3 2〕

なお、図 1 7 ( b ) にプロットした試験片の C r以外の組成は次の通りである。〇 11 = 0 %のものは 1 = 1 4. 5 %で Mn = 5. 5 %、 C u = 1. 5 %のものは N i = 1 3 %で M n = 5. 5 %、 C u = 3 %のものは N i = 1 1. 5 %で M n = 5. 5 %、 C u = 4. 5 %のものは N i = 1 0. 0 %で1^ 11 = 5. 5 %である。

さらに、前述した板厚 5 mmの試験片の硬さ（（H V 2 0 k g f ) ) を棒グラフで図 1 8に示した。

〔 0 1 3 3〕 (viii) 各試験片を铸造した際の湯廻り性についても検討した。具体的には、図 1 9に示す板形状の試験片について、完全に湯廻りしたときに得られる試験片の全面積から、铸造時に形成される湯廻り欠陥部の面積を差し引いて求まる湯廻り部面積を求めた。この湯廻り部面積に基づき、各試験片の湯廻り性を相対評価した。

図 2 0には、湯廻り性がもっとも良好であった試験片 N o . 5— 1、 5— 9、 4— 3の湯廻り部面積を「 1」として、他の試験片の湯廻り性を相対評価した結果を棒グラフで示した。

〔0 1 3 4〕

(ix) 各試験片を铸造した際の引けについても検討した。具体的には、図 2 4に示すように、試験片にできた内引け部または外引け部にショット玉（<ί) 0. 5 mm) を詰め込み、そのショット玉の総重量を測定することで引け量を評価した。試験片 N o . R 3の引け量を「 1」として、各試験片の引け量を相対評価した結果を図 2 5に示した。

〔0 1 3 5〕

(X) 先ず、加熱温度域と線膨張係数との相関を調査した。線膨張係数の測定は、試験片の温度を特定範囲内で昇温温度 3 °C/m i nで変化させて行った。この測定は窒素雰囲気（0. 0 5 MP a ) で行った。用いた試験片の形状は 3 mm角で長さ 1 5 mmの角柱状とした。試験片は予め、大気中で 9 5 0°C以上に加熱して焼鈍しておいた。この測定を各試験片についてそれぞれ 2回行い、その平均を求めた。この結果を図 2 6に示す。なお、図 2 6中、「E— 0 6」は 1 0 ^{_ 6} ( 1 0 0万分の 1 ) を意味する。

〔0 1 3 6〕

次に、加熱温度幅を 1 5 0〜 8 0 0°Cに限定して、各試験片の平均線膨張係数を求めた。この結果を図 2 7に示す。

〔0 1 3 7〕

(xi) 各試験片の室温における熱伝導率を測定した。この結果を図 2 8に示す。〔0 1 3 8〕

( 3) 評価

(i)先ず、いずれの試験片も、 X線解析の結果、表 5 Aのオーステナイト率が 1 0 0 %となっている。また、このことは、図 9に示す XRD 図および図 1 0に示す温度と線膨張係数の相関図において、一般的にォーステナイト系铸鉄として知られている試験片 N o . R 3またはフェライト系铸鉄として知られている試験片 N o . R 6と試験片 N o . 5 - 5 等とのグラフ形態を比較することでも確認される。すなわち、図 9からは、試験片 N o . 5— 1、 N o . 5— 5および N o . 5— 9の XRD線図がォ一ステナイト相からなる他の試験片 N o . R 3 と同じ形態を示しており、フェライト相からなる試験片 N o . R 6とは異なる形態を示していることがわかる。

〔0 1 3 9〕

また図 1 0からは、試験片 N o . 5— 5の温度と線膨張係数の相関図が、オーステナイト相からなる他の試験片 N o . 4— 3、 N o . R 3および R 4と同じような、なだらかな形態を少なくとも 9 1 0 付近まで示しているのに対して、フェライト相からなる試験片 N o . R 6のように特定温度域（ 7 5 0°C付近）で線膨張係数が急変していないことがわかる。このことからも、試験片 N o . 5— 1〜 5— 1 2の铸鉄はほぼォーステナイト単相からなるオーステナイト系铸鉄であることが確認された。

〔0 1 4 0〕

一方、図 2からわかるように、このような試験片 N o . 5— 1〜 5— 1 2は、本来、シェフラーの組織図上では、一応、オーステナイト相（ A) とマルテンサイト相（M) の混合相に位置づけられる。しかし、本発明のオーステナイト系铸鉄は、そのような位置付けの組成にも拘らず、全体的な組成範囲を適切に調整することで、ほぼオーステナイト単相になった。

〔 0 1 4 1〕また、 N i Mn 1 3 7が常温ではオーステナイト単相でないことと、シェフラーの組織図上では、 N i Mn 1 3 7よりもオーステナイト単相になりにくいと推測される試験片（図 2における点線よりも下の試験片 ) の全てが常温でもオーステナイト単相となったことから、 C r当量が 7〜 9の範囲においては N i 当量が少なくてもオーステナイト単相と.なることが推測できる。

〔0 1 4 2〕

シェフラーの組織図において C uと N i力、 N i 当量に関して等価であると推測されることから、例えば、 5— 1 2の C u量を「0」から「 1. 5」に増やし、 N i量を「8. 5」から「 7」に減量したとしても、 N i 当量に変化は無いので、オーステナイト単相のままであることが予測できる。このようにすれば、 N i量をさらに低減することができる

〔0 1 4 3〕

また、シェフラーの組織図において Mnと N iが、 N i 当量に関して 0. 5 ： 1の関係であることから、例えば、 5— 1 2の Mn量を「 7. 5 J から「0. 1」に減らし、 N i量を「8. 5」力ら「 1 2. 2」に増やしたとしても、 N i 当量に変化は無いので、オーステナイト単相のままであることが予測できる。なお、 N i量だけを増量するのではなく、 N i量と C u量の両方を増やしても良い。このように、硬さを上昇させる要因である Mn量を減らすことができれば、オーステナイト系铸鉄の硬さを低下させることができる。

〔0 1 4 4〕

(ii)次に、試験片 N o . 5— 1〜 5— 1 2の酸化減量はいずれも 1 0

O m g Z c m² 以下であり、耐酸化性に優れることが図 1 1からわかる。特に図 1 2および図 1 3からわかるように、酸化減量は含有元素の種類およびその含有量に大きく影響を受け、その影響力は C r >N i >

C u >Mnの順となった。本発明のように、従来よりも N i量を相当少なくしたオーステナイト系铸鉄では、 C rまたは C u (特に C r ) を含有させることが耐酸化性の向上に有効であることが確認された。

〔0 1 4 5〕

(出）一方、 C rの含有量の増加に伴い、オーステナイト系铸鉄の靱性が低下することが図 1 4および図 1 5からわかる。もっとも、 C rの含有量が 2. 5質量％程度なら、従来のオーステナイト系铸鉄（試験片 N o . R 5 ) やフェライト系铸鉄（試験片 N o . R 6 ) と同等以上の靱性を有することが確認された。さらに図 1 5から、 Mnの含有量が少ない方が、オーステナイト系铸鉄の靱性（シャルビー衝撃値）が高くなる傾向にあることもわかる。

図 1 2および図 1 5から、従来のオーステナイト系铸鉄（試験片 N o . R 3、 R 4 ) と同等以上の耐酸化性およぴ靱性を確保する上で、 C r 含有量は 0. 5〜 2量％さらには0. 5〜 1. 5質量％程度がより好ましいといえる。

〔0 1 4 6〕

(iv)図 1 6から、試験片 N o . 5—：！〜 5— 1 2の铸鉄はいずれも、従来のオーステナイト系铸鉄（試験片 N o . R 3 ~R 5 ) やフェライト系铸鉄（試験片 N o . R 6 ) に対して同等以上の高温強度（ 8 0 0°Cでの 0. 2 %耐力および破断伸び）を有することがわかる。

また図 1 7 ( a ) から、オーステナイト系铸鉄の高温での破断伸びは C rの含有量の増加により向上するが、その含有量が 2. 5質量％程度でほぼ飽和状態になることがわかる。一方、図 1 7 ( b ) から、オーステナイト系铸鉄の高温での破断伸びは C uの含有量の増加により急減することがわかる。そこで、 C rの含有量の上限は 3質量％以下さらには 2. 5質量％程度が好ましく、 C uの含有量の上限は 2質量％程度が好ましいといえる。

〔0 1 4 7〕

(V)図 1 8から試験片 N o . 5— 1〜 5— 1 2 (板厚 5 mm部分）の硬さはいずれも 2 5 0 H V程度であり、切削等の加工性も良好であると思われる。なお、図 2 3から分かるように、試験片の硬さは添加元素と板厚の影響を受ける。すなわち、 C rまたは M nを添加すると、試験片の硬さが上昇する傾向となる。逆に、 N iまたは C uを添加すると硬さが低下する傾向となる。このことから、これらの添加元素の選択およびその添加量の調整により、所望する硬さのオーステナイト系铸鉄が得られることがわる。

もっとも、得られる硬さは、試験片（铸物）の厚さの影響も受ける。板厚の小さい部分では添加元素の影響が大きいが、その板厚が大きくなるほど、いずれの添加元素の影響も小さくなり、基準組成からなる試験片の硬さに収束する傾向を示すこともわかった。

〔0 1 4 8〕

(vi)図 2 0に示した湯廻りの相対評価から、試験片 N o . 5 _ 1〜 5 一 1 2はいずれも、従来のオーステナイト系铸鉄（試験片 N o . R 5 ) よりも湯廻り性に優れていた。特に、本発明に係るオーステナイト系铸鉄の試験片の湯廻り性は、試験片 N o . 5— 1 1を除き、相対評価ながら全て約 1であり、非常に良好であり、従来のオーステナイト系铸鉄（試験片 N o . R 3 ) よりも湯廻り性に優れることも確認された。

〔0 1 4 9〕

(vii)図 2 5に示した引け量の相対評価から、いずれもの試験片も、

、代表的なオーステナイト系铸鉄（試験片 N o . R 3 ) よりも引け量が少ないことがわかった。具体的には、引け量の多い試験片で 7 0〜 8 5 %程度であり、引け量の少ない試験片では 3 5〜 5 0 %程度であり、フエライト系铸鉄（試験片 N o . R 5 ) の引け.量に近いものであった。

〔0 1 5 0〕

(viii)図 2 6から、加熱温度域に拘らず、試験片 N o . 4— 3や N o . 5— 5のオーステナイト系铸鉄の平均線膨張係数は、既存のオーステナイト系铸鉄（試験片 N o . R 4 ) の平均線膨張係数とほぼ同程度であることがわかった。また図 2 7力、ら、試験片 N o . 5— 1〜 5— 1 2や N o . 4— 3、 4 一 4、 4一 1 1、 4 - 1 2の平均線膨張係数は、既存のフエライト系铸鉄（試験片 N o . R 5、 R 6 ) よりも高いことは勿論、 N i を多く含有した既存のオーステナイト系铸鉄（試験片 N o . R 3、 R 4 ) よりも少し高めであった。

〔0 1 5 2〕

(ix)図 2 8力、ら、試験片 N o . 5— 1〜 5— 1 2や N o . 4— 3、 4 一 4、 4 - 1 1 , 4— 1 2の熱伝導率は、既存のフェライト系錶鉄（試験片 N o . R 5、 R 6 ) の熱伝導率よりも低いが、既存のオーステナイト系铸鉄（試験片 N o . R 3 ) の熱伝導率とほぼ同程度であった。

〔 0 1 5 3〕

(X) 試験片 N o . 5— 5、 5 _ 6は、 N i の量が少ないにもかかわらず、硬さが適度で且つ、耐酸化性に優れており、優れている材料であるとえる。

〔0 1 5 4〕

〈第 6試験〉

( 1 ) 試験片の製造方法

基本元素の組成および助剤の種類や添加量を変更し、他は第 4試験と同様にして 6種類の試験片（N o . 6— 1〜 6— 6 ) を製造した。なお、各試験片を铸造する際、接種材および球状化材等の助材の添加も行つた。

〔0 1 5 5〕

接種材の添加は、東洋電化社製トヨバロン B I L ( 7 4. 1 8 S i - 1. 2 3 C a - 0. 5 5 B a - 0. 7 2 B i - 0. 5 1 A 1 - F e ) である。これを元湯に対して 0. 4質量％の割合で添加した。

球状化材は M g単体 4質量％、 R.E. (ミッシュメタル） 1. 8質量

%の含有量を有する球状化材を使用し、元湯 1 0 0 %に対して、 Mgの残留量が 0. 0 4〜 0. 0 6質量％、 3 1>単体0. 0 0 0 5質量％となるように、元湯に添カ卩して行った。

〔0 1 5 6〕

( 2) 試験片の測定

上記製造方法により製造した配合組成が異なる 6種類の試験片（N o . 6— 1〜 6 _ 6 ) を以下の分析に供した。

〔0 1 5 7〕

(i)第 1試験の場合と同様にして、各試料の分析組成と、その分析組成に基づく Ceq、 N i eq ぉょびC r eq と、オーステナイト率とをそれぞれ求めた。これらの結果を表 6 Aに示した。なお、湿式分析に基づき各試験片の主要元素の分析を行ったが、これと併せて、各試験片に対してガス分析も行った。このガス分析方法は、 L E C O社製分析装置を用いて、高周波燃焼によりガス化された気体を赤外線吸収法で定量化し、 Oは赤外線吸収法で定量化し、 Nは熱伝導度法で定量化した。

〔0 1 5 8〕

(ii)上記の各試験片の厚さ 2,5 mm、 1 2 mm, 5 mmおよび 3 mm の各部分から試料を採取し、それらについて第 2試験と同様に、黒鉛の球状化率および粒数、硬さ（H v 2 0 k g f ) を測定した。但し、黒鉛の球状化率および粒数は、黒鉛最小粒径が 5 μ m以上のものを対象とした。この結果を表 6 Bに示した。

〔0 1 5 9〕

(iii)各試験片の耐酸化性は、 J I S Z 2 2 8 2に基づき、酸化減量または酸化増量を測定することで評価した。具体的には、先ず、铸込みにより作成した J I S B、 D号 Yブロックから採取した 2 0 X 3 0 X

5 mmの各種試験片を 7 5 0 °C、 8 0 0 °C、 8 5 0 °Cの大気雰囲気中に

1 0 0時間保持した。この加熱処理後の試験片にショット球径が 0. 4 mmの鉄球を投射し、表面の酸化皮膜が無くなるまで投射を行った。ここで酸化増量または酸化減量は、単位面積あたりの試験片の質量増加量または質量減少量である。酸化増量は上記加熱処理直後（ショット前）の試験片の質量から、加熱処理前の試験片の質量を差し引いたものである。酸化減量は上記加熱処理直後（ショット前）の試験片の質量から、ショッド後の試験片の質量を差し引いたものを表面積で割った値である

。こうして求めた各試験片の酸化増量および酸化減量を表 6 Bに示した〔0 1 6 0〕

さらに、各試験片を加熱保持する大気雰囲気中の温度を 8 0 の他、 7 5 0°C、 8 5 0°Cとした場合についても、各試験片ごとに酸化減量および酸化増量を測定した。その結果を表 6 Cに示すと共に各試験片の酸化減量を棒グラフで図 2 9に示した。なお、表 6 A、表 6 Bおよぴ図 2 9中には、本試験片（N o . 6—：！〜 6— 6 ) の他、比較のために従来の铸鉄からなる試験片（N o . R 3、 R 4、 R 5、 R 7 ) の酸化減量をも併せて示した。ちなみに、表 6 A、表 6 Bおよび図 2 9に示した酸化減量は 2回の平均値および酸化増量は 3回の平均値である。

〔0 1 6 1〕

(vi)各試験片の耐力（0. 2 %耐カ）、引張強さ、伸びの測定は、 J I S G 0 5 6 7に準じて 8 0 0 °Cの各試験片について行った。これらの測定には、铸込みにより作成した J I S B号 Yブロックから採取した φ 6 mmの丸棒試験片を用いた。その結果を表 6 Bに併せて示した。

〔0 1 6 2〕

さらに、各試験片の温度を 8 0 0 °Cの他、室温（R T) 、 7 5 0°C、 8 5 0 °Cとした場合についても、各試験片ごとに耐カ、引張強さ、伸びを同様に測定した。その結果を表 6 Cに示すと共に各試験片の耐力、引張強さ、伸びを棒グラフで図 3 0〜 3 2にそれぞれ示した。この場合についても、本試験片（N o . 6— 1〜 6— 6 ) の他、比較のために従来の铸鉄からなる試験片（N o . R 3、 R 4、 R 5、 R 7 ) の耐力、引張強さ、伸びをも併せて示した。ちなみに、表 6 A、表 6 Bおよび図 3 0 〜 3 2に示した耐カ、引張強さおよび伸びは、各試験片について求めた 3回の測定値を平均した値である。

〔0 1 6 3〕 (V)各試験片の熱疲労寿命を測定した。この熱疲労寿命の測定は次のようして行った。 J I S B号 Yブロックから採取した φ 8 mmの各種組成からなる丸棒試験片を用意した。

〔0 1 6 4〕

各試験片の拘束率を 1 0 0 %としつつ、その試験片の温度を 8 0 0 °C と 20 0°Cとの間で繰り返し変動させ、試験片に作用する応力が 1 0 % 低下するサイクル数と、 2 5 %低下するサイクル数と、 5 0 %低下するサイクル数と、試験片が分離破断するサイクル数とをそれぞれ調べた。さらに、各試験片の拘束率を 1 0 0 %とした他、拘束率を 5 0 %および 30%とした場合についても、同様に、試験片に作用する応力が 1 0 % 、 2 5 %および 5 0 %低下するサイクル数と、試験片が分離破断するサィクル数とをそれぞれ求めた。

〔0 1 6 5〕

なお、この熱疲労試験は c o f f i n型熱疲労試験機で行い、拘束率 η とは自由膨張量 Aに対して拘束される量（B) の割合（ 77 - BZA X 1 0 0 (%) ) を意味する。また、 1 0 %応力低下、 2 5 %応力低下または 5 0 %応力低下は、引張側のピーク応力が、サイクル数 = 2の時のピーク応力を基準に、そこから 1 0 %減少時のサイクル数、 2 5 % 減少時のサイクル数または 5 0 %減少時のサイクル数をそれぞれ意味する。

〔0 1 6 6〕

上記の熱疲労試験に加えてさらに、各試験片の拘束率を 1 00 %としつつ.、その試験片の温度を 1 50°Cと 800°Cとの間で繰り返し変動させ、試験片に作用する応力が 1 0%低下するサイクル数と、 2 5 %低下するサイクル数と、試験片が分離破断するサイクル数とをそれぞれ調べた。

〔0 1 6 7〕

これらの結果を表 6 Cにまとめて示すと共に各試験片の熱疲労寿命を棒グラフで図 3 3に示した。なお、本試験片（N o . 6— 1〜6— 6) の他、比較のために従来の铸鉄からなる試験片（N o . R 3、 R 4、 R 5、 R 7 ) についても、それぞれの熱疲労寿命を併せて示した。

〔0 1 6 8〕

(vi)各試験片の線膨張係数を求めた。この線膨張係数は、窒素雰囲気 ( 0. 0 5 M P a ) の下で、各試験片の温度を昇温温度 3 °C/m i nで 4 0°Cから 9 0 0 °Cまで変化させたときの試験片の長さの変化を測定して求めた。この測定に用いた試験片の形状は、 3 mm角で長さ 1 5 mm の角柱状とした。各試験片は予め、大気中で 9 5 0で以上に加熱して焼鈍しておいた。この結果を表 6 Cに示した。

〔0 1 6 9〕

なお、表 6 C中、「平均」線膨張係数とあるのは、 4 0〜 9 0 0°Cまでの平均的な熱膨張係数を意味し、この平均線膨張係数は、各試験片について求めた 2回の測定値（平均線膨張係数）をさらに平均した値である。

〔0 1 7 0〕

( 3 ) 評価

(i)先ず、 X線解析の結果、表 6 Aのいずれの試験片（N o . 6 - 1 〜 6— 6 ) も、オーステナイト率がほぼ 1 0 0 %であった。このことは表 6 Cに示すように、それらの試験片（N o . 6— 1〜 6— 6 ) の線膨張係数が、一般的にオーステナイト系铸鉄として知られている試験片 N o . R 3と同等であることからも分かる。

〔0 1 7 1〕

(ii)次に、表 6 Bからわかるように、板厚に拘らず各試験片の球状化率は高く、板厚の大きな試験片でも黒鉛の粒数が十分となった。つまり、板厚に拘らずいずれの試験片（N o . 6— 1〜 6— 6 ) でも、黒鉛が球状にほぼ均一に晶出することがわかった。従って、それらの試験片と同様な組成であれば、表面のみならず内部でも、黒鉛が球状にほぼ均一に晶出した金属組織からなる铸物が得らえる。

〔0 1 7 2〕さらにいずれの板厚の試験片でも、硬さが 2 0 0 H v〜 3 0 0 H v程度と安定しており、本実施例のオーステナイト系铸鉄（铸物）は、機械的特性に優れると共に機械加工性にも優れるといえる。

〔0 1 7 3〕

(iii)試験片 N o . 6 —：！〜 6 — 6の酸化減量は、表 6 B、表 6 Cおよぴ図 2 9から解るように、いずれも、加熱温度が 7 5 0 なら 3 0111₈ / c m ² 以下程度であり、加熱温度が 8 0 0でなら 5 0 m g Z c m ² 以下程度と少なかった。加熱温度が 8 5 0 °Cの場合でも、いずれの酸化減量も 1 0 0 m gノ c m² 以下程度であり、本実施例のオーステナイト系铸鉄は耐酸化性に優れることがわかる。

〔0 1 7 4〕

もっとも、例えば、試験片 N o . 6 — 1 と試験片 N o . 6 — 5、試験片 N o . 6 — 5と試験片 N o . 6 — 6を比較すれば、酸化減量の抑制つまり耐酸化性の向上には、 C r量または N i量が大きく影響することがわかる。特に、 C r量および N i量の両方が多い試験片 N o . 6 — 3では、酸化減量の抑制が著しく、試験片 N o . R 7と同レベルであることが確認された。

〔 0 1 7 5〕

(iv)試験片 N o . 6 — 1 〜 6 — 6の耐力、引張強度および破断伸びはいずれも、表 6 B、表 6 Cおよび図 3 0〜 3 2から解るように、従来のオーステナイト系铸鉄である試験片 N o . R 3または試験片 N o . R 4 などと同等以上であった。特に、 C uを含まない試験片 N o . 6 — 2は、耐カゃ引張強度がほとんど低下せず、伸びが著しく向上して高い延性を示した。

特に試験片 N o . 6 — 6は、 C rを含有しているために耐酸化性がかなり向上している。しかも試験片 N o . 6 — 6の C r含有量は、 1 . 5 %であって試験片 N o . 6 — 3の 2. 5 %よりも少ないため、比較的硬さが低いという優れた特性を発揮している。

〔0 1 7 6〕 (v) 試験片 N o . 6— ：！〜 6— 6の熱疲労寿命はいずれも、表 6 Cおよび図 3 3から解るように、一般的なオーステナイト系铸鉄である試験片 N o . R 3や試験片 N o . R 4 と同等以上であった。もっとも全体的に観て試験片の熱疲労寿命は、 N i量が多く C r量が少ないほど高くなり、また、適量な C uを含む試験片の方が熱疲労寿命は高くなつた。

5〕 1 A

〔〕0177 〔0 1 7 8〕 [表 1 B]

〔 0 1 7 9〕 [表 2 A]

B

〇 8〇

o

u 5 A 3

〔〕〇 8

〔0 1 8 3〕 [表 4 A]

^4 ro 0184

u A 〕〔 08 as

56 0187

u ^ c 6 9018

Claims

請求の範囲

1. 炭素（C) 、ケィ素（ S i ) 、クロム（C r ) 、ニッケル（N i ) 、マンガン（Mn ) および銅（C u) からなる基本元素と、

常温域でオーステナイト相を主相とする F e合金からなる基地で組織された踌鉄であるオーステナイト系铸鉄であって、

C ： 1〜 5 %

S i ： 2〜 6 %

N i ： 7〜 1 5 %

M n ： 0 · 1〜 8 %

C u ： 2. 5 %以下

C r ： 6 %以下

C u + C r ： 0 · 5 %以上

2. 前記 N i は、 8 2 %である請求項 1に記載のオーステナイト系铸鉄。

3. 前記 S i は、 3〜 5 %である請求項 1または 2に記載のオーステナイト系铸鉄。

4. 前記 Mnは、 5〜 8 %である請求項 1〜 3のいずれかに記載のォーステナイト系铸鉄。

5. 前記 C r は、 0. 5〜 4 %である請求項 1〜 4のいずれかに記載のオーステナイト系铸鉄

6. 前記 C r は、 1〜 2 %である請求項 5に記載のオーステナイト系铸鉄。

7. 前記 C uは、 0. 1 %以上である請求項 1〜 6のいずれかに記載のオーステナイト系铸鉄。

8. 前記 C uは、 0. 5 %以上である請求項 7に記載のオーステナイト系铸鉄。

9. 前記 C uは、 1〜 2 %である請求項 8に記載のオーステナイト系铸鉄。

1 0. 前記 C rは 0. 1 %以上であり、かつ、前記 C uは 0. 1 %以上である請求項 1〜 4のいずれかに記載のオーステナイト系铸鉄。

1 1. 前記 C rは 0. 5 %以上であり、かつ、前記 C uは 0. 5 %以上である請求項 1 0に記載のオーステナイト系铸鉄。

1 2. さらに C r e q (C r e q = C r + l . 5 S i ) の値が 5〜 8 % 、 N i e q (N i eq= N i + 3 0 - C s+ 0. 5 ' Mn + C u、 Cs : 固溶炭素量）が 1 8 %以上である請求項 1に記載のオーステナイト系铸鉄

1 3. 前記 C r e qの値が 7〜 9 %、 N i e qが 1 3 %以上である請求項 1に記載のオーステナイト系铸鉄。

1 4. 前記基本元素は、さらに下記の条件を満足する組成範囲内にある請求項 1に記載のオーステナイト系铸鉄

C ： 2. 5〜 3. 5 %

S i ： 3. 5〜 5. 5 %

N i ： 9〜 1 4 %

M n ： 1 〜 6 %

C r ： 1 〜 2 %

C u ： 1〜 2 %

1 5. 前記基本元素は、さらに下記の条件を満足する組成範囲内にある請求項 1に記載のオーステナイト系铸鉄。

C ： 2 . 5〜 3. 5 %

S i ： 3 . 5〜 4. 5 %

N i ： 1 2〜 1 4 %

M n ： 5 〜 6 %

C r ： 1 〜 2 %

C u ： 1 〜 2 %

1 6. 前記基地中に前記晶出または析出した黒鉛の球状化率が 7 0 % 以上である請求項 1 〜 1 5のいずれかに記載のオーステナイト系铸鉄。

1 7. 前記晶出または析出した黒鉛は、铸物の肉厚が 5 mm以下の部分において、粒径 5 μ m以上の粒数が 1 0 0個 Zmm²以上である請求項 1〜 1 6のいずれかに記載のオーステナイト系铸鉄。

1 8. 前記基地は、オーステナイト単相からなる請求項 1 〜 1 7のいずれかに記載のオーステナイト系铸鉄。

1 9. 請求項 1 〜 1 5のいずれかに記載した組成範囲の溶湯を調製する溶湯調製工程と、該溶湯を铸型に注湯する注湯工程と、

該铸型に注湯された溶湯を冷却して凝固させる凝固工程とからなり、請求項 1 6 〜 1 8のいずれかに記載のオーステナイト系铸鉄からなる铸物が得られることを特徴とするオーステナイト系铸物の製造方法。

2 0 . 請求項 1 〜 1 5のいずれかに記載した組成範囲の溶湯からなる元湯を調製する元湯調製工程と、

晶出または析出する黒鉛の核となる接種剤と該黒鉛の球状化を促進する球状化剤との少なくとも一種を含む助剤を該元湯に直接または間接に添加する助剤添加工程と、

該助剤添加工程後または該助剤添加工程中の溶湯を铸型に注湯する注湯工程と、

該铸型に注湯された溶湯を冷却して凝固させる凝固工程とからなり、基地中に略球状の黒鉛が晶出または析出した請求項 1 6 〜 1 8のいずれかに記載のオーステナイト系铸鉄からなる铸物が得られることを特徴とするオーステナイト系铸物の製造方法。

2 1 . 請求項 1 9または 2 0のいずれかに記載の製造方法により得られることを特徵とするオーステナイト系铸物。

2 2 . 請求項 1 9または 2 0のいずれかに記載の製造方法により得られることを特徴とする排気系部品。