JP2002309935A - 耐熱鋳鋼製排気系部品 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 薄肉の耐熱鋳鋼製排気系部品を欠陥なく製造
することができ、焼成後の高温を維持したまま溶融金属
を鋳込むことができる鋳型の高温強度を有するととも
に、鋳込み後の鋳型の崩壊性に優れて型ばらしの作業性
を向上した鋳型を用い、主要形状部の肉厚が１．５〜３
ｍｍである耐熱鋳鋼製排気系部品を得る。 【解決手段】 焼成後の高温を維持した鋳型にフェライ
ト系耐熱鋳鋼、若しくはオーステナイト系耐熱鋳鋼を注
湯し主要形状部の肉厚が１．５〜３ｍｍである耐熱鋳鋼
製排気系部品を得る。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、自動車用内燃機関
等の排気系部品に用いられる、耐熱鋳鋼製排気系部品に
関するものである。

【０００２】

【従来の技術】近年自動車の居住性確保のために、車体
の寸法を確保したまま、客室寸法を大きくすることが行
われている。そのため、エンジンなどを収容する車体前
部の容積も極力減少させられているが、環境問題への対
応のためにエンジン以外の触媒などの補器類が増加して
きており、その間を縫って排気系部品は配置されるた
め、従来にも増して複雑形状品への要求が高くなってい
る。さらに、排気ガス規制に伴うエンジンの高性能化に
よる排気ガス温度の上昇に対応するため、耐熱性、耐熱
疲労性、耐酸化性に優れた排気系部品に対する需要が高
まっている。また、排気ガス規制により冷間始動時に排
気浄化装置を早く活性化させるための低熱容量化および
軽量化要求のため薄肉化の必要性がある。

【０００３】耐熱鋳鋼製排気系部品は、一般に、形状自
由度が高く、近年要求されている高い排ガス温度での耐
熱性、耐熱疲労性、耐酸化性も優れており、排気系部材
としての需要が高まっている。しかしながら耐熱鋳鋼製
品は合金含有量が多く融点も高いことから、鋳鉄鋳物に
比べ鋳造ひけが大きく、湯流れ性も悪いため押し湯の効
果が得にくく、薄肉品の製造は困難であった。特に、最
近は排気系部材の軽量化が進み、例えば、排気系マニホ
ールド主要部の肉厚は平均的には５mm程度、特に薄い所
では３mm以下の肉厚が求められている。

【０００４】そのような薄肉の耐熱鋳鋼製品を欠陥な
く、製造するためには、約１５００〜１６００℃の溶融
金属が接触する鋳型を、出来るだけ高温に保持した状態
で鋳込み、凝固が始まる前に鋳型内への溶融金属の充填
が終了するようにすれば良いとされている。

【０００５】溶融金属が鋳込まれる鋳造用鋳型（以下
「鋳造用鋳型」を単に「鋳型」という）には、有機系粘
結剤を用いて造型される、シェルモールド鋳型、コール
ドボックス鋳型などがある。狭い箇所が連続するキャビ
ティに、鋳鋼などの溶融金属を約１５００℃〜１６００
℃の高温で鋳込むと、鋳込み中に溶融金属の一部が凝固
して湯廻り不良を生じる。また、湯回り性を改善するた
め鋳型を所定の温度に加温すると、有機系粘結剤に含ま
れる有機物が燃えて鋳型の形状を保つことが困難であ
る。さらに、有機物の燃焼に伴って分解ガスが発生し、
鋳込まれた鋳物にガス欠陥が発生しやすい。このため特
に鋳鋼材において薄肉品の鋳造は困難であった。湯廻り
不良の問題を回避する方法として、比較的耐熱性に富む
無機系粘結剤を用いた鋳型を高温に予熱することが考え
られる。しかし、無機系粘結剤は常温における粘結強度
と熱間強度が二律背反の関係にあり、熱間強度を優先さ
せれば常温における粘結強度が不足して造型の効率が悪
くなる。また常温強度を優先させれば、熱間強度が不足
して鋳型を焼成することが現実上不可能となる。また、
いずれの状態においても、高温にさらされた後に室温ま
で下げると鋳型が焼結される特徴があり、無機系粘結剤
を用いた室温の鋳型に溶融金属を鋳込む際には、鋳込み
後の鋳型の崩壊性が極度に悪くなる難点があった。

【０００６】これを解決しようと、特開平３−２４８７
４０号公報には、鋳物砂に有機系粘結剤を加えて造型し
た鋳型に、コロイダルシリカに不純物を添加、又は水ガ
ラスにコロイダルシリカを添加して、ＳｉＯ₂／Ｎａ₂Ｏ
のモル比が４.５〜６.０となる無機系粘結剤を含浸さ
せ、低温乾燥又は減圧マイクロ波乾燥後、大気中高温下
で有機物を燃焼させ、無機系粘結剤で鋳型形状を保持す
る鋳型造型法の記載がある。また、同公報には、無機系
粘結剤に界面活性剤を添加して、含浸を真空減圧下で行
い、圧力と含浸時間により含浸層の厚さを調整する記載
がある。また同公報には、コロイダルシリカはＳｉＯ₂
含有率が極めて高いため、常温における抗折力が極めて
低く、鋳型として用いることができず、一方、水ガラス
（ＳｉＯ₂／Ｎａ₂Ｏのモル比約４.３）や珪酸ソーダ
（約２.４〜３.３）では抗折力が高くなり過ぎ、崩壊性
で問題となるとの記載もある。そして、特開平３−２４
８７４０号公報によれば、得られる鋳型は常温において
充分な強度を有すると共に、焼き付きもなく、溶湯注入
後の砂落ち性も良く、また、有機系粘結剤の使用におけ
るような鋳型からのガス発生も少なく、一連の工程によ
り生産性よく鋳型造型を行うことができ、さらに減圧又
はマイクロ波乾燥を行うことにより乾燥時間を短縮する
こともできるとしている。

【０００７】また、特開平７−２３２９６７号公報に
は、（ａ）骨材と第１のバインダによって成形品素体を
成形する工程；（ｂ）周期律表４Ａ族又は４Ｂ族（炭素
を除く）と３Ａ族又は３Ｂ族の金属アルコキシド及びそ
の部分加水分解物から選ばれた１種又は２種類以上の金
属アルコキシド類と、アルカリ金属又はアルカリ土類金
属のアルカリ化合物を含むアルコール溶液からなる第２
のバインダを、工程（ａ）によって成形された成形品素
体に含浸させ加水分解させる工程；（ｃ）成形品素体を
乾燥し高温焼成する工程、以上の工程からなる鋳型の製
造方法の記載がある。そして、特開平７−２３２９６７
号公報によれば、第２のバインダーがアルコール溶液で
あることから、成形品素体内への浸透が容易であり、表
面から内部へ効率よく含浸され、低温から高温までの鋳
型強度を増大させることができる。そして、中子を成形
する場合には、鋳込み時の中子からのガス発生が少ない
ので、生型鋳造、金型鋳造やダイカスト鋳造にそのまま
用いることが可能で、中子に上述した第２のバインダー
を傾斜含浸することが可能となる。更に、鋳型内部の強
度は上がっていないから、鋳造後の崩壊性も良く型ばら
しの作業性がよく、鋳型を焼成した直後の高温の鋳型に
注湯することにより、湯廻りが良くなり、製品の薄肉化
が可能になって、ステンレス鋳鋼等の薄肉製品の鋳造が
可能になるとしている。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、前述の
特開平３−２４８７４０号公報記載の鋳型では、鋳型を
焼成後の高温を維持した状態で溶融金属を約１５００〜
１６００℃で鋳込むと、鋳型の崩壊性が悪いため、中子
に用いた場合には溶湯注入後に崩壊できず、鋳造後の鋳
物に砂付きが発生しやすい。また、含浸時間を制御して
粘結剤の含浸層厚さを制御することは実質的に困難であ
る。

【０００９】一方、特開平７−２３２９６７号公報記載
の鋳型では、第２のバインダーがアルコール溶液である
ことから、成形品素体内へ過剰に浸透してしまい、注湯
後の崩壊性が悪くなる。また、原料の中に多少毒性のも
のがある有機物を使用することから、鋳型に原料は残ら
ないとはいえ作業環境の改善対策に要する原価の増大が
無視できない。これらの欠点を改善して、低コストの鋳
型とする必要がある。また、無機系粘結剤に比較して原
料が非常に高価であるため、この点でも鋳型費ひいては
鋳物の原価を増大させる。また、特開平７−２３２９６
７号公報で用いる第１及び第２のバインダーは、大気中
においてゾル→ゲル反応が非常に早く終了し、バインダ
ーとして鋳型に含浸できなくなることが多い。そうなる
とバインダーは常に新品を用いなければならないため、
無機系粘結剤と比較して管理面で問題が多い。

【００１０】本発明は上記課題に鑑みてなされたもので
あって、薄肉の耐熱鋳鋼製排気系部品を欠陥なく、製造
することのでき、焼成前まで鋳型を取り回しできる程度
の常温強度を有し、焼成後の高温を維持したまま溶融金
属を鋳込むことができる鋳型の高温強度を有するととも
に、鋳込み後の鋳型の崩壊性に優れて型ばらしの作業性
を向上した鋳型を用い、主要形状部の肉厚が１．５〜３
ｍｍである耐熱鋳鋼製排気系部品を得ることにある。

【００１１】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、薄肉の耐
熱鋳鋼製排気系部品を欠陥なく、製造することができ、
焼成後の高温を維持したまま溶融金属を鋳込む鋳型で、
無機系粘結剤のＳｉＯ ₂／Ｎａ₂Ｏのモル比を調整し、ま
た、無機系粘結剤を珪酸塩水溶液又はコロイダルシリカ
とし、必要に応じ水を加えて濃度を調整することで、上
記課題が解決できるとの知見を得、本発明に想到した。

【００１２】即ち、本発明の耐熱鋳鋼製排気系部品の製
造方法は、鋳物砂を所望形状に造型後、粘結剤を含浸
し、乾燥、次いで焼成され、焼成後の高温を維持しつつ
溶融金属が鋳込まれる鋳造用鋳型において、該粘結剤は
ＳｉＯ₂／Ｎａ₂Ｏのモル比が４〜２０である無機系粘結
剤である鋳造用鋳型を用いて鋳造することを特徴とす
る。ここで、ＳｉＯ₂／Ｎａ₂Ｏのモル比を４〜２０とし
たのは、ＳｉＯ₂／Ｎａ₂Ｏのモル比が４未満では崩壊性
が悪くなるからであり、一方、ＳｉＯ₂／Ｎａ₂Ｏのモル
比が２０を超えると、焼成途中の６００℃付近において
の鋳型強度が下がり、昇温時における鋳型温度の不均一
に伴う鋳型割れを生じ易くなり、鋳型として必要な高温
強度が得られないためである。主型として使用する場
合、ＳｉＯ₂／Ｎａ₂Ｏのモル比は好ましくは５〜１０で
あり、崩壊性をより必要とする中子として使用する場合
は、好ましくは６〜１５である

【００１３】本発明において、前記無機系粘結剤が珪酸
塩水溶液、又はコロイダルシリカであり、前記無機系粘
結剤は濃度２０〜１００％であることが好ましい。無機
系粘結剤を珪酸塩水溶液、又はコロイダルシリカとする
ことで、粘結剤の管理が容易となる。ここで、無機系粘
結剤を濃度２０〜１００％としたのは、濃度が２０％未
満では、含浸して焼成後の高温強度が小さくなるからで
あり、一方、濃度が８０％を超えると、ＳｉＯ₂／Ｎａ₂
Ｏのモル比との関係によっては、高温強度が大きくなり
すぎて鋳型の崩壊性が悪くなる恐れがある。主型として
使用する場合は、濃度を４０〜８０％とすることが好ま
しく、中子として使用する場合は、特に、崩壊性を良く
する必要があるため、濃度を３０〜７０％とすることが
好ましい。上記の製造方法を用いることにより、本発明
の排気形部品である排気系部品の主要形状部の肉厚が、
１．５〜３mmであり、フェライト系耐熱鋳鋼からなる耐
熱鋳鋼製排気系部品を製造することが出来る。好ましい
組成範囲は質量比率で、Ｃ：０.０５〜１.２０％、Ｓ
ｉ：２.０％以下、Ｍｎ：２.０％以下、Ｎｉ：０.１〜
２.０％、Ｃｒ：１６〜２５％、Ｎｂおよび／または
Ｖ：０.０１〜６.０％、Ｗおよび／またはＭｏ：１.０
〜５.０％、を含むフェライト系耐熱鋳鋼からなると好
ましい。

【００１４】前記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＋炭化物に変態した相（以下α′
相という）を有するとともに、α′相の面積率｛α′／
（α′＋α）｝が２０〜９０％であると良い。

【００１５】さらに、前記フェライト系耐熱鋳鋼は質量
比率で、Ｎ：０.０１〜０.１５％、Ｃ−Ｎｂ／８：０.
０５〜０.４５％を含有すると好適である。

【００１６】本発明の他の発明は、排気系部品の主要形
状部の肉厚が、１．５〜３mmであり、オーステナイト系
耐熱鋳鋼からなることを特徴とする耐熱鋳鋼製排気系部
品である。好ましい組成範囲は質量比率で、Ｃ：０.２
〜１.０％、Ｓｉ：２.０％以下、Ｍｎ：２.０％以下、
Ｎｉ：８〜２０％、Ｃｒ：１５〜３０％、Ｎｂ：０.２
〜６.０％、Ｗ：１.０〜６.０％、を含むオーステナイ
ト系耐熱鋳鋼からなると好ましい。

【００１７】前記オーステナイト系耐熱鋳鋼製排気系部
品は、質量比率で、Ｂ：０.００１〜０.０１％、Ｍｏ：
０.２〜１.０％、Ｃｏ：２０％以下、Ｎ：０.０１〜０.
３％、Ｓ：０.０１〜０.５％のいずれか一種以上、Ｃ−
Ｎｂ／８：０.０５〜０.６％を含有すると好適である。

【００１８】本発明の耐熱鋳鋼製排気系部品が、排気マ
ニホールド、タービンハウジング、タービンハウジング
一体排気マニホールド、触媒ケース、触媒ケース一体排
気マニホールドであることを特徴とする耐熱鋳鋼製排気
系部品である。尚、耐熱鋳鋼製排気系部品はこれらの部
品に限らず、触媒ケース入口に接合されるディフューザ
ー、タービンハウジングから接合されるアウトレットの
ように排気系部品に接合される排気アダプターをも含む
ことができる。

【００１９】本発明の第１の発明の、耐熱鋳鋼製排気系
部品の好ましい組成である各合金元素の組成範囲、およ
び相の組合せの限定理由について詳細に説明する。

【００２０】（１）Ｃ：０.０５〜１.２％ Ｃは、溶湯の流動性即ち流動性を改善するので、主要管
状部が５mm以下の薄肉の鋳造品を製造するには非常に大
切な元素である。またＣは、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。これらの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。

【００２１】一方、Ｃの含有量が１.２％を越えると
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、耐蝕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０.０５〜１.
２％とする。望ましくは０.１〜１.０％である。

【００２２】（２）Ｓｉ：２.０％以下 Ｓｉは、本Ｆｅ−Ｃｒ系合金のγ相の範囲を狭め、組織
の安定性を増し、耐酸化性の改善効果もある。さらに、
鋳造性の改善、脱酸剤としての作用、溶接性の向上、鋳
物のピンホール欠陥の低減効果等もある。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、溶接性を低下したり、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。望まし
くは０.３〜１.５％である。

【００２３】（３）Ｍｎ：２.０％以下 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。
このような作用を有効にするためと、多量に含むと溶接
性の阻害や、靱性が低下するため、Ｍｎの含有量を２.
０％以下とする。望ましくは０.３〜１.５％である。

【００２４】（４）Ｎｉ：０.１〜２.０％ Ｎｉは、Ｃと同様にγ相形成元素であり、α′相を適当
量存在させるためには、０.１％以上添加するのが好ま
しい。一方、２.０％を越えると耐酸化性の優れたα相
が減少し、かつα′相がマルテンサイト化して著しく延
性を低下させる。そのためＮｉ含有量を２.０％以下と
する。望ましくは０.３〜１.５％である。

【００２５】（５）Ｃｒ：１６〜２５％ 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％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相形成を助長し、著しく脆化を起こ
す。そのため、Ｃｒの上限を２５％とする。望ましくは
１７〜２２％である。

【００２６】（６）Ｎｂおよび／またはＶ：０.０１〜
６.０％ Ｎｂおよび／または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、Ｃｒ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と溶接性を向上させる。このような
目的でＮｂおよび／またはＶは０.０１％以上とする。
しかし、多量に添加すると、結晶粒界に生成する共晶炭
化物が多くなり、強度と延性が著しく低下するので、Ｎ
ｂおよび／またはＶの含有量は６.０％以下とする。望
ましくは０.５〜３.０％である。

【００２７】（７）Ｗおよび／またはＭｏ：１.０〜５.
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、耐クリープ性および、変態点温度上昇による耐熱疲
労性向上の目的で、１.０％以上のＷを添加する。しか
し、その含有量が５.０％を越えると、粗大な共晶炭化
物が生成し、延性の悪化を引き起こすので、５.０％以
下とする。

【００２８】なお、Ｗとほぼ同様の効果は、Ｍｏを添加
しても得られるので、Ｍｏを単独、またはＷとＭｏを複
合添加することも可能である。望ましくは１.０〜３.０
％である。

【００２９】（８）残部 残部は、Ｆｅからなり、Ｐ、Ｓ等の一般的に考えられる
不可避的不純物を、一般的な量含むことができるものか
ら構成される。必要に応じて、Ｎを添加することもでき
る。

【００３０】（９）α′相の面積率：２０〜９０％ 本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（Ｍ23Ｃ6、Ｍ7Ｃ3、ＭＣ等）である。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％
を越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％とする。望ま
しくは２０〜６０％である。

【００３１】（１０）Ｎ：０.０１〜０.１５％ Ｎは、Ｃと同様に、高温強度およ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窒化物の析出による脆
化を避けるため、０.１５％以下とする。望ましくは０.
０３〜０.１０％である。

【００３２】（１１）Ｃ−Ｎｂ／８：０.０５〜０.４５
％ 本フェライト系耐熱鋳鋼は、Ｎｂの共晶炭化物を生成さ
せて、鋳造性を高めると共に、γ相から変態したα′相
を生成させ、高強度、高延性を得ている。共晶炭化物
（ＮｂＣ）は、重量比率でＣとＣの８倍のＮｂとで形成
されるが、共晶炭化物（ＮｂＣ）のほかにα相を適量得
るには、共晶炭化物生成に消費されるＣ以上のＣが必要
となる。即ち、Ｃ−Ｎｂ／８が０.０５％以上必要であ
る。しかし、Ｃ−Ｎｂ／８が０.４５％を越えると硬く
脆くなるので、０.０５〜０.４５％とする。望ましくは
０.１０〜０.３０％である。

【００３３】本発明の第２の発明の、オーステナイト系
耐熱鋳鋼の好ましい組成である各合金元素の組成範囲の
限定理由について詳細に説明する。

【００３４】（１）Ｃ：０.２〜１.０％ Ｃは、溶湯の流動性、即ち鋳造性を良くする作用があ
り、また、一部基地に固溶して、固溶強化する作用があ
る。一方、一次および二次炭化物を形成し、高温強度を
高める作用もある。Ｎｂと共晶炭化物を形成し、鋳造性
を高める作用がある。このような作用を有効に発揮する
ために、Ｃは０.２％以上必要である。

【００５８】しかし、Ｃの含有量が１.０％を越えると
共晶炭化物をはじめ、各種の炭化物の析出量が多くなり
過ぎて脆化し延性が低下すると共に加工性が劣化する。
このため、Ｃは、０.２〜１.０％とする。望ましくは、
０.３〜０.６％である。

【００３５】（２）Ｓｉ：２.０％以下 Ｓｉは、溶湯の脱酸剤としての役割を有するほか、耐酸
化性、溶接性の改善に有効な元素である。しかし、過剰
に加えるとオーステナイト組織が不安定になり、鋳造性
の劣化を招きまた、加工性、溶接性の阻害や溶接割れを
助長するので、Ｓｉの含有量は２％以下とする。望まし
くは０.３〜１.５％である。

【００３６】（３）Ｍｎ：２.０％以下 Ｍｎは、Ｓｉと同様に溶湯の脱酸剤として有効であるほ
か、溶接性向上にも有効である。さらに、溶接割れの低
減に有効である。しかし、あまり多く加えると耐酸化性
の劣化や、靱性が低下するので、２％以下とする。望ま
しくは、０.３〜１.５％である。

【００３７】（４）Ｎｉ：８〜２０％ Ｎｉは、後記のＣｒとともに本耐熱鋳鋼をオーステナイ
ト組織とし、その組織を安定にして鋳造性を高めるのに
有効な元素である。特に、９００℃以上の高温域におい
て、特に本発明の望ましい肉厚である５mm以下の主要管
状部において、良好な鋳造性を有するためには、８％以
上の添加が必要である。さらに、溶接割れの低減に有効
である。Ｎｉの増加とともに上記特性は向上するが、２
０％を越えても効果は飽和し、経済的にも不利である。
そのため、Ｎｉ含有量は８〜２０％とする。望ましく
は、８〜１５％である。

【００３８】（５）Ｃｒ：１５〜３０％ Ｃｒは、上記Ｎｉと共存し、鋳鋼組織をオーステナイト
化して、高温強度や耐酸化性を高めるほか、炭化物を形
成し高温強度を高めるのに有効な元素である。特に、９
００℃の高温域でこれらの効果を有効なものにするため
には、１５％以上の添加が必要である。しかし、添加量
が３０％を越えると、過剰に二次炭化物が析出するこ
と、さらにはα相などの脆い析出物などが析出し、脆化
が著しくなる。そのためＣｒ含有量を１５〜３０％とす
る。望ましくは、１７〜２５％である。

【００３９】（６）Ｎｂ：０.２〜６.０％ Ｎｂは、Ｃと結合して微細な炭化物を形成し、高温強度
を改善する。また、Ｃｒ炭化物の生成を抑制することに
よって、耐酸化性を向上させる。これらの効果を有効に
発揮させるためには、含有量は０.２％以上必要であ
る。しかし、多量に添加すると、結晶粒界に生成する共
晶炭化物が多くなって脆化し、強度と延性が著しく低下
するので、Ｎｂの含有量は６.０％以下とする。望まし
くは、１.０〜４.０％である。

【００４０】（７）Ｗ：１.０〜６.０％ Ｗは、高温強度を改善する。この効果を得るためには
１.０％以上の添加が必要である。しかし、多量に添加
すると耐酸化性が劣化するので６.０％が上限である。
そのためＷの含有量は１.０〜６.０％とする。望ましく
は、２.０〜４.０％である。なお、Ｗとほぼ同様の効果
はＭｏを添加しても得られるので、Ｗの一部または全量
を、Ｍｏに置換することも可能である。この場合、重量
比率でＷ＝２Ｍｏの割合でＷをＭｏに置換するものとす
る。

【００４１】（８）残部 残部は、Ｆｅからなり、Ｐ、Ｓ等の一般的に考えられる
不可避的不純物を、一般的な量含むことができるものか
ら構成される。必要に応じて、Ｎを添加することもでき
る。

【００４２】（９）Ｂ：０.００１〜０.０１％ Ｂは、鋳鋼の結晶粒界を微細にするとともに、その凝集
粗大化を遅らせ、高温強度と靱性を改善する。このた
め、０.００１％以上の添加が望ましい。一方、Ｂの多
量の添加は硼化物を析出させ、高温強度を劣化させるの
で、０.０１％を上限とする。そのためＢの含有量は０.
００１〜０.０１％とする。

【００６７】（１０）Ｍｏ：０.２〜１.０％ Ｍｏ、はＷと同様の作用を有する元素である。しかし、
Ｍｏの単独添加はＷよりも効果が少ない。Ｗの一部を置
換し複合効果させるためＭｏの添加量は０.２〜１.０％
とするのがよい。

【００４３】（１１）Ｃｏ：２０％以下 Ｃｏは、Ｎｉと同様オーステナイト組織を安定にし、高
温強度を高める元素であり、特にＮｉと複合添加させる
ことにより、一層オーステナイト組織が安定する。ま
た、Ｓが存在する使用雰囲気では、Ｎｉは低融点の硫化
物をつくるため、特にＣｏの使用が有利である。Ｎｉと
Ｃｏは相互に置換することが可能であるが、Ｎｉ＋Ｃｏ
の合計が３０％を越えても効果が飽和し、経済的にも不
利であるので８％以上、３０％以下とする。なお、Ｃｏ
単独で２０％を越えても効果が飽和し、経済的にも不利
であるので、２０％以下とする。

【００４４】（１２）Ｎ：０.０１〜０.３％ Ｎは、強力なオーステナイト生成元素であり、オーステ
ナイト基地を安定にする。また、結晶粒微細化に有効な
元素であり、本発明のような、鍛造・圧延などの加工に
よる結晶粒微細化が不可能な主要管状部を、鋳造で製造
する際には極めて有効である。この結晶粒微細化によ
り、構造物として重要な材料の延性の確保が可能にな
り、また、本系耐熱鋳鋼のような、オーステナイト系耐
熱鋳鋼に特有な、被削性が悪いという欠点を改善でき
る。

【００４５】また、ＮはＣの拡散速度を遅らせ、析出炭
化物の凝集を遅らせるので、脆化に対して有効である。
この効果を得るためには、０.０１％以上の添加が必要
である。しかし、多量に添加すると、Ｃｒ２Ｎ−Ｃｒ２
３Ｃ６の粒界析出を生じ、脆化を促進する一方、有効な
Ｃｒ量が減少し耐酸化性を劣化させるので、０.３％を
上限とする。望ましくは、０.０３〜０.２％である。

【００４６】（１３）Ｓ：０.０１〜０.５％ Ｓは、鋳鋼においては球状もしくは、塊状の硫化物を生
成し、機械加工において、切粉の分断を促進するため、
被削性が向上する。この効果を得るためには、０.０１
％以上必要である。しかし、多量に添加すると、粒界に
硫化物が多量に析出し、高温強度を劣化させ、さらに靱
性が低下するので、０.５％を限度とする。そのため、
Ｓの含有量は０.０１〜０.５％である。望ましくは、
０.０３〜０.２５％である。

【００４７】（１４）Ｃ−Ｎｂ／８：０.０５〜０.６％ 本オーステナイト系耐熱鋳鋼は、Ｎｂの共晶炭化物を生
成させて鋳造性を高めると共に、適当量の炭化物を析出
させ、高強度を得ている。共晶炭化物（ＮｂＣ）は、重
量比率でＣとＣの８倍のＮｂとで形成されるが、共晶炭
化物（ＮｂＣ）のほかに析出炭化物を適当量得るには、
共晶炭化物生成に消費されるＣ以上のＣが必要となる。
即ち、Ｃ−Ｎｂ／８が、０.０５％以上必要である。し
かし、Ｃ−Ｎｂ／８が０.６％を越えると硬く脆くな
り、延性と加工性が劣化するので、０.０５〜０.６％と
する。特に、薄肉鋳物では共晶炭化物の割合は鋳造性に
重要であるので、望ましくは０.０７〜０.３％である。

【００４８】本発明によれば、熱容量が低く肉厚の薄い
耐熱鋳鋼製排気系部品を得ることができる。

【００４９】

【発明の実施の形態】以下、発明の実施の形態を詳細に
説明する。図１は、実施の形態に係る鋳型の要部断面図
であり、図２は無機系粘結剤を含浸する装置の概略断面
図である。図１で、１は鋳型であり、この鋳型１は、下
型２ａと上型２ｂからなる主型２と、主型２内に配置さ
れる中子３からなり、主型２と中子３ほかで形成される
キャビティ４は主要部の間隙が３ｍｍであり、また主型
２には湯口５及び湯道６を設けている。そして、下型２
ａ、上型２ｂ及び中子３は、以下の工程により製作して
いる。先ず、下型２ａ、上型２ｂは、シェルモールド
法、コールドボックス法、水溶性フェノールレジン法お
よびアルカリフェノールレジン法などの造型法により鋳
物砂と有機系粘結剤を混練後に造型を行う。そして、下
型２ａ及び上型２ｂを図２の含浸装置に装入し、真空ポ
ンプにより減圧室２１の下半分に貯留された無機系粘結
剤２２をコロイダルシリカとして、この無機系粘結剤２
２に浸漬した後、減圧室２１を減圧して、コロイダルシ
リカを鋳型１の砂粒間の空隙内に含浸させる。なお、無
機系粘結剤はＳｉＯ₂／Ｎａ₂Ｏのモル比で４〜２０、そ
の濃度は２０〜１００、さらにはモル比で５〜１０、濃
度で４０〜８０％を好ましい範囲として含浸させてい
る。

【００５０】一方、中子３は、上述した下型２ａ、上型
２ｂとは工程を変え、含浸装置の減圧室２１の下半分に
貯留された無機系粘結剤２２を珪酸塩水溶液、コロイダ
ルシリカあるいはこれらの濃度を２０〜１００％に調整
した水溶液として、この無機系粘結剤２２に浸漬した
後、真空ポンプにより減圧室２１を減圧して、無機系粘
結剤を鋳型１の砂粒間の空隙内に含浸させる。なお、無
機系粘結剤のＳｉＯ₂／Ｎａ₂Ｏはモル比で４〜２０、そ
の濃度は２０〜１００％、さらにはモル比で６〜１５、
濃度で３０〜７０％を好ましい範囲として含浸させてい
る。

【００５１】次に、含浸装置から取り出した下型２ａ、
上型２ｂ及び中子３に対してマイクロ波・高温雰囲気又
は恒温恒湿雰囲気による乾燥を行う。さらに、下型２
ａ、上型２ｂ及び中子３を組み立てて鋳型１とし、焼成
炉（図示せず）に入れて、大気中、７００〜１２００℃
×１時間で焼成する。鋳型を焼成することで、有機粘結
剤を焼失させるとともに無機系粘結剤中のＳｉＯ₂／Ｎ
ａ₂Ｏが砂粒間の空隙内で焼結され、砂粒間が結合され
る。そして、焼成直後の高温が維持された約８００〜１
０００℃の鋳型に、例えばオーステナイト系耐熱鋳鋼組
成で約１５００〜１６００℃と高温の溶融金属を湯口５
から鋳込む。主型２は、無機系粘結剤のＳｉＯ₂／Ｎａ₂
Ｏを、モル比で４〜２０、濃度を２０〜１００％、好ま
しくはモル比で５〜１０、濃度で約４０〜８０％の範囲
として含浸し、焼成しているので、溶融金属に充分に耐
え得る高温強度を有している。また鋳型１は、溶融金属
が鋳込まれる温度に近い、約８００〜１０００℃の高温
に予熱されているので、キャビティ４への湯廻りが良好
となる。

【００５２】次に、鋳込み後、室温付近まで放冷した後
に鋳型１と鋳物とを分離する。中子３に、無機系粘結剤
として珪酸塩水溶液のＳｉＯ₂／Ｎａ₂Ｏを、モル比で４
〜２０、濃度を２０〜１００％、好ましくはモル比で６
〜１５、濃度で約３０〜７０％として含浸し、焼成し、
砂粒間の結合力を制御したことにより、中子３は容易に
崩壊して鋳物から分離される。このように、主型２や中
子３など鋳型１の使う箇所によって、無機系粘結剤とし
て、珪酸塩水溶液又はコロイダルシリカのＳｉＯ₂／Ｎ
ａ₂Ｏのモル比や濃度を変えて含浸することで、焼成後
直ちに高温の溶融金属を鋳込む際の高温強度や、鋳込み
後、鋳物と分離する場合の崩壊性も調整される。

【００５３】

【実施例１】珪砂に有機粘結剤としてフェノール樹脂を
質量比２〜５％混合した鋳物砂で、図１に示す触媒ケー
スの鋳型の上下型を造型した。図１で、１は鋳型であ
り、この鋳型１は、下型２ａと上型２ｂからなる主型２
と、主型２内に配置される中子３からなり、主型２と中
子３ほかで形成されるキャビティ４は主要部の間隙が３
ｍｍであり、また主型２には湯口５及び湯道６を設けて
いる。そして、下型２ａ及び上型２ｂを図２の含浸装置
に装入し、真空ポンプにより減圧室２１の下半分に貯留
された無機系粘結剤２２を珪酸塩水溶液として、この無
機系粘結剤２２に浸漬した後、減圧室２１を減圧して、
珪酸塩水溶液を鋳型１の砂粒間の空隙内に含浸させる。
なお、無機系粘結剤はＳｉＯ₂／Ｎａ₂Ｏのモル比で４〜
２０、その濃度は２０〜１００、さらにはモル比で５〜
１０、濃度で４０〜８０％を好ましい範囲として含浸さ
せている。

【００５４】一方、中子３は、上述した下型２ａ、上型
２ｂとは工程を変え、含浸装置の減圧室２１の下半分に
貯留された無機系粘結剤２２を珪酸塩水溶液の濃度を２
０〜１００％に調整した水溶液として、この無機系粘結
剤２２に浸漬した後、真空ポンプにより減圧室２１を減
圧して、無機系粘結剤を鋳型１の砂粒間の空隙内に含浸
させる。なお、無機系粘結剤のＳｉＯ₂／Ｎａ₂Ｏはモル
比で４〜２０、その濃度は２０〜１００％、さらにはモ
ル比で６〜１５、濃度で３０〜７０％を好ましい範囲と
して含浸させている。

【００５５】次に、含浸装置から取り出した下型２ａ、
上型２ｂ及び中子３に対してマイクロ波・高温雰囲気又
は恒温恒湿雰囲気による乾燥を行う。さらに、下型２
ａ、上型２ｂ及び中子３を組み立てて鋳型１とし、焼成
炉（図示せず）に入れて、大気中、７００〜１２００℃
×１時間で焼成する。鋳型を焼成することで、有機粘結
剤を焼失させるとともに無機系粘結剤中のＳｉＯ₂／Ｎ
ａ₂Ｏが砂粒間の空隙内で焼結され、砂粒間が結合され
る。そして、焼成直後の高温が維持された約８００〜１
０００℃の鋳型に、質量比率で、Ｃ：０.０５〜１.２０
％、Ｓｉ：２.０％以下、Ｍｎ：２.０％以下、Ｎｉ：
０.１〜２.０％、Ｃｒ：１６〜２５％、Ｎｂおよび／ま
たはＶ：０.０１〜６.０％、Ｗおよび／またはＭｏ：
１.０〜５.０％を含む表１に示すフェライト系耐熱鋳鋼
組成で、約１５００〜１６００℃と高温の溶融金属を湯
口５から鋳込む。主型２は、無機系粘結剤のＳｉＯ₂／
Ｎａ₂Ｏを、モル比で４〜２０、濃度を２０〜１００
％、好ましくはモル比で５〜１０、濃度で約４０〜８０
％の範囲として含浸し、焼成しているので、溶融金属に
充分に耐え得る高温強度を有している。また鋳型１は、
溶融金属が鋳込まれる温度に近い、約８００〜１０００
℃の高温に予熱されているので、キャビティ４への湯廻
りが良好となる。そして、鋳込み後室温付近まで放冷し
た後に鋳型１と鋳物とを分離し、主要形状部の肉厚が、
１．５〜３mmである耐熱鋳鋼製触媒ケースを得た。

【００５６】本触媒ケースの鋳造時に、ＪＩＳ規格Ｙ形
Ｂ号供試材を同時に作製し、以下に述べる各種の評価試
験を行った。

【００５７】（１）室温引張試験 標点間距離が５０mm、標点の直径が１４mmの丸棒試験片
（ＪＩＳ４号試験片）を用いて行った。

【００５８】（２）高温引張試験 標点間距離が５０mm、標点の直径が１０mmのつばつき試
験片を用いて、１０００℃で行った。

【００５９】（３）熱疲労試験 標点間距離が２０mm、標点の直径が１０mmの丸棒試験片
を用いて、加熱冷却に伴う伸び縮みを機械的に完全に拘
束した状態で、下記の条件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。 下限温度：１５０℃ 上限温度：１０００℃ 各１サイクル：１２分 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。

【００６０】（４）酸化試験 直径１０mm、長さ２０mmの丸棒試験片を作成し、１００
０℃において２００時間大気中に保持し、取り出し後に
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あたりの重量変化（酸化減
量：mg/mm²）を求めることにより、耐酸化性を評価し
た。

【００６１】以上の室温引張試験結果と高温引張試験結
果を表２に、熱疲労試験結果と酸化試験結果を表３に示
す。本発明による方法で製造された触媒ケースは、従来
材である比較例４と比較して、室温性質は同等以上であ
って、高温性質がさらに優れていることがわかる。

【００６２】

【表１】

【００６３】

【表２】

【００６４】

【表３】

【００６５】

【実施例２】実施例１と同様の方法で上型、下型、中子
を作成し、鋳型を焼成して、焼成直後の高温が維持され
た約８００〜１０００℃の鋳型に、質量比率で、Ｃ：
０.２〜１.０％、Ｓｉ：２.０％以下、Ｍｎ：２.０％以
下、Ｎｉ：８〜２０％、Ｃｒ：１５〜３０％、Ｎｂ：
０.２〜６.０％、Ｗ：１.０〜６.０％を含む表４に示す
オーステナイト系耐熱鋳鋼組成で、約１５００〜１６０
０℃と高温の溶融金属を湯口５から鋳込み、後室温付近
まで放冷した後に鋳型と鋳物とを分離し、主要形状部の
肉厚が、１．５〜３mmである耐熱鋳鋼製排気マニホール
ドを得た。

【００６６】また、本排気マニホールドの鋳造時に、Ｊ
ＩＳ規格Ｙ形Ｂ号供試材を同時に作製し、以下に述べる
各種の評価試験を行った。

【００６７】（１）室温引張試験 標点間距離が５０mm、標点の直径が１４mmの丸棒試験片
（ＪＩＳ４号試験片）を用いて行った。

【００６８】（２）高温引張試験 標点間距離が５０mm、標点の直径が１０mmのつばつき試
験片を用いて、９００℃で行った。

【００６９】（３）熱疲労試験 標点間距離が２０mm、標点の直径が１０mmの丸棒試験片
を用いて、加熱冷却に伴う伸び縮みを機械的に完全に拘
束した状態で、下記の条件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。 下限温度：１００℃ 上限温度：９００℃ 各１サイクル：１２分 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。

【００７０】（４）酸化試験 直径１０mm、長さ２０mmの丸棒試験片を作成し、９００
℃において２００時間大気中に保持し、取り出し後にシ
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あたりの重量変化（酸化減量：
mg/cm²）を求めることにより、耐酸化性を評価した。

【００７１】以上の室温引張試験結果と高温引張試験結
果を表５に、熱疲労試験結果と酸化試験結果を表６に示
す。本発明による方法で製造された触媒ケースは、従来
材である比較例１９と比較して、室温性質は同等以上で
あって、高温性質がさらに優れていることがわかる。

【００７２】

【表４】

【００７３】

【表５】

【００７４】

【表６】

【００７５】

【発明の効果】以上、本発明によれば、熱容量が低く肉
厚の薄い耐熱鋳鋼製排気系部品を得ることができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の実施の形態に係る鋳型の要部断面図で
ある。

【図２】本発明の実施の形態に係る鋳型の製造状況を示
した図である。

【符号の説明】

１：鋳型 ２：主型 ２ａ：下型 ２ｂ：上型 ３：中子 ４：キャビティ ５：湯口 ６：湯道 ２１：減圧室 ２２：無機系粘結剤 ２３：真空ポンプ

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） // Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０２ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０２Ｚ 38/58 38/58 (72)発明者 早田 智臣 福岡県京都郡苅田町長浜町35番地 日立金 属株式会社九州工場内 (72)発明者 上田 精心 福岡県京都郡苅田町長浜町35番地 日立金 属株式会社九州工場内 Ｆターム(参考） 3G004 BA07 FA04 3G091 AB01 BA39

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 排気系部品の主要形状部の肉厚が、１．
   ５〜３mmであり、フェライト系耐熱鋳鋼からなることを
   特徴とする耐熱鋳鋼製排気系部品。
2. 【請求項２】 排気系部品の主要形状部の肉厚が、１．
   ５〜３mmであり、オーステナイト系耐熱鋳鋼からなるこ
   とを特徴とする耐熱鋳鋼製排気系部品。
3. 【請求項３】 前記耐熱鋳鋼製排気系部品が、排気マニ
   ホールド、タービンハウジング、タービンハウジング一
   体排気マニホールド、触媒ケース、触媒ケース一体排気
   マニホールド、集合管であることを特徴とする請求項１
   乃至２記載の耐熱鋳鋼製排気系部品。