JP2004169135A - フェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄 - Google Patents
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Abstract
【課題】燃焼ガスにより常温から８００℃を超える温度に繰り返し加熱される条件下での、耐酸化性、熱き裂寿命などの特性を向上でき、例えば、自動車エンジン用のターボチャージャーハウジング、エキゾーストマニホルド、触媒ケースなどの排気系部品や、焼却炉用や熱処理炉用の炉床や台車などの燃焼用部品に適用できるフェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄を得る。
【解決手段】質量比で、Ｃ：１．８〜３．５％、Ｓｉ：４．５〜８．０％、Ｃｒ：７．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、（２Ｓｎ＋Ｓｂ）：０．５％以下、黒鉛球状化元素：０．１％以下を含有する球状黒鉛鋳鉄であり、３℃／分の加熱速度で昇温したときに、非平衡のフェライト−オーステナイト変態開始温度（Ａｃ１）が８４０℃以上である。
【選択図】 図３
【解決手段】質量比で、Ｃ：１．８〜３．５％、Ｓｉ：４．５〜８．０％、Ｃｒ：７．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、（２Ｓｎ＋Ｓｂ）：０．５％以下、黒鉛球状化元素：０．１％以下を含有する球状黒鉛鋳鉄であり、３℃／分の加熱速度で昇温したときに、非平衡のフェライト−オーステナイト変態開始温度（Ａｃ１）が８４０℃以上である。
【選択図】 図３
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、例えば、自動車エンジン用のターボチャージャーハウジング、エキゾーストマニホルド、触媒ケースなどの排気系部品や、焼却炉用や熱処理炉用の炉床や台車などの燃焼用部品に適用できるフェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車エンジン用のターボチャージャーハウジング、エキゾーストマニホルド、触媒ケースなどの排気系部品には、鋳造性が良くまた低コストなＳｉを約４％含有する球状黒鉛鋳鉄が用いられてきていた。
【０００３】
一方、基地組織がフェライト相主体の耐熱球状黒鉛鋳鉄として、Ｃ：２．７〜３．２％、Ｓｉ：４．４〜５．０％、Ｍｎ：０．６％以下、Ｃｒ：０．５〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：１．０％以下、球状化処理剤：０．１％以下、残部を実質的にＦｅとすることで、Ｓｉの増量およびＣｒ、Ｎｉの限定添加の効果により、１５０〜８００℃といった繰り返し熱負荷を受ける環境下での耐酸化性、耐熱き裂性を向上し、自動車用エンジン用のターボチャージャーハウジング、エキゾーストマニホルドなどの排気系部品に適用できるとする開示がある（例えば、特許文献１参照）。
【０００４】
また別に、片状黒鉛鋳鉄として、Ｃ：３．２〜３．７％、Ｓｉ：２．０〜２．４％、Ｍｎ：０．２〜０．８％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．１％以下、Ｃｒ：０．１〜０．４％、Ｎｉ：０．２〜０．６％、Ｍｏ：０．３〜０．６％、Ｓｂ（アンチモン）：０．０２〜０．０５％、残部をＦｅとすることで、特にＳｂにより耐熱疲労性を向上してシリンダヘッド用材料に適用できるとする開示がある（例えば、特許文献２参照）。
【０００５】
また、球状黒鉛鋳鉄が適用できる限界温度は平衡状態のフェライト−オーステナイト変態温度（以下、「Ａｅ１」という）に依存し、このＡｅ１を高温側に上げるには、Ｓｉ（珪素）やＡｌ（アルミニウム）の添加が行われるが、Ｓｉを約４．５〜５．０％と多く含有させたり、または僅かにＡｌ（アルミニウム）を添加すると、材料特性と鋳物の性質をかなり悪化させるとの記載がある（例えば、非特許文献１参照）。
【０００６】
【特許文献１】
特開平９−８７７９６号公報（第２頁第１欄第２〜１１行、第５頁第７欄第１〜１５行）
【特許文献２】
特公平７−６０３２号公報（第１頁、第４頁）
【非特許文献１】
ＧＩＥＳＳＥＲＥＩ−ＰＲＡＸＩＳ ５／２００２（第１５９〜１７１頁）
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
さて、自動車エンジンの高性能化および環境規制の強化に伴い、排気ガス温度が上昇し、ターボチャージャーハウジング、エキゾーストマニホルド、触媒ケースなどの排気系部品においては、燃焼ガスにより常温から８００℃を超える温度に繰り返し加熱される条件下での、耐酸化性、熱き裂寿命などの特性を向上することが求められている。
【０００８】
従来のＳｉを約４％含有する球状黒鉛鋳鉄は、鋳造性が良くまた低コストに得ることが可能であるが、耐酸化性、熱き裂寿命に限界があり、排気ガスの高温化に対応することができない。一方、排気ガスの高温化に対応が可能なオーステナイト系球状黒鉛鋳鉄、フェライト系耐熱鋳鋼、オーステナイト系耐熱鋳鋼などからなる排気系部品は、高価なＮｉ、Ｃｒなどの金属を多量に添加含有するためコストが高くなり、また鋳造性や被削性が球状黒鉛鋳鉄より劣るという問題がある。
【０００９】
また、特許文献１に開示のような耐熱球状黒鉛鋳鉄は、８００℃までの繰り返し熱負荷を受ける環境下での耐酸化性、熱き裂寿命はあるが、燃焼ガスにより常温から８００℃を超える温度に繰り返し加熱される条件下での、耐酸化性、熱き裂寿命がまだ不足する。
【００１０】
また、特許文献２に開示のような片状黒鉛鋳鉄は、黒鉛が球状化していないので、熱き裂寿命が短い。
【００１１】
また、非特許文献１に記載のように球状黒鉛鋳鉄の限界温度を上げるために単にＡｅ１を高くしても、燃焼ガスによる加熱速度でＡｅ１が変化することがあり、Ａｅ１のみでフェライト系球状黒鉛鋳鉄を得ることはできない。
【００１２】
上述したように、Ａｅ１は加熱速度で変化することがあるため、定量的にはいえないが、定性的には、一般的な球状黒鉛鋳鉄のＡｅ１は７３０℃前後、Ｓｉを約４％含有する高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄やＳｉに加えて、さらにＭｏを含有するＭｏ含有高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄でのＡｅ１は８００℃前後である。このため従来の球状黒鉛鋳鉄を、常温から８００℃を超える温度に繰り返し加熱される条件下で使用される排気ガス温度の高い排気系部品に適用することは、熱き裂寿命の点で限界があった。
【００１３】
本発明の課題は、燃焼ガスにより常温から８００℃を超える温度に繰り返し加熱される条件下での、耐酸化性、熱き裂寿命などの特性を向上でき、例えば、自動車エンジン用のターボチャージャーハウジング、エキゾーストマニホルド、触媒ケースなどの排気系部品や、焼却炉用や熱処理炉用の炉床や台車などの燃焼用部品に適用できるフェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄を得ることにある。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
排気系部品や燃焼用部品においては、加熱速度およびＣやＳｉを中心とする合金配合割合に応じて変動する非平衡状態のフェライト−オーステナイト変態開始温度（以下、「Ａｃ１」という）および非平衡状態のフェライト−オーステナイト変態終了温度（以下、「Ａｃｆ」という）があり、冷却時にも非平衡状態のオーステナイト−フェライト変態開始温度（以下、「Ａｒ１」という）および非平衡状態のオーステナイト−フェライト変態終了温度（以下、「Ａｒｆ」という）があり、共に大きな内部歪みが発生し、熱き裂寿命に影響する。また、組成が一定であれば、加熱速度および冷却速度が大きくなると、Ａｅ１に対してＡｃ１は高くなり、一方、Ａｅ１に対してＡｒ１は低くなり、そして、加熱速度および冷却速度が大きくなればなるほど、Ａｅ１と、Ａｃ１およびＡｒ１との差が大きくなる。
【００１５】
そこで、本発明者らは、Ａｃ１およびＡｒｆほかを熱機械分析装置（ＴＭＡ）や変態点測定装置で正確に測定し、このＡｃ１およびＡｒｆを８００℃さらには８４０℃以上と高くするため、Ｃ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＳｎおよびＳｂの少なくとも１以上と、黒鉛球状化元素、さらにＣｕ、Ｂ、Ｂｉの少なくとも何れか１を適切に含有させ、必要に応じて基地組織をフェライト化する特殊な熱処理を施すことで、燃焼ガスにより常温から８００℃を超える温度に繰り返し加熱される条件下での、耐酸化性、熱き裂寿命などの特性を向上でき、例えば、自動車エンジン用のターボチャージャーハウジング、エキゾーストマニホルド、触媒ケースなどの排気系部品や、焼却炉用や熱処理炉用の炉床や台車などの燃焼用部品に適用できるフェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄が得られるとの知見を得、本発明に想到した。
【００１６】
すなわち、本発明のフェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄は、質量比で、Ｃ：１．８〜３．５％、Ｓｉ：４．５〜８．０％、Ｃｒ：７．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、（２Ｓｎ＋Ｓｂ）：０．５％以下、黒鉛球状化元素：０．１％以下を含有することを特徴とする。
【００１７】
本発明のフェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄においては、質量比で、Ｃ：１．８〜３．５％、Ｓｉ：４．５〜６．０％、Ｃｒ：２．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、（２Ｓｎ＋Ｓｂ）：０．５％以下、黒鉛球状化元素：０．１％以下を含有することが好ましい。上記組成からなるフェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄は、耐酸化性、熱き裂寿命、常温伸びが向上するので、例えば、自動車エンジン用のターボチャージャーハウジング、エキゾーストマニホルド、触媒ケースなどの排気系部品、または焼却炉用や熱処理炉用の炉床や台車などの燃焼用部品に適用できる。
【００１８】
また、本発明のフェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄においては、質量比で、Ｃ：１．８〜３．５％、Ｓｉ：５．０〜８．０％、Ｃｒ：１．５〜７．０％、Ｎｉ：２．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、（２Ｓｎ＋Ｓｂ）：０．５％以下、黒鉛球状化元素：０．１％以下を含有することが好ましい。上記組成からなるフェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄は、耐酸化性、熱き裂寿命が向上するので、例えば、焼却炉用や熱処理炉用の炉床や台車などの燃焼用部品に適用できる。
【００１９】
さらに、本発明のフェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄においては、質量比で、さらに、Ｃｕ：２．０％以下、Ｂ：０．３％未満、およびＢｉ：０．１％以下の少なくとも１以上を含有することが好ましい。
【００２０】
また、本発明のフェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄は、加熱速度に応じて変動する非平衡のフェライト−オーステナイト変態開始温度（Ａｃ１）を有するフェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄であって、該フェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄を３℃／分の加熱速度で昇温したときに、前記フェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄の非平衡のフェライト−オーステナイト変態開始温度（Ａｃ１）が８４０℃以上であることを特徴とする。
【００２１】
さらに、本発明のフェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄は、質量比で、下記（１）〜（４）すなわち、（１）Ｃ：１．８〜３．５％、Ｓｉ：４．５〜８．０％、Ｃｒ：７．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、（２Ｓｎ＋Ｓｂ）：０．５％以下、黒鉛球状化元素：０．１％以下、または（２）Ｃ：１．８〜３．５％、Ｓｉ：４．５〜６．０％、Ｃｒ：２．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、（２Ｓｎ＋Ｓｂ）：０．５％以下、黒鉛球状化元素：０．１％以下、または（３）Ｃ：１．８〜３．５％、Ｓｉ：５．０〜８．０％、Ｃｒ：１．５〜７．０％、Ｎｉ：２．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、（２Ｓｎ＋Ｓｂ）：０．５％以下、黒鉛球状化元素：０．１％以下、またはさらに、（４）前記（１）〜（３）に、Ｃｕ：２．０％以下、Ｂ：０．３％未満、およびＢｉ：０．１％以下の少なくとも１以上を含有し、加熱速度に応じて変動する非平衡のフェライト−オーステナイト変態開始温度（Ａｃ１）を有するフェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄であって、該フェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄を３℃／分の加熱速度で昇温したときに、前記フェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄の非平衡のフェライト−オーステナイト変態開始温度（Ａｃ１）が８４０℃以上であることを特徴とする。
【００２２】
また、本発明のフェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄においては、前記非平衡のフェライト−オーステナイト変態開始温度（Ａｃ１）が、前記フェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄を加熱して得られる温度と変位の関係から、前記変位を温度で微分した微分膨張変位線がフェライト側から乖離を始める温度であることを特徴とする。
【００２３】
そして、本発明のフェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄は、鋳造後、加熱速度に
応じた非平衡のフェライト−オーステナイト変態終了温度（Ａｃｆ）以上に昇温して少なくとも１分間以上保持し、次いで非平衡のオーステナイト−フェライト変態開始温度（Ａｒ１）以上の温度から非平衡のオーステナイト−フェライト変態終了温度（Ａｒｆ）以下までを０．１〜２０℃／分の冷却速度で冷却し、次いでマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）より少なくとも５０℃以上の温度域から空冷する、熱処理が施されていることが好ましい。
【００２４】
次に、本発明での質量比、変態温度、熱処理ほかの限定理由を説明する。
【００２５】
（１）Ｃ（炭素）：１．８〜３．５％
Ｃは、溶湯の流動性や黒鉛の晶出に寄与する元素である。Ｃが１．８％未満では流動性が低下するとともに球状黒鉛を晶出することができず、一方、Ｃが３．５％を超えると黒鉛の球状化が困難となって粗大黒鉛が形成されて常温伸びが不足し、また鋳造時に引けが発生しやすくなる。したがって、Ｃは１．８〜３．５％、好ましくは２．０％〜３．１％とする。
【００２６】
（２）Ｓｉ（珪素）：４．５〜８．０％
Ｓｉは、黒鉛の晶出に関与する元素であり、また基地をフェライトにする作用があり、さらに耐酸化性を向上させると共に、Ａｃ１を上昇させる効果もある。
このためには、Ｓｉは４．５％以上必要である。一方、Ｓｉが８．０％を超えると基地が脆くなり、常温伸びの低下が顕著となり、また硬くなって被削性を悪くする。したがって、Ｓｉは４．５〜８．０％とする。なお、常温伸びが重要な排気系部品などにはＳｉは４．５〜６．０％が好ましく、また、特に耐酸化性が重要な燃焼用部品などにはＳｉは５．０〜８．０％が好ましい。
【００２７】
（３）Ｃｒ：７．０％以下
Ｃｒは、材料表面付近に緻密なＣｒ系酸化物を形成して耐酸化性を向上させ、かつＡｃ１を上昇させる。しかし、Ｃｒが７．０％を超えて含有すると、Ｍ７Ｃ３型の晶出炭化物が著しく多くなって材料が脆くなり、また材料の融点が高くなって溶解炉材の寿命を低下させ、さらに鋳造時の湯流れ性や被削性を低下させる。したがって、Ｃｒは７．０％以下とする。なお、常温伸びが重要な排気系部品などにはＣｒは２．０％以下が好ましく、また、特に耐酸化性が重要な燃焼用部品などにはＣｒは１．５〜７．０％が好ましい。
【００２８】
（４）Ｎｉ：２．０％
Ｎｉを含有することにより材料の常温伸びを向上させる。一方、Ｎｉが２．０％を超えて含有すると、Ａｃ１を低下させる。したがって、Ｎｉは２．０％以下、好ましくは０．０１〜２．０％とする。
【００２９】
（５）Ｍｏ：２．０％以下
Ｍｏは、鋳鉄基地中において炭素（Ｃ）と化合して析出炭化物を形成し、また平均熱膨張係数を小さくして、高温域における熱応力の発生を低くして高温強度を向上する。一方、Ｍｏが２．０％を超えて多量に含有すると、Ａｃ１が低下して、熱き裂寿命を低下させ、また炭化物が増加して常温伸びと被削性を低下させる。したがって、Ｍｏは２．０％以下とする。
【００３０】
（６）（２Ｓｎ＋Ｓｂ）：０．５％以下
Ｓｎ、Ｓｂは、何れも黒鉛の粒数を増加しまた球状化を向上させ、黒鉛粒数を増加することで元素の偏析が緩和されて、Ｓｉの含有量を多くしても常温伸びの低下を抑えることができる。また、Ｓｎ、Ｓｂは、材料の内部酸化による黒鉛の酸化脱落を防止し、結果として材料の耐酸化性を向上する効果もある。このメカニズムは現在のところ必ずしも明確ではないが、Ｓｎ、Ｓｂは、黒鉛と基地組織の界面の基地組織側に濃化して、黒鉛から基地中へのＣの拡散することと、基地に侵入した酸素が黒鉛と酸化反応を起すことを抑制するためと推察される。一方、（２Ｓｎ＋Ｓｂ）が０．５％を超えると、共晶セル境界に燐片状の異常黒鉛を生成して靱性の低下を招いたり、内部酸化を助長する。ＳｂはＳｎに対してこれらの効果を２倍もっていることから、（２Ｓｎ＋Ｓｂ）は０．５％以下、好ましくは０．００１％〜０．５％、さらに好ましくは０．００１〜０．２％とする。
【００３１】
（７）Ｃｕ：２．０％以下
Ｃｕは、Ｎｉと同様、材料の延性を向上させるため、必要に応じて含有させる。一方、Ｃｕが２．０％を超え含有するとＡｃ１を低下させ、耐酸化性と熱き裂寿命を低下させる。したがってＣｕは２．０％以下とする。
【００３２】
（８）Ｂ：０．３％未満
Ｂは、Ｃｒの炭化物を安定化させる効果があり、さらに鋳造後に熱処理を施すと常温伸びを向上させる効果があるため、必要に応じて含有させる。一方、Ｂが０．３％以上含有すると、黒鉛の球状化を著しく阻害して球状化不良を招く。したがって、Ｂは０．３％未満、好ましくは０．０００１〜０．３％未満、さらに好ましくは０．０００１〜０．１％とする。
【００３３】
（９）Ｂｉ：０．１％以下
Ｂｉは、黒鉛粒数を増加させ、黒鉛組織を緻密化して被削性を向上させる効果があるため、必要に応じて含有させる。一方、Ｂｉを０．１％を超えて含有しても効果の拡大はなく、製造コストを上昇させる。したがって、Ｂｉは０．１％以下、好ましくは０．００００１〜０．０１％とする。
【００３４】
（１０）球状化処理元素：０．１％以下
黒鉛を鋳放しで球状に晶出させて、常温伸び、高温耐力ほかの特性を向上させるため、純Ｍｇ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｇ合金などのＭｇ系の球状化処理元素、またはＣａ系の球状化処理元素を０．１％以下、好ましくはＭｇを０．０２０〜０．０８０％含有させる。
【００３５】
（１１）Ｍｎ、Ｐ、Ｓ
なお、Ｍｎは、共晶セル境界に偏析して、この部分のＡｃ１を下げて、熱き裂寿命を低下させるため、１．０％以下が良い。また、Ｐは、黒鉛の球状化に有害であるとともに、結晶粒界に析出して耐酸化性を低下させるので、０．０８％以下が良い。また、Ｓは、黒鉛の球状化に有害であり、０．０２５％以下が良い。
【００３６】
（１２）Ａｃ１が８４０℃以上
前述したとおり、排気系部品や燃焼用部品においては、加熱速度およびＣやＳｉを中心とする合金配合割合に応じて変動するＡｃ１およびＡｃｆがあり、冷却時にもＡｒ１、Ａｒｆがあり、共に大きな内部歪みが発生して、熱き裂寿命に影響する。また、組成が一定であれば、加熱速度および冷却速度が大きくなると、Ａｅ１に対して、Ａｃ１は高く、一方、Ａｒ１は低くなり、そして、加熱速度および冷却速度が大きくなればなるほど、Ａｅ１との差が大きくなる。
【００３７】
そして、熱き裂寿命を大きく向上させるためには、排気系部品や燃焼用部品が受ける最高加熱温度よりも、排気系部品や燃焼用部品の材料のＡｃ１を常に高くなるようにする必要がある。しかし、Ａｅ１をもとにＡｃ１を設定すると、使用温度がＡｃ１に近く、これを超えないようにするため、余分な元素を含有させたり、高級な材料を使用する必要が生じる。このように、不正確な測定に基づくＡｃ１で組成を決めようとすると、工業的損失が多くなる。
【００３８】
そこで、Ａｃ１ほかを例えば以下のようにして、正確に測定する。
図１は、熱機械分析装置（ＴＭＡ）の一例のブロック線図である。電気炉２３中には試料２１と標準試料２２がセットされ、これが支持管２４と検出棒２５、２６からなる試料ホルダ２７で支えられている。支持管２４は固定され、検出棒２５、２６の下端は天秤２８、２９により試料２１と標準試料２２に押し付けられている。試料２１に押し付けられている天秤２８には差動トランス３２のコア３０とコイル３１が取り付けられている。コイル３１は標準試料２２に押し付けられている検出棒２６に固定されている。試料２１には荷重制御回路３３より制御された制御コイル３４とマグネット３５で生じる電磁荷重３６ａが、一方、標準試料２２には分銅３６の加除により任意の荷重を設定している。
【００３９】
ＰＴＣ３７により電気炉２３の温度が制御され、制御回路３８により一定速度で昇温すると試料２１と標準試料２２が同時に膨張し、試料２１は検出棒２５を押し上げ、差動トランス３２を移動させる。差動トランス３２のコア３０とコイル３１の相対位置の変化は、試料２１と標準試料２２の熱膨張の差、すなわち示差膨張となり、ＴＭＡ回路３９により電気信号としてデータが取り出されれる。
そして、このデータは制御回路３８からＣＰＵ４０に送られ、プロッタ４１により温度―変位線図として出力される。同時に、ＣＰＵ４０内に温度−変位データが電子情報として記憶される。
【００４０】
熱機械分析装置（ＴＭＡ）を用いて得られた温度−変位線図から、変態温度を決定する方法として、従来は交線法が用いられている。図２は、熱機械分析装置（ＴＭＡ）を用いて試料を加熱冷却するときの温度−変位線図であり、（ａ）は加熱時の温度−膨張変位、（ｂ）は冷却時の温度−収縮変位を示す。先ず、図２（ａ）で、加熱時のフェライト−オーステナイト変態開始時に生じる変曲点を挟む膨張曲線に接線１１、１２を引き、その交点位置（イ）をＡｃ１とする。同様に１２と１３の交点（ロ）をＡｃｆとする。次に、図２（ｂ）で、冷却時のオーステナイト−フェライト変態開始時に生じる変曲点を挟む収縮曲線に接線１４、１５を引き、その交点位置（ハ）をＡｒ１とする。同様に１５と１６の交点（ニ）をＡｒｆとする。
【００４１】
ところで、一般的に鋳造材料からなる試料は、組織内の偏析や変態したオーステナイト相への合金元素の溶け込み等により局所的に合金元素の含有量にばらつきがあるため、試料の加熱時に生じるフェライト−オーステナイト相変態は、一定温度で一気に生じず、温度の推移に伴い除々に起こっている。したがって、相変態に伴う試料の寸法変化は、変態開始時には、フェライト相においてほぼ直線的に変化している温度―変位線図から除々に乖離し、変態終了時には、オーステナイト相においてほぼ直線的に変化している温度―変位線図に除々に合流することになる。同様に冷却時に生じるオーステナイト−フェライト変態も一定温度で一気に生じず、温度の推移に伴い除々に起こり、相変態に伴う試料の寸法変化は、変態開始時には、オーステナイト相においてほぼ直線的に変化する温度―変位線図から除々に乖離し、変態終了時には、フェライト相においてほぼ直線的に変化する温度―変位線図に除々に合流することになる。
【００４２】
しかしながら、温度―変位線図からの乖離点を求めることは変化が微小であるために、誤差が大きくなる。排気系部品や燃焼用部品などは変態温度を超えると、熱き裂寿命が格段に低下するため、より正確な変態開始温度を見出す必要がある。また、交線法により決定される加熱時のＡｃ１、Ａｃｆは、実際の加熱保持温度よりも低い温度を示し、さらに、冷却時のＡｒ１、Ａｒｆに基づく相変態温度幅は、実際の相変態温度幅よりも狭い温度幅を示す。そして、このような条件で排気系部品や燃焼用部品に熱処理を施してみても、安定した基地組織を得ることができず、熱き裂寿命を短くし、また常温伸びの低下や被削性の悪化を招くことがある。
【００４３】
そこで、温度−変位データから、変位を温度で微分した微分変位線図により、加熱時におけるＡｃ１、Ａｃｆ、および冷却時におけるＡｒ１、Ａｒｆを導き出す。図３は、微分変位比例限法によるＡｃ１、Ａｃｆ、Ａｒ１、Ａｒｆを求める説明図であり、（ａ）は加熱時の温度−微分膨張変位、（ｂ）は冷却時の温度−微分収縮変位を示す。図２（ａ）で、フェライト−オーステナイト変態が生じると熱膨張量が変化するので、前述した図２（ａ）の温度−膨脹変位から変位を温度で微分すると、図３（ａ）に示すフェライト側一定値１７から乖離する点（ホ）があり、この温度を正確なＡｃ１とする。同様に、オーステナイト側一定値１８へ合流する点（ヘ）があり、この温度を正確なＡｃｆとする。また、図２（ｂ）の温度−収縮変位から変位を温度で微分すると、図３（ｂ）に示すオーステナイト側一定値１９から乖離する点（ト）があり、この温度をＡｒ１とし、フェライト側一定値２０へ合流する点（チ）の温度をＡｒｆとする。
【００４４】
上述のように、温度−微分膨脹変位または温度−微分収縮変位を用いた変態温度解析法（これを「微分変位比例限法」と呼ぶ）により、従来、求めることが困難とされていたＡｃ１、Ａｃｆ、Ａｒ１、Ａｒｆを正確にかつ再現性良く求めることができる。
【００４５】
ところで、加熱速度を変化させてのＡｃ１ほかは、全自動変態点測定装置によっても正確にかつ再現性良く求めることができる。図４は、全自動変態記録測定装置の一例のブロック線図である。図４で、プログラム設定部４５で加熱時間対温度のプログラムを設定する。この条件は、温度記録部４２を介してＰＩＤ制御部４３に入る。そして、ＰＩＤ制御部４３はプログラムを高周波加熱ユニット４４に与え、試験片２１を高周波加熱装置４４ａで加熱する。加熱、冷却速度の制御は、熱電対４７の信号を温度記録部４２が電気信号に変換し、ＰＩＤ制御部４３がその信号をもとに高周波加熱ユニット４４および冷却制御部４５ａを制御して行われる。
【００４６】
高周波加熱装置４４ａにより、試験片２１は、（ａ）前述した加熱速度のうちの一つの加熱速度でもって、（ｂ）室温から所定の温度、例えば１０００℃付近まで加熱され、（ｃ）任意の時間、例えば１０分間保持後、（ｄ）冷却制御部４５ａによる制御でもって冷却ノズル４６の先端より冷却気体が放出され、室温まで前述した加熱速度と同等の冷却速度のうち一つの冷却速度でもって冷却される。（ｅ）加熱、冷却中の試験片の膨張、収縮量は検出用の石英管４８を介して、１２００Ｈｚの差動変圧器を用いた変位検出部４９により１２５倍〜５０００倍に拡大され、（ｆ）温度変化と共に２ペン記録計５０で記録され、解析される。
全自動変態記録測定装置のデ−タによるＡｃ１ほかの解析手法は基本的には、前述の図１に示す熱機械分析装置（ＴＭＡ）における測定結果の解析に使用した微分変位比例限法である。また、計測された変態温度は、加熱速度や合金成分配合割合が等しければ、同じ結果が得られる。
【００４７】
図５は、加熱・冷却速度と非平衡変態温度（Ａｃ１、Ａｃｆ、Ａｒ１、Ａｒｆ）の関係を示す図である。図５から、加熱速度が大きく（右側に）なるに従い、Ａｅ１を基準にしてＡｃ１、Ａｃｆは高温側にシフトしている。また、冷却速度が大きくなるに従い、Ａｅ１を基準にしてＡｒ１、Ａｒｆは低温側にシフトしている。このことから、材料設計や熱処理条件の設定等に当っては、従来行われてきたＡｅ１を基準とするのではなく、正確に実測されたＡｃ１、Ａｃｆ、Ａｒ１、Ａｒｆを基準に実施しなければならないことがわかる。
【００４８】
そして、自動車エンジン用のターボチャージャーハウジング、エキゾーストマニホルド、触媒ケースなどの排気系部品においては、球状黒鉛鋳鉄を３℃／分の加熱速度で昇温したときに、Ａｃ１が８４０℃以上であれば、燃焼ガスにより常温から８００℃を超える温度に繰り返し加熱される条件下での、熱き裂寿命が確保される。
【００４９】
（１３）熱処理
Ｓｉを４．５〜８．０％含有する球状黒鉛鋳鉄は、鋳放しではシリコフェライトと呼ばれる硬くてもろい基地組織中に介在物が偏析して組織的に不均一であり、常温伸びが小さく、被削性も悪い。また、ＣｒやＭｏを含有すると、基地組織にパーライトや晶出炭化物を生じて、常温伸び、被削性をさらに低下させる。そこで、必要に応じて、フェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄を、鋳造後、加熱速度に応じたＡｃｆ以上に昇温して少なくとも１分間以上保持し、次いで、Ａｒ１以上の温度から、Ａｒｆ以下までを０．１〜２０℃／分の冷却速度で冷却し、次いで、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）より少なくとも５０℃以上の温度域から空冷する、熱処理を施す。
【００５０】
オーステナイト化処理のための加熱温度は、安定した相変態を起こさせるため、加熱速度に応じたＡｃｆ以上を必要とする。また加熱保持時間は、被熱処理品の肉厚、形状、合金成分に依存するが、完全なオーステナイト化処理を行なうには少なくとも１分以上必要である。
【００５１】
フェライト化処理のための除冷を開始する温度は、相変態を起こさせるためにＡｒ１以上の温度を必要とする。フェライト化処理のための冷却を終了する温度は、相変態を起こさせるためにＡｒｆ以下の温度を必要とする。また、２０℃／分を超える冷却速度で冷却すると、球状黒鉛鋳鉄の温度が追随できず熱処理が困難になる。一方、０．１℃／分未満の冷却速度で冷却すると、熱処理に時間がかかりすぎて生産性が悪い。さらにマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）より少なくとも５０℃以上高い温度域から空冷することにより、基地組織のマルテンサイト化を防ぎ、常温伸びが大きくなり、また被削性も改善される。
【００５２】
【発明の実施の形態】
次に、発明の実施の形態を詳細に説明する。
【００５３】
表１（表１−１と表１−２）に示す化学組成［質量比（％）］の球状黒鉛鋳鉄を、１００ｋｇ用高周波炉（ＳｉＯ２ライニング）を用いて大気溶解し、１４５０℃以上で出湯した後、直ちに１３００℃以上でＹブロック型に注湯して供試材を作製した。表１で、発明例１〜２１は本発明の組成範囲内にある供試材であり、このうち発明例１〜１１および発明例２０〜２１は排気系部品に適したフェライト耐熱球状黒鉛鋳鉄、発明例１２〜１９は燃焼用部品などに適したフェライト耐熱球状黒鉛鋳鉄である。一方、比較例１〜９は本発明の組成範囲外にある供試材であり、比較例１は一般的な（ＪＩＳ）ＦＣＤ４００、比較例２はＭｏ含有高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄（Ｈｉ−ＳｉＭｏ）、比較例３は高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄（Ｈｉ−Ｓｉ）、比較例４はオーステナイト系球状黒鉛鋳鉄（ニレジストＤ２）である。
また、比較例１０は、発明例６と同じ組成で、後述する本発明例とは異なる熱処理を施した供試材を示す。表１で残部が「実質Ｆｅ」とは、残部が実質的にＦｅおよび不純物であることを示す。
【００５４】
【表１】
【００５５】
（１）Ａｃ１測定
次に、事前に正確なＡｃ１、Ａｃｆ、Ａｒ１、Ａｒｆを測定した。先ず、発明例１〜２１、比較例１〜１０から、直径５ｍｍ×長さ２０ｍｍの試料を作製した。そして、図１に示すように熱機械分析装置［例えば、理学電機（株）製の商品名ＴＡＳ２００］内に試料２１をセットし、試料２１を３℃／分の加熱速度の条件で７００℃から１０００℃まで加熱し、試料２１の熱膨張量の推移を試料２１の上端部に接触させた検出棒２５の移動量として捉え、図２（ａ）の加熱時の温度−膨張変位、および図２（ｂ）の冷却時の温度−収縮変位のデータを得た。次に、図２（ａ）の加熱時の温度−膨張変位のデータから、変位を温度で微分して、図３（ａ）でのフェライト側一定値１７から乖離する点（ホ）すなわち正確なＡｃ１と、オーステナイト側一定値１８へ合流する点（ヘ）すなわち正確なＡｃｆを得た。また、図２（ｂ）の冷却時の温度−膨張変位のデータから、変位を温度で微分して、図３（ｂ）でのオーステナイト側一定値１９から乖離する点（ト）すなわち正確なＡｒ１と、フェライト側一定値２０へ合流する点（チ）すなわち正確なＡｒｆを得た。表２に、Ａｃ１（℃）を示す。
【００５６】
表２に示すように、発明例１〜２１は、Ａｃ１が何れも８４０℃以上であったのに対し、比較例１〜４、７は、Ａｃ１が８４０℃未満であった。なお、一例として、発明例６および比較例１０は、図３（ａ）に示すように、Ａｃ１が８５６℃で、Ａｃｆは９７１℃、また図３（ｂ）に示すように、Ａｒ１が９１５℃、Ａｒｆが７７９℃であった。なお、図示しないがＡｅ１はほぼ８６１℃であった
【００５７】
（２）熱処理
次いで、発明例１〜２１、および比較例１〜８に対して熱処理を行った。この熱処理は、発明例１〜２１については、前述した通り、各々の供試材について正確に測定したＡｃ１、Ａｃｆ、Ａｒ１、Ａｒｆを基準にして実施した。
【００５８】
一例として、発明例６での熱処理について説明する。まず、加熱速度を１０．０℃／分としてＡｃｆ（９７１℃）以上の９７５℃まで加熱し、１０分間保持した後、２０．０℃／分の冷却速度で除冷開始温度まで冷却した。除冷開始温度はＡｒ１（９１５℃）よりも１０℃高く、除冷終了温度はＡｒｆ（７７９℃）よりも１０℃低い温度として、除冷開始から除冷終了までの除冷温度幅を９２５℃〜７６９℃と設定し、その間を冷却速度１０．０℃／分で除冷し、次いで７６８℃以下の温度でマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）より少なくとも５０℃以上の温度から空冷処理した。なお、熱処理制御の都合上、除冷開始温度を加熱保持温度とし、９７５〜７６９℃を除冷温度幅として設定してもよいことがわかった。
【００５９】
なお、表２で、発明例１ａ、６ａ、８ａ、１３ａ、１４ａ、１７ａ、１９ａ、２１ａは、それぞれ、発明例１、６、８、１３、１４、１７、１９、２１と同じ組成であるが、熱処理を施さないものを示す。
【００６０】
また、表２で比較例１０の（＊）は、発明例６と同じ組成でＡｅ１をもとに熱処理をしようとしたが完全なオーステナイト化処理ができず、本発明例の供試材とは異なる便宜的な熱処理を施したものを示す。すなわち、比較例１０については、従来のＡｅ１（８６１℃）を基準にして、フェライト化処理温度幅を発明例６と同じにして熱処理を施そうとした。しかしながら、加熱速度を１０．０℃／分としてＡｅ１（８６１℃）より５０℃高い９１１℃まで加熱しても、Ａｃｆ（９７１℃）より低く、完全なオーステナイト化処理ができない。このため、便宜的に、発明例６と同じにして加熱速度を１０．０℃／分として９７５℃まで加熱した後１０分間保持し、次いでＡｅ１（８６１℃）よりも５０℃高い９１１℃からＡｅ１（８６１℃）よりも５０℃低い８１１℃まで、冷却速度１０．０℃／分で冷却した後、８１０℃以下の温度で空冷する、熱処理を施した。
【００６１】
図７は熱処理の有無を比較した金属組織顕微鏡写真を示し、（ａ）は発明例６の熱処理前の鋳放し材、（ａ）は発明例６の熱処理後、（ｃ）は比較例１０の熱処理後をそれぞれ示す。図７（ａ）（ｂ）から、熱処理を施すことで、介在物の析出が少なく安定した組織となっていることがわかる。一方、図７（ｃ）の発明例６と同じ組成だが、本発明例の供試材とは異なる便宜的な熱処理を施した比較例１０では、完全なオーステナイト化処理ができず、未溶解の介在物およびパーライトの析出が認められる。
【００６２】
次に、各供試材に対して以下に示す各種の評価試験を行った。
【００６３】
（３）耐酸化性
排気系部品は、エンジンからの排気ガスに含まれる硫黄酸化物、窒素酸化物などの酸化物に直接曝されるため、耐酸化性が要求される。また、焼却炉用や熱処理炉用の炉床や台車などの燃焼用部品においても、長時間にわたり酸化雰囲気に曝されるため耐酸化性が要求される。排気ガスや酸化雰囲気に曝される排気系部品や燃焼用部品を考慮し、排気ガス−メタル間の熱伝達を考慮して、８４０℃の温度での耐酸化性を評価した。耐酸化性は、発明例１〜２１（発明例１ａ、６ａ、８ａ、１３ａ、１４ａ、１７ａ、１９ａ、２１ａを含む）および比較例１〜１０から、直径１０ｍｍ、長さ２０ｍｍの丸棒試験片を作製し、丸棒試験片の雰囲気の温度８４０℃の加熱保持炉において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質量変化、すなわち酸化減量（ｍｇ／ｃｍ２）を求めることで評価した。その結果を表２に示す。
【００６４】
【表２】
【００６５】
表２に示すとおり、発明例１〜２１（発明例１ａ、６ａ、８ａ、１３ａ、１４ａ、１７ａ、１９ａ、２１ａを含む）は、酸化減量が２１〜５９ｍｇ／ｃｍ２と少なく、耐酸化性が優れていることがわかる。一方、比較例１〜４、６、７、９は、酸化減量が６３〜２３９ｍｇ／ｃｍ２と多く、発明例１〜２１に比較して耐酸化性が劣っていることがわかる。比較例５は、酸化減量が３８ｍｇ／ｃｍ２と少なくて耐酸化性は良かったが、Ｍｏ含有量が３．２５％と多いためにＡｃ１が８４６℃と低下し、後述する熱き裂寿命が短くなっている。比較例８は、酸化減量が１９ｍｇ／ｃｍ２と少なくて耐酸化性は良いが、後述する熱き裂寿命が短くなっている。比較例１０は、酸化減量が４２ｍｇ／ｃｍ２と少なくて耐酸化性は良かったが、後述する熱き裂寿命が短くなっている。
【００６６】
（４）熱き裂寿命
排気系部品においては、エンジンの運転と停止の繰り返しにより生じる熱き裂寿命が要求される。この熱き裂寿命を評価するため、発明例１〜２１（発明例１ａ、６ａ、８ａ、１３ａ、１４ａ、１７ａ、１９ａ、２１ａを含む）、および比較例１〜１０から、標点間距離が２０ｍｍ、標点間の直径が１０ｍｍの丸棒試験片を切り出し、この丸棒試験片を電気−油圧サーボ方式の熱疲労試験機にセットして、下限温度を１５０℃、上限温度を８４０℃、各１サイクルを７分とした加熱冷却サイクルを繰り返し、この加熱冷却に伴う伸び縮みを機械的に拘束し、拘束率０．５の条件で熱疲労破壊を起こさせた。なお、拘束率とは（自由熱膨張伸び−機械的拘束下の伸び）／（自由熱膨張伸び）を表し、例えば、拘束率１．０とは、試験片が例えば１５０℃から８４０℃まで加熱されたときに、全く伸びを許さない機械的拘束条件をいう。また拘束率０．５とは、自由膨張伸びが例えば２ｍｍ伸びるところを１ｍｍの伸びしか許さない機械的拘束条件をいう。
【００６７】
熱き裂寿命の試験結果を表２に示す。また、図６に、表２でのＡｃ１（℃）と熱き裂寿命（サイクル）の関係を示す。表２から、発明例１〜２１および発明例１ａ、６ａ、８ａ、１３ａ、１４ａ、１７ａ、１９ａ、２１ａは、熱き裂寿命が５２２〜１２０１サイクルと長いことがわかる。一方、比較例１〜１０は熱き裂寿命が８３〜５２２サイクルであり、発明例１〜２１（発明例１ａ、６ａ、８ａ、１３ａ、１４ａ、１７ａ、１９ａ、２１ａを含む）に比べて短いことがわかる。図６からも、発明例１〜２１が、比較例１〜１０よりも熱き裂寿命に優れていることがわかる。
【００６８】
（５）常温伸び
発明例１〜２１（発明例１ａ、６ａ、８ａ、１３ａ、１４ａ、１７ａ、１９ａ、２１ａを含む）、および比較例１〜１０から（ＪＩＳ Ｚ ２２０１）に基づく４号試験片を作製し、アムスラー引張試験機で２５℃における常温伸び（％）を測定した。その結果を表２に示す。
【００６９】
表２から、発明例１〜１１、１６〜２１、および発明例１ａ、６ａ、８ａ、１７ａ、２１ａは、常温伸びが２．０％以上である。発明例１６〜２１は、Ｃｕ、Ｂ、Ｂｉの少なくとも１以上を含有することで、常温伸びが安定している。但し、Ｃｕを２％を超えて含有した比較例９は、発明例１〜２１に比較して酸化減量が多く耐酸化性が悪い。発明例１２〜１５、および発明例１３ａ、１４ａ、１９ａは、常温伸びが２％未満であるが、耐酸化性と熱き裂寿命に優れているので、焼却炉用や熱処理炉用の炉床や台車などの燃焼用部品に適用できる。
【００７０】
【実施例】
図８は、エキゾーストマニホルド１１、ターボチャージャーハウジング１２、触媒ケース１４を含む排気系部品の斜視図である。エンジン（図示せず）からの排気ガス（矢印Ａで示す）をエキゾーストマニホルド１１で集合させ、排気ガスの運動エネルギーでターボチャージャーハウジング１２内のタービン（図示せず）を回転させ、このタービンと同軸の圧縮機を駆動して吸入した空気（矢印Ｂで示す）を圧縮し、高密度の空気をエンジンに供給する（矢印Ｃで示す）ことにより、エンジンの出力を高めるものである。一方、ターボチャージャーハウジング１２からの排ガス中の有害物質は、接続部１３を経由して触媒ケース１４内の触媒により削減して、消音マフラー１５を経由して大気中に放出（矢印Ｄで示す）する。エキゾーストマニホルド１１、ターボチャージャーハウジング１２、接続部１３、および触媒ケース１４には、排気ガス通路が形成されており、排気ガス通路の主要部肉厚はエキゾーストマニホルド１１が２．０〜４．５ｍｍ、ターボチャージャーハウジング１２が２．５〜５．５ｍｍ、接続部１３が２．５〜３．５ｍｍ、触媒ケース１４が２．０〜２．５ｍｍで、複雑な形状をしている。
【００７１】
エキゾーストマニホルド１１を発明例６の組成で鋳造した後、事前に合金配合元素と加熱、冷却速度に基づき実測したＡｃ１、Ａｃｆ、Ａｒ１、Ａｒｆに応じた熱処理を施し、その後、機械加工を実施した。フェライト基地中には、モリブデンを主体とする炭化物（ＭｏＣ）が析出していたが、エキゾーストマニホルド１１に機械加工を施して被削性の評価を行っても何ら問題は生じなかった。さらに、ターボチャージャーハウジング１２や触媒ケース１４も、エキゾーストマニホルド１１と同様に、発明例６の組成で鋳造、熱処理を施した。
【００７２】
なお、型分割（見切り）や造型など鋳造での製造が可能であれば、ターボチャージャーハウジング１２とエキゾーストマニホルド１１とを鋳造時に一体としたターボチャージャーハウジング一体エキゾーストマニホルドや、ターボチャージャーハウジング１２を中間に介在しない場合、触媒ケース１４とエキゾーストマニホルド１１を鋳造時に一体とした触媒ケース一体エキゾーストマニホルドとすることもできる。
【００７３】
次に、直列４気筒で排気量２０００ｃｃ相当の高性能ガソリンエンジンの排気ガス発生を模した排気シミュレータに、エキゾーストマニホルド１１を組み付け、耐久試験を実施した。試験条件として、加熱１０分、冷却１０分を１サイクルとする加熱冷却サイクルを１０００サイクルまで実施した。全負荷時の排気ガス温度は、エキゾーストマニホルド１１の出口温度で９２０℃であった。この条件下でのエキゾーストマニホルド１１の表面温度は、エキゾーストマニホルド１１の集合部で約８４０℃であった。
【００７４】
図９は、発明例６の組成で作製し熱処理を施したエキゾーストマニホルド１１の耐久試験７３４サイクル後の外観模式図である。図９に示すように、特に高温の排気ガスが通過する集合部１１ｃにおいても酸化が少なく熱き裂は発生せず、また熱変形によるガスの漏洩も無く、優れた耐久性および信頼性を有することが確認された。なお、図９で、１１ａは取付フランジ、１１ｂは枝管、１１ｄは枝管の交差部である。
【００７５】
一方、比較例２の組成（Ｍｏ含有高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄）で鋳造、加工、熱処理したエキゾーストマニホルド１１を同じ排気シミュレータに組み付け、耐久試験を実施した。図１０は、比較例２の組成で作製し熱処理を施したエキゾーストマニホルド１１の耐久試験４７３サイクルの外観模式図である。図１０に示すように、集合部１１ｃと、枝管の交差部１１ｄに大きなき裂１６が発生していた。
以上のことから、発明例６の組成で作製したエキゾーストマニホルド１１は、耐熱き裂性に優れていることが確認できた。
【００７６】
なお、実施の形態および実施例では自動車用の排気系部品について説明したが、本発明のフェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄は、焼却炉用や熱処理炉用の炉床や台車などの燃焼用部品にも適用可能である。
【００７７】
【発明の効果】
以上、詳細に説明のとおり、本発明のフェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄は、燃焼ガスにより常温から８００℃を超える温度に繰り返し加熱される条件下での、耐酸化性、熱き裂寿命などの特性を向上でき、例えば、自動車エンジン用のターボチャージャーハウジング、エキゾーストマニホルド、触媒ケースなどの排気系部品や、焼却炉用や熱処理炉用の炉床や台車などの燃焼用部品に適用できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】熱機械分析装置（ＴＭＡ）の一例のブロック線図である。
【図２】熱機械分析装置（ＴＭＡ）を用いて試料を加熱冷却するときの温度−変位線図であり、（ａ）は加熱時の温度−膨張変位、（ｂ）は冷却時の温度−収縮変位を示す。
【図３】微分変位比例限法による、非平衡状態のフェライト−オーステナイト変態開始温度（Ａｃ１）、非平衡状態のフェライト−オーステナイト変態終了温度（Ａｃｆ）、非平衡状態のオーステナイト−フェライト変態開始温度（Ａｒ１）、非平衡状態のオーステナイト−フェライト変態終了温度（Ａｒｆ）を求める説明図であり、（ａ）は加熱時の温度−微分膨張変位、（ｂ）は冷却時の温度−微分収縮変位を示す。
【図４】全自動変態記録測定装置の一例のブロック線図である。
【図５】加熱・冷却速度と、非平衡状態のフェライト−オーステナイト変態開始温度（Ａｃ１）、非平衡状態のフェライト−オーステナイト変態終了温度（Ａｃｆ）、非平衡状態のオーステナイト−フェライト変態開始温度（Ａｒ１）、非平衡状態のオーステナイト−フェライト変態終了温度（Ａｒｆ）の関係を示す図である。
【図６】表２でのＡｃ１（℃）と熱き裂寿命（サイクル）の関係を示す図である。
【図７】熱処理の有無を比較した金属組織顕微鏡写真を示し、（ａ）は発明例６の熱処理前の鋳放し材、（ａ）は発明例６の熱処理後、（ｃ）は比較例１０の熱処理後をそれぞれ示す。
【図８】エキゾーストマニホルド１１、ターボチャージャーハウジング１２、触媒ケース１４を含む排気系部品の斜視図である。
【図９】発明例６の組成で作製し熱処理を施したエキゾーストマニホルド１１の耐久試験７３４サイクル後の外観模式図である。
【図１０】比較例２の組成で作製し熱処理を施したエキゾーストマニホルド１１の耐久試験４７３サイクル後の外観模式図である。
【符号の説明】
１１：エキゾーストマニホルド
１１ａ：取付フランジ
１１ｂ：枝管
１１ｃ：集合部
１１ｄ：枝管の交差部
１２：ターボチャージャーハウジング
１３：接続部
１４：触媒ケース
１５：消音マフラー
１６：き裂
２１：試料（試験片）
２２：標準試料
２３：電気炉
２４：支持管
２５、２６：検出棒
２７：試料ホルダ
２８、２９：天秤
３０：コア
３１：コイル
３２：差動トランス
３３：荷重制御回路
３４：制御コイル
３５：マグネット
３６：分銅
３６ａ：電磁荷重
３７：ＰＴＣ
３８：制御回路
３９：ＴＭＡ回路
４０：ＣＰＵ
４１：プロッタ
４２：温度記録部
４３：ＰＩＤ制御部
４４：高周波加熱ユニット
４４ａ：高周波加熱装置
４５：プログラム設定部
４５ａ：冷却制御部
４６：冷却ノズル
４７：熱電対
４８：石英管
４９：変位検出部
５０：２ペン記録計
【発明の属する技術分野】
本発明は、例えば、自動車エンジン用のターボチャージャーハウジング、エキゾーストマニホルド、触媒ケースなどの排気系部品や、焼却炉用や熱処理炉用の炉床や台車などの燃焼用部品に適用できるフェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車エンジン用のターボチャージャーハウジング、エキゾーストマニホルド、触媒ケースなどの排気系部品には、鋳造性が良くまた低コストなＳｉを約４％含有する球状黒鉛鋳鉄が用いられてきていた。
【０００３】
一方、基地組織がフェライト相主体の耐熱球状黒鉛鋳鉄として、Ｃ：２．７〜３．２％、Ｓｉ：４．４〜５．０％、Ｍｎ：０．６％以下、Ｃｒ：０．５〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：１．０％以下、球状化処理剤：０．１％以下、残部を実質的にＦｅとすることで、Ｓｉの増量およびＣｒ、Ｎｉの限定添加の効果により、１５０〜８００℃といった繰り返し熱負荷を受ける環境下での耐酸化性、耐熱き裂性を向上し、自動車用エンジン用のターボチャージャーハウジング、エキゾーストマニホルドなどの排気系部品に適用できるとする開示がある（例えば、特許文献１参照）。
【０００４】
また別に、片状黒鉛鋳鉄として、Ｃ：３．２〜３．７％、Ｓｉ：２．０〜２．４％、Ｍｎ：０．２〜０．８％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．１％以下、Ｃｒ：０．１〜０．４％、Ｎｉ：０．２〜０．６％、Ｍｏ：０．３〜０．６％、Ｓｂ（アンチモン）：０．０２〜０．０５％、残部をＦｅとすることで、特にＳｂにより耐熱疲労性を向上してシリンダヘッド用材料に適用できるとする開示がある（例えば、特許文献２参照）。
【０００５】
また、球状黒鉛鋳鉄が適用できる限界温度は平衡状態のフェライト−オーステナイト変態温度（以下、「Ａｅ１」という）に依存し、このＡｅ１を高温側に上げるには、Ｓｉ（珪素）やＡｌ（アルミニウム）の添加が行われるが、Ｓｉを約４．５〜５．０％と多く含有させたり、または僅かにＡｌ（アルミニウム）を添加すると、材料特性と鋳物の性質をかなり悪化させるとの記載がある（例えば、非特許文献１参照）。
【０００６】
【特許文献１】
特開平９−８７７９６号公報（第２頁第１欄第２〜１１行、第５頁第７欄第１〜１５行）
【特許文献２】
特公平７−６０３２号公報（第１頁、第４頁）
【非特許文献１】
ＧＩＥＳＳＥＲＥＩ−ＰＲＡＸＩＳ ５／２００２（第１５９〜１７１頁）
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
さて、自動車エンジンの高性能化および環境規制の強化に伴い、排気ガス温度が上昇し、ターボチャージャーハウジング、エキゾーストマニホルド、触媒ケースなどの排気系部品においては、燃焼ガスにより常温から８００℃を超える温度に繰り返し加熱される条件下での、耐酸化性、熱き裂寿命などの特性を向上することが求められている。
【０００８】
従来のＳｉを約４％含有する球状黒鉛鋳鉄は、鋳造性が良くまた低コストに得ることが可能であるが、耐酸化性、熱き裂寿命に限界があり、排気ガスの高温化に対応することができない。一方、排気ガスの高温化に対応が可能なオーステナイト系球状黒鉛鋳鉄、フェライト系耐熱鋳鋼、オーステナイト系耐熱鋳鋼などからなる排気系部品は、高価なＮｉ、Ｃｒなどの金属を多量に添加含有するためコストが高くなり、また鋳造性や被削性が球状黒鉛鋳鉄より劣るという問題がある。
【０００９】
また、特許文献１に開示のような耐熱球状黒鉛鋳鉄は、８００℃までの繰り返し熱負荷を受ける環境下での耐酸化性、熱き裂寿命はあるが、燃焼ガスにより常温から８００℃を超える温度に繰り返し加熱される条件下での、耐酸化性、熱き裂寿命がまだ不足する。
【００１０】
また、特許文献２に開示のような片状黒鉛鋳鉄は、黒鉛が球状化していないので、熱き裂寿命が短い。
【００１１】
また、非特許文献１に記載のように球状黒鉛鋳鉄の限界温度を上げるために単にＡｅ１を高くしても、燃焼ガスによる加熱速度でＡｅ１が変化することがあり、Ａｅ１のみでフェライト系球状黒鉛鋳鉄を得ることはできない。
【００１２】
上述したように、Ａｅ１は加熱速度で変化することがあるため、定量的にはいえないが、定性的には、一般的な球状黒鉛鋳鉄のＡｅ１は７３０℃前後、Ｓｉを約４％含有する高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄やＳｉに加えて、さらにＭｏを含有するＭｏ含有高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄でのＡｅ１は８００℃前後である。このため従来の球状黒鉛鋳鉄を、常温から８００℃を超える温度に繰り返し加熱される条件下で使用される排気ガス温度の高い排気系部品に適用することは、熱き裂寿命の点で限界があった。
【００１３】
本発明の課題は、燃焼ガスにより常温から８００℃を超える温度に繰り返し加熱される条件下での、耐酸化性、熱き裂寿命などの特性を向上でき、例えば、自動車エンジン用のターボチャージャーハウジング、エキゾーストマニホルド、触媒ケースなどの排気系部品や、焼却炉用や熱処理炉用の炉床や台車などの燃焼用部品に適用できるフェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄を得ることにある。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
排気系部品や燃焼用部品においては、加熱速度およびＣやＳｉを中心とする合金配合割合に応じて変動する非平衡状態のフェライト−オーステナイト変態開始温度（以下、「Ａｃ１」という）および非平衡状態のフェライト−オーステナイト変態終了温度（以下、「Ａｃｆ」という）があり、冷却時にも非平衡状態のオーステナイト−フェライト変態開始温度（以下、「Ａｒ１」という）および非平衡状態のオーステナイト−フェライト変態終了温度（以下、「Ａｒｆ」という）があり、共に大きな内部歪みが発生し、熱き裂寿命に影響する。また、組成が一定であれば、加熱速度および冷却速度が大きくなると、Ａｅ１に対してＡｃ１は高くなり、一方、Ａｅ１に対してＡｒ１は低くなり、そして、加熱速度および冷却速度が大きくなればなるほど、Ａｅ１と、Ａｃ１およびＡｒ１との差が大きくなる。
【００１５】
そこで、本発明者らは、Ａｃ１およびＡｒｆほかを熱機械分析装置（ＴＭＡ）や変態点測定装置で正確に測定し、このＡｃ１およびＡｒｆを８００℃さらには８４０℃以上と高くするため、Ｃ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＳｎおよびＳｂの少なくとも１以上と、黒鉛球状化元素、さらにＣｕ、Ｂ、Ｂｉの少なくとも何れか１を適切に含有させ、必要に応じて基地組織をフェライト化する特殊な熱処理を施すことで、燃焼ガスにより常温から８００℃を超える温度に繰り返し加熱される条件下での、耐酸化性、熱き裂寿命などの特性を向上でき、例えば、自動車エンジン用のターボチャージャーハウジング、エキゾーストマニホルド、触媒ケースなどの排気系部品や、焼却炉用や熱処理炉用の炉床や台車などの燃焼用部品に適用できるフェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄が得られるとの知見を得、本発明に想到した。
【００１６】
すなわち、本発明のフェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄は、質量比で、Ｃ：１．８〜３．５％、Ｓｉ：４．５〜８．０％、Ｃｒ：７．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、（２Ｓｎ＋Ｓｂ）：０．５％以下、黒鉛球状化元素：０．１％以下を含有することを特徴とする。
【００１７】
本発明のフェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄においては、質量比で、Ｃ：１．８〜３．５％、Ｓｉ：４．５〜６．０％、Ｃｒ：２．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、（２Ｓｎ＋Ｓｂ）：０．５％以下、黒鉛球状化元素：０．１％以下を含有することが好ましい。上記組成からなるフェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄は、耐酸化性、熱き裂寿命、常温伸びが向上するので、例えば、自動車エンジン用のターボチャージャーハウジング、エキゾーストマニホルド、触媒ケースなどの排気系部品、または焼却炉用や熱処理炉用の炉床や台車などの燃焼用部品に適用できる。
【００１８】
また、本発明のフェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄においては、質量比で、Ｃ：１．８〜３．５％、Ｓｉ：５．０〜８．０％、Ｃｒ：１．５〜７．０％、Ｎｉ：２．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、（２Ｓｎ＋Ｓｂ）：０．５％以下、黒鉛球状化元素：０．１％以下を含有することが好ましい。上記組成からなるフェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄は、耐酸化性、熱き裂寿命が向上するので、例えば、焼却炉用や熱処理炉用の炉床や台車などの燃焼用部品に適用できる。
【００１９】
さらに、本発明のフェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄においては、質量比で、さらに、Ｃｕ：２．０％以下、Ｂ：０．３％未満、およびＢｉ：０．１％以下の少なくとも１以上を含有することが好ましい。
【００２０】
また、本発明のフェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄は、加熱速度に応じて変動する非平衡のフェライト−オーステナイト変態開始温度（Ａｃ１）を有するフェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄であって、該フェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄を３℃／分の加熱速度で昇温したときに、前記フェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄の非平衡のフェライト−オーステナイト変態開始温度（Ａｃ１）が８４０℃以上であることを特徴とする。
【００２１】
さらに、本発明のフェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄は、質量比で、下記（１）〜（４）すなわち、（１）Ｃ：１．８〜３．５％、Ｓｉ：４．５〜８．０％、Ｃｒ：７．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、（２Ｓｎ＋Ｓｂ）：０．５％以下、黒鉛球状化元素：０．１％以下、または（２）Ｃ：１．８〜３．５％、Ｓｉ：４．５〜６．０％、Ｃｒ：２．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、（２Ｓｎ＋Ｓｂ）：０．５％以下、黒鉛球状化元素：０．１％以下、または（３）Ｃ：１．８〜３．５％、Ｓｉ：５．０〜８．０％、Ｃｒ：１．５〜７．０％、Ｎｉ：２．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、（２Ｓｎ＋Ｓｂ）：０．５％以下、黒鉛球状化元素：０．１％以下、またはさらに、（４）前記（１）〜（３）に、Ｃｕ：２．０％以下、Ｂ：０．３％未満、およびＢｉ：０．１％以下の少なくとも１以上を含有し、加熱速度に応じて変動する非平衡のフェライト−オーステナイト変態開始温度（Ａｃ１）を有するフェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄であって、該フェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄を３℃／分の加熱速度で昇温したときに、前記フェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄の非平衡のフェライト−オーステナイト変態開始温度（Ａｃ１）が８４０℃以上であることを特徴とする。
【００２２】
また、本発明のフェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄においては、前記非平衡のフェライト−オーステナイト変態開始温度（Ａｃ１）が、前記フェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄を加熱して得られる温度と変位の関係から、前記変位を温度で微分した微分膨張変位線がフェライト側から乖離を始める温度であることを特徴とする。
【００２３】
そして、本発明のフェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄は、鋳造後、加熱速度に
応じた非平衡のフェライト−オーステナイト変態終了温度（Ａｃｆ）以上に昇温して少なくとも１分間以上保持し、次いで非平衡のオーステナイト−フェライト変態開始温度（Ａｒ１）以上の温度から非平衡のオーステナイト−フェライト変態終了温度（Ａｒｆ）以下までを０．１〜２０℃／分の冷却速度で冷却し、次いでマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）より少なくとも５０℃以上の温度域から空冷する、熱処理が施されていることが好ましい。
【００２４】
次に、本発明での質量比、変態温度、熱処理ほかの限定理由を説明する。
【００２５】
（１）Ｃ（炭素）：１．８〜３．５％
Ｃは、溶湯の流動性や黒鉛の晶出に寄与する元素である。Ｃが１．８％未満では流動性が低下するとともに球状黒鉛を晶出することができず、一方、Ｃが３．５％を超えると黒鉛の球状化が困難となって粗大黒鉛が形成されて常温伸びが不足し、また鋳造時に引けが発生しやすくなる。したがって、Ｃは１．８〜３．５％、好ましくは２．０％〜３．１％とする。
【００２６】
（２）Ｓｉ（珪素）：４．５〜８．０％
Ｓｉは、黒鉛の晶出に関与する元素であり、また基地をフェライトにする作用があり、さらに耐酸化性を向上させると共に、Ａｃ１を上昇させる効果もある。
このためには、Ｓｉは４．５％以上必要である。一方、Ｓｉが８．０％を超えると基地が脆くなり、常温伸びの低下が顕著となり、また硬くなって被削性を悪くする。したがって、Ｓｉは４．５〜８．０％とする。なお、常温伸びが重要な排気系部品などにはＳｉは４．５〜６．０％が好ましく、また、特に耐酸化性が重要な燃焼用部品などにはＳｉは５．０〜８．０％が好ましい。
【００２７】
（３）Ｃｒ：７．０％以下
Ｃｒは、材料表面付近に緻密なＣｒ系酸化物を形成して耐酸化性を向上させ、かつＡｃ１を上昇させる。しかし、Ｃｒが７．０％を超えて含有すると、Ｍ７Ｃ３型の晶出炭化物が著しく多くなって材料が脆くなり、また材料の融点が高くなって溶解炉材の寿命を低下させ、さらに鋳造時の湯流れ性や被削性を低下させる。したがって、Ｃｒは７．０％以下とする。なお、常温伸びが重要な排気系部品などにはＣｒは２．０％以下が好ましく、また、特に耐酸化性が重要な燃焼用部品などにはＣｒは１．５〜７．０％が好ましい。
【００２８】
（４）Ｎｉ：２．０％
Ｎｉを含有することにより材料の常温伸びを向上させる。一方、Ｎｉが２．０％を超えて含有すると、Ａｃ１を低下させる。したがって、Ｎｉは２．０％以下、好ましくは０．０１〜２．０％とする。
【００２９】
（５）Ｍｏ：２．０％以下
Ｍｏは、鋳鉄基地中において炭素（Ｃ）と化合して析出炭化物を形成し、また平均熱膨張係数を小さくして、高温域における熱応力の発生を低くして高温強度を向上する。一方、Ｍｏが２．０％を超えて多量に含有すると、Ａｃ１が低下して、熱き裂寿命を低下させ、また炭化物が増加して常温伸びと被削性を低下させる。したがって、Ｍｏは２．０％以下とする。
【００３０】
（６）（２Ｓｎ＋Ｓｂ）：０．５％以下
Ｓｎ、Ｓｂは、何れも黒鉛の粒数を増加しまた球状化を向上させ、黒鉛粒数を増加することで元素の偏析が緩和されて、Ｓｉの含有量を多くしても常温伸びの低下を抑えることができる。また、Ｓｎ、Ｓｂは、材料の内部酸化による黒鉛の酸化脱落を防止し、結果として材料の耐酸化性を向上する効果もある。このメカニズムは現在のところ必ずしも明確ではないが、Ｓｎ、Ｓｂは、黒鉛と基地組織の界面の基地組織側に濃化して、黒鉛から基地中へのＣの拡散することと、基地に侵入した酸素が黒鉛と酸化反応を起すことを抑制するためと推察される。一方、（２Ｓｎ＋Ｓｂ）が０．５％を超えると、共晶セル境界に燐片状の異常黒鉛を生成して靱性の低下を招いたり、内部酸化を助長する。ＳｂはＳｎに対してこれらの効果を２倍もっていることから、（２Ｓｎ＋Ｓｂ）は０．５％以下、好ましくは０．００１％〜０．５％、さらに好ましくは０．００１〜０．２％とする。
【００３１】
（７）Ｃｕ：２．０％以下
Ｃｕは、Ｎｉと同様、材料の延性を向上させるため、必要に応じて含有させる。一方、Ｃｕが２．０％を超え含有するとＡｃ１を低下させ、耐酸化性と熱き裂寿命を低下させる。したがってＣｕは２．０％以下とする。
【００３２】
（８）Ｂ：０．３％未満
Ｂは、Ｃｒの炭化物を安定化させる効果があり、さらに鋳造後に熱処理を施すと常温伸びを向上させる効果があるため、必要に応じて含有させる。一方、Ｂが０．３％以上含有すると、黒鉛の球状化を著しく阻害して球状化不良を招く。したがって、Ｂは０．３％未満、好ましくは０．０００１〜０．３％未満、さらに好ましくは０．０００１〜０．１％とする。
【００３３】
（９）Ｂｉ：０．１％以下
Ｂｉは、黒鉛粒数を増加させ、黒鉛組織を緻密化して被削性を向上させる効果があるため、必要に応じて含有させる。一方、Ｂｉを０．１％を超えて含有しても効果の拡大はなく、製造コストを上昇させる。したがって、Ｂｉは０．１％以下、好ましくは０．００００１〜０．０１％とする。
【００３４】
（１０）球状化処理元素：０．１％以下
黒鉛を鋳放しで球状に晶出させて、常温伸び、高温耐力ほかの特性を向上させるため、純Ｍｇ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｇ合金などのＭｇ系の球状化処理元素、またはＣａ系の球状化処理元素を０．１％以下、好ましくはＭｇを０．０２０〜０．０８０％含有させる。
【００３５】
（１１）Ｍｎ、Ｐ、Ｓ
なお、Ｍｎは、共晶セル境界に偏析して、この部分のＡｃ１を下げて、熱き裂寿命を低下させるため、１．０％以下が良い。また、Ｐは、黒鉛の球状化に有害であるとともに、結晶粒界に析出して耐酸化性を低下させるので、０．０８％以下が良い。また、Ｓは、黒鉛の球状化に有害であり、０．０２５％以下が良い。
【００３６】
（１２）Ａｃ１が８４０℃以上
前述したとおり、排気系部品や燃焼用部品においては、加熱速度およびＣやＳｉを中心とする合金配合割合に応じて変動するＡｃ１およびＡｃｆがあり、冷却時にもＡｒ１、Ａｒｆがあり、共に大きな内部歪みが発生して、熱き裂寿命に影響する。また、組成が一定であれば、加熱速度および冷却速度が大きくなると、Ａｅ１に対して、Ａｃ１は高く、一方、Ａｒ１は低くなり、そして、加熱速度および冷却速度が大きくなればなるほど、Ａｅ１との差が大きくなる。
【００３７】
そして、熱き裂寿命を大きく向上させるためには、排気系部品や燃焼用部品が受ける最高加熱温度よりも、排気系部品や燃焼用部品の材料のＡｃ１を常に高くなるようにする必要がある。しかし、Ａｅ１をもとにＡｃ１を設定すると、使用温度がＡｃ１に近く、これを超えないようにするため、余分な元素を含有させたり、高級な材料を使用する必要が生じる。このように、不正確な測定に基づくＡｃ１で組成を決めようとすると、工業的損失が多くなる。
【００３８】
そこで、Ａｃ１ほかを例えば以下のようにして、正確に測定する。
図１は、熱機械分析装置（ＴＭＡ）の一例のブロック線図である。電気炉２３中には試料２１と標準試料２２がセットされ、これが支持管２４と検出棒２５、２６からなる試料ホルダ２７で支えられている。支持管２４は固定され、検出棒２５、２６の下端は天秤２８、２９により試料２１と標準試料２２に押し付けられている。試料２１に押し付けられている天秤２８には差動トランス３２のコア３０とコイル３１が取り付けられている。コイル３１は標準試料２２に押し付けられている検出棒２６に固定されている。試料２１には荷重制御回路３３より制御された制御コイル３４とマグネット３５で生じる電磁荷重３６ａが、一方、標準試料２２には分銅３６の加除により任意の荷重を設定している。
【００３９】
ＰＴＣ３７により電気炉２３の温度が制御され、制御回路３８により一定速度で昇温すると試料２１と標準試料２２が同時に膨張し、試料２１は検出棒２５を押し上げ、差動トランス３２を移動させる。差動トランス３２のコア３０とコイル３１の相対位置の変化は、試料２１と標準試料２２の熱膨張の差、すなわち示差膨張となり、ＴＭＡ回路３９により電気信号としてデータが取り出されれる。
そして、このデータは制御回路３８からＣＰＵ４０に送られ、プロッタ４１により温度―変位線図として出力される。同時に、ＣＰＵ４０内に温度−変位データが電子情報として記憶される。
【００４０】
熱機械分析装置（ＴＭＡ）を用いて得られた温度−変位線図から、変態温度を決定する方法として、従来は交線法が用いられている。図２は、熱機械分析装置（ＴＭＡ）を用いて試料を加熱冷却するときの温度−変位線図であり、（ａ）は加熱時の温度−膨張変位、（ｂ）は冷却時の温度−収縮変位を示す。先ず、図２（ａ）で、加熱時のフェライト−オーステナイト変態開始時に生じる変曲点を挟む膨張曲線に接線１１、１２を引き、その交点位置（イ）をＡｃ１とする。同様に１２と１３の交点（ロ）をＡｃｆとする。次に、図２（ｂ）で、冷却時のオーステナイト−フェライト変態開始時に生じる変曲点を挟む収縮曲線に接線１４、１５を引き、その交点位置（ハ）をＡｒ１とする。同様に１５と１６の交点（ニ）をＡｒｆとする。
【００４１】
ところで、一般的に鋳造材料からなる試料は、組織内の偏析や変態したオーステナイト相への合金元素の溶け込み等により局所的に合金元素の含有量にばらつきがあるため、試料の加熱時に生じるフェライト−オーステナイト相変態は、一定温度で一気に生じず、温度の推移に伴い除々に起こっている。したがって、相変態に伴う試料の寸法変化は、変態開始時には、フェライト相においてほぼ直線的に変化している温度―変位線図から除々に乖離し、変態終了時には、オーステナイト相においてほぼ直線的に変化している温度―変位線図に除々に合流することになる。同様に冷却時に生じるオーステナイト−フェライト変態も一定温度で一気に生じず、温度の推移に伴い除々に起こり、相変態に伴う試料の寸法変化は、変態開始時には、オーステナイト相においてほぼ直線的に変化する温度―変位線図から除々に乖離し、変態終了時には、フェライト相においてほぼ直線的に変化する温度―変位線図に除々に合流することになる。
【００４２】
しかしながら、温度―変位線図からの乖離点を求めることは変化が微小であるために、誤差が大きくなる。排気系部品や燃焼用部品などは変態温度を超えると、熱き裂寿命が格段に低下するため、より正確な変態開始温度を見出す必要がある。また、交線法により決定される加熱時のＡｃ１、Ａｃｆは、実際の加熱保持温度よりも低い温度を示し、さらに、冷却時のＡｒ１、Ａｒｆに基づく相変態温度幅は、実際の相変態温度幅よりも狭い温度幅を示す。そして、このような条件で排気系部品や燃焼用部品に熱処理を施してみても、安定した基地組織を得ることができず、熱き裂寿命を短くし、また常温伸びの低下や被削性の悪化を招くことがある。
【００４３】
そこで、温度−変位データから、変位を温度で微分した微分変位線図により、加熱時におけるＡｃ１、Ａｃｆ、および冷却時におけるＡｒ１、Ａｒｆを導き出す。図３は、微分変位比例限法によるＡｃ１、Ａｃｆ、Ａｒ１、Ａｒｆを求める説明図であり、（ａ）は加熱時の温度−微分膨張変位、（ｂ）は冷却時の温度−微分収縮変位を示す。図２（ａ）で、フェライト−オーステナイト変態が生じると熱膨張量が変化するので、前述した図２（ａ）の温度−膨脹変位から変位を温度で微分すると、図３（ａ）に示すフェライト側一定値１７から乖離する点（ホ）があり、この温度を正確なＡｃ１とする。同様に、オーステナイト側一定値１８へ合流する点（ヘ）があり、この温度を正確なＡｃｆとする。また、図２（ｂ）の温度−収縮変位から変位を温度で微分すると、図３（ｂ）に示すオーステナイト側一定値１９から乖離する点（ト）があり、この温度をＡｒ１とし、フェライト側一定値２０へ合流する点（チ）の温度をＡｒｆとする。
【００４４】
上述のように、温度−微分膨脹変位または温度−微分収縮変位を用いた変態温度解析法（これを「微分変位比例限法」と呼ぶ）により、従来、求めることが困難とされていたＡｃ１、Ａｃｆ、Ａｒ１、Ａｒｆを正確にかつ再現性良く求めることができる。
【００４５】
ところで、加熱速度を変化させてのＡｃ１ほかは、全自動変態点測定装置によっても正確にかつ再現性良く求めることができる。図４は、全自動変態記録測定装置の一例のブロック線図である。図４で、プログラム設定部４５で加熱時間対温度のプログラムを設定する。この条件は、温度記録部４２を介してＰＩＤ制御部４３に入る。そして、ＰＩＤ制御部４３はプログラムを高周波加熱ユニット４４に与え、試験片２１を高周波加熱装置４４ａで加熱する。加熱、冷却速度の制御は、熱電対４７の信号を温度記録部４２が電気信号に変換し、ＰＩＤ制御部４３がその信号をもとに高周波加熱ユニット４４および冷却制御部４５ａを制御して行われる。
【００４６】
高周波加熱装置４４ａにより、試験片２１は、（ａ）前述した加熱速度のうちの一つの加熱速度でもって、（ｂ）室温から所定の温度、例えば１０００℃付近まで加熱され、（ｃ）任意の時間、例えば１０分間保持後、（ｄ）冷却制御部４５ａによる制御でもって冷却ノズル４６の先端より冷却気体が放出され、室温まで前述した加熱速度と同等の冷却速度のうち一つの冷却速度でもって冷却される。（ｅ）加熱、冷却中の試験片の膨張、収縮量は検出用の石英管４８を介して、１２００Ｈｚの差動変圧器を用いた変位検出部４９により１２５倍〜５０００倍に拡大され、（ｆ）温度変化と共に２ペン記録計５０で記録され、解析される。
全自動変態記録測定装置のデ−タによるＡｃ１ほかの解析手法は基本的には、前述の図１に示す熱機械分析装置（ＴＭＡ）における測定結果の解析に使用した微分変位比例限法である。また、計測された変態温度は、加熱速度や合金成分配合割合が等しければ、同じ結果が得られる。
【００４７】
図５は、加熱・冷却速度と非平衡変態温度（Ａｃ１、Ａｃｆ、Ａｒ１、Ａｒｆ）の関係を示す図である。図５から、加熱速度が大きく（右側に）なるに従い、Ａｅ１を基準にしてＡｃ１、Ａｃｆは高温側にシフトしている。また、冷却速度が大きくなるに従い、Ａｅ１を基準にしてＡｒ１、Ａｒｆは低温側にシフトしている。このことから、材料設計や熱処理条件の設定等に当っては、従来行われてきたＡｅ１を基準とするのではなく、正確に実測されたＡｃ１、Ａｃｆ、Ａｒ１、Ａｒｆを基準に実施しなければならないことがわかる。
【００４８】
そして、自動車エンジン用のターボチャージャーハウジング、エキゾーストマニホルド、触媒ケースなどの排気系部品においては、球状黒鉛鋳鉄を３℃／分の加熱速度で昇温したときに、Ａｃ１が８４０℃以上であれば、燃焼ガスにより常温から８００℃を超える温度に繰り返し加熱される条件下での、熱き裂寿命が確保される。
【００４９】
（１３）熱処理
Ｓｉを４．５〜８．０％含有する球状黒鉛鋳鉄は、鋳放しではシリコフェライトと呼ばれる硬くてもろい基地組織中に介在物が偏析して組織的に不均一であり、常温伸びが小さく、被削性も悪い。また、ＣｒやＭｏを含有すると、基地組織にパーライトや晶出炭化物を生じて、常温伸び、被削性をさらに低下させる。そこで、必要に応じて、フェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄を、鋳造後、加熱速度に応じたＡｃｆ以上に昇温して少なくとも１分間以上保持し、次いで、Ａｒ１以上の温度から、Ａｒｆ以下までを０．１〜２０℃／分の冷却速度で冷却し、次いで、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）より少なくとも５０℃以上の温度域から空冷する、熱処理を施す。
【００５０】
オーステナイト化処理のための加熱温度は、安定した相変態を起こさせるため、加熱速度に応じたＡｃｆ以上を必要とする。また加熱保持時間は、被熱処理品の肉厚、形状、合金成分に依存するが、完全なオーステナイト化処理を行なうには少なくとも１分以上必要である。
【００５１】
フェライト化処理のための除冷を開始する温度は、相変態を起こさせるためにＡｒ１以上の温度を必要とする。フェライト化処理のための冷却を終了する温度は、相変態を起こさせるためにＡｒｆ以下の温度を必要とする。また、２０℃／分を超える冷却速度で冷却すると、球状黒鉛鋳鉄の温度が追随できず熱処理が困難になる。一方、０．１℃／分未満の冷却速度で冷却すると、熱処理に時間がかかりすぎて生産性が悪い。さらにマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）より少なくとも５０℃以上高い温度域から空冷することにより、基地組織のマルテンサイト化を防ぎ、常温伸びが大きくなり、また被削性も改善される。
【００５２】
【発明の実施の形態】
次に、発明の実施の形態を詳細に説明する。
【００５３】
表１（表１−１と表１−２）に示す化学組成［質量比（％）］の球状黒鉛鋳鉄を、１００ｋｇ用高周波炉（ＳｉＯ２ライニング）を用いて大気溶解し、１４５０℃以上で出湯した後、直ちに１３００℃以上でＹブロック型に注湯して供試材を作製した。表１で、発明例１〜２１は本発明の組成範囲内にある供試材であり、このうち発明例１〜１１および発明例２０〜２１は排気系部品に適したフェライト耐熱球状黒鉛鋳鉄、発明例１２〜１９は燃焼用部品などに適したフェライト耐熱球状黒鉛鋳鉄である。一方、比較例１〜９は本発明の組成範囲外にある供試材であり、比較例１は一般的な（ＪＩＳ）ＦＣＤ４００、比較例２はＭｏ含有高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄（Ｈｉ−ＳｉＭｏ）、比較例３は高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄（Ｈｉ−Ｓｉ）、比較例４はオーステナイト系球状黒鉛鋳鉄（ニレジストＤ２）である。
また、比較例１０は、発明例６と同じ組成で、後述する本発明例とは異なる熱処理を施した供試材を示す。表１で残部が「実質Ｆｅ」とは、残部が実質的にＦｅおよび不純物であることを示す。
【００５４】
【表１】
（１）Ａｃ１測定
次に、事前に正確なＡｃ１、Ａｃｆ、Ａｒ１、Ａｒｆを測定した。先ず、発明例１〜２１、比較例１〜１０から、直径５ｍｍ×長さ２０ｍｍの試料を作製した。そして、図１に示すように熱機械分析装置［例えば、理学電機（株）製の商品名ＴＡＳ２００］内に試料２１をセットし、試料２１を３℃／分の加熱速度の条件で７００℃から１０００℃まで加熱し、試料２１の熱膨張量の推移を試料２１の上端部に接触させた検出棒２５の移動量として捉え、図２（ａ）の加熱時の温度−膨張変位、および図２（ｂ）の冷却時の温度−収縮変位のデータを得た。次に、図２（ａ）の加熱時の温度−膨張変位のデータから、変位を温度で微分して、図３（ａ）でのフェライト側一定値１７から乖離する点（ホ）すなわち正確なＡｃ１と、オーステナイト側一定値１８へ合流する点（ヘ）すなわち正確なＡｃｆを得た。また、図２（ｂ）の冷却時の温度−膨張変位のデータから、変位を温度で微分して、図３（ｂ）でのオーステナイト側一定値１９から乖離する点（ト）すなわち正確なＡｒ１と、フェライト側一定値２０へ合流する点（チ）すなわち正確なＡｒｆを得た。表２に、Ａｃ１（℃）を示す。
【００５６】
表２に示すように、発明例１〜２１は、Ａｃ１が何れも８４０℃以上であったのに対し、比較例１〜４、７は、Ａｃ１が８４０℃未満であった。なお、一例として、発明例６および比較例１０は、図３（ａ）に示すように、Ａｃ１が８５６℃で、Ａｃｆは９７１℃、また図３（ｂ）に示すように、Ａｒ１が９１５℃、Ａｒｆが７７９℃であった。なお、図示しないがＡｅ１はほぼ８６１℃であった
【００５７】
（２）熱処理
次いで、発明例１〜２１、および比較例１〜８に対して熱処理を行った。この熱処理は、発明例１〜２１については、前述した通り、各々の供試材について正確に測定したＡｃ１、Ａｃｆ、Ａｒ１、Ａｒｆを基準にして実施した。
【００５８】
一例として、発明例６での熱処理について説明する。まず、加熱速度を１０．０℃／分としてＡｃｆ（９７１℃）以上の９７５℃まで加熱し、１０分間保持した後、２０．０℃／分の冷却速度で除冷開始温度まで冷却した。除冷開始温度はＡｒ１（９１５℃）よりも１０℃高く、除冷終了温度はＡｒｆ（７７９℃）よりも１０℃低い温度として、除冷開始から除冷終了までの除冷温度幅を９２５℃〜７６９℃と設定し、その間を冷却速度１０．０℃／分で除冷し、次いで７６８℃以下の温度でマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）より少なくとも５０℃以上の温度から空冷処理した。なお、熱処理制御の都合上、除冷開始温度を加熱保持温度とし、９７５〜７６９℃を除冷温度幅として設定してもよいことがわかった。
【００５９】
なお、表２で、発明例１ａ、６ａ、８ａ、１３ａ、１４ａ、１７ａ、１９ａ、２１ａは、それぞれ、発明例１、６、８、１３、１４、１７、１９、２１と同じ組成であるが、熱処理を施さないものを示す。
【００６０】
また、表２で比較例１０の（＊）は、発明例６と同じ組成でＡｅ１をもとに熱処理をしようとしたが完全なオーステナイト化処理ができず、本発明例の供試材とは異なる便宜的な熱処理を施したものを示す。すなわち、比較例１０については、従来のＡｅ１（８６１℃）を基準にして、フェライト化処理温度幅を発明例６と同じにして熱処理を施そうとした。しかしながら、加熱速度を１０．０℃／分としてＡｅ１（８６１℃）より５０℃高い９１１℃まで加熱しても、Ａｃｆ（９７１℃）より低く、完全なオーステナイト化処理ができない。このため、便宜的に、発明例６と同じにして加熱速度を１０．０℃／分として９７５℃まで加熱した後１０分間保持し、次いでＡｅ１（８６１℃）よりも５０℃高い９１１℃からＡｅ１（８６１℃）よりも５０℃低い８１１℃まで、冷却速度１０．０℃／分で冷却した後、８１０℃以下の温度で空冷する、熱処理を施した。
【００６１】
図７は熱処理の有無を比較した金属組織顕微鏡写真を示し、（ａ）は発明例６の熱処理前の鋳放し材、（ａ）は発明例６の熱処理後、（ｃ）は比較例１０の熱処理後をそれぞれ示す。図７（ａ）（ｂ）から、熱処理を施すことで、介在物の析出が少なく安定した組織となっていることがわかる。一方、図７（ｃ）の発明例６と同じ組成だが、本発明例の供試材とは異なる便宜的な熱処理を施した比較例１０では、完全なオーステナイト化処理ができず、未溶解の介在物およびパーライトの析出が認められる。
【００６２】
次に、各供試材に対して以下に示す各種の評価試験を行った。
【００６３】
（３）耐酸化性
排気系部品は、エンジンからの排気ガスに含まれる硫黄酸化物、窒素酸化物などの酸化物に直接曝されるため、耐酸化性が要求される。また、焼却炉用や熱処理炉用の炉床や台車などの燃焼用部品においても、長時間にわたり酸化雰囲気に曝されるため耐酸化性が要求される。排気ガスや酸化雰囲気に曝される排気系部品や燃焼用部品を考慮し、排気ガス−メタル間の熱伝達を考慮して、８４０℃の温度での耐酸化性を評価した。耐酸化性は、発明例１〜２１（発明例１ａ、６ａ、８ａ、１３ａ、１４ａ、１７ａ、１９ａ、２１ａを含む）および比較例１〜１０から、直径１０ｍｍ、長さ２０ｍｍの丸棒試験片を作製し、丸棒試験片の雰囲気の温度８４０℃の加熱保持炉において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質量変化、すなわち酸化減量（ｍｇ／ｃｍ２）を求めることで評価した。その結果を表２に示す。
【００６４】
【表２】
表２に示すとおり、発明例１〜２１（発明例１ａ、６ａ、８ａ、１３ａ、１４ａ、１７ａ、１９ａ、２１ａを含む）は、酸化減量が２１〜５９ｍｇ／ｃｍ２と少なく、耐酸化性が優れていることがわかる。一方、比較例１〜４、６、７、９は、酸化減量が６３〜２３９ｍｇ／ｃｍ２と多く、発明例１〜２１に比較して耐酸化性が劣っていることがわかる。比較例５は、酸化減量が３８ｍｇ／ｃｍ２と少なくて耐酸化性は良かったが、Ｍｏ含有量が３．２５％と多いためにＡｃ１が８４６℃と低下し、後述する熱き裂寿命が短くなっている。比較例８は、酸化減量が１９ｍｇ／ｃｍ２と少なくて耐酸化性は良いが、後述する熱き裂寿命が短くなっている。比較例１０は、酸化減量が４２ｍｇ／ｃｍ２と少なくて耐酸化性は良かったが、後述する熱き裂寿命が短くなっている。
【００６６】
（４）熱き裂寿命
排気系部品においては、エンジンの運転と停止の繰り返しにより生じる熱き裂寿命が要求される。この熱き裂寿命を評価するため、発明例１〜２１（発明例１ａ、６ａ、８ａ、１３ａ、１４ａ、１７ａ、１９ａ、２１ａを含む）、および比較例１〜１０から、標点間距離が２０ｍｍ、標点間の直径が１０ｍｍの丸棒試験片を切り出し、この丸棒試験片を電気−油圧サーボ方式の熱疲労試験機にセットして、下限温度を１５０℃、上限温度を８４０℃、各１サイクルを７分とした加熱冷却サイクルを繰り返し、この加熱冷却に伴う伸び縮みを機械的に拘束し、拘束率０．５の条件で熱疲労破壊を起こさせた。なお、拘束率とは（自由熱膨張伸び−機械的拘束下の伸び）／（自由熱膨張伸び）を表し、例えば、拘束率１．０とは、試験片が例えば１５０℃から８４０℃まで加熱されたときに、全く伸びを許さない機械的拘束条件をいう。また拘束率０．５とは、自由膨張伸びが例えば２ｍｍ伸びるところを１ｍｍの伸びしか許さない機械的拘束条件をいう。
【００６７】
熱き裂寿命の試験結果を表２に示す。また、図６に、表２でのＡｃ１（℃）と熱き裂寿命（サイクル）の関係を示す。表２から、発明例１〜２１および発明例１ａ、６ａ、８ａ、１３ａ、１４ａ、１７ａ、１９ａ、２１ａは、熱き裂寿命が５２２〜１２０１サイクルと長いことがわかる。一方、比較例１〜１０は熱き裂寿命が８３〜５２２サイクルであり、発明例１〜２１（発明例１ａ、６ａ、８ａ、１３ａ、１４ａ、１７ａ、１９ａ、２１ａを含む）に比べて短いことがわかる。図６からも、発明例１〜２１が、比較例１〜１０よりも熱き裂寿命に優れていることがわかる。
【００６８】
（５）常温伸び
発明例１〜２１（発明例１ａ、６ａ、８ａ、１３ａ、１４ａ、１７ａ、１９ａ、２１ａを含む）、および比較例１〜１０から（ＪＩＳ Ｚ ２２０１）に基づく４号試験片を作製し、アムスラー引張試験機で２５℃における常温伸び（％）を測定した。その結果を表２に示す。
【００６９】
表２から、発明例１〜１１、１６〜２１、および発明例１ａ、６ａ、８ａ、１７ａ、２１ａは、常温伸びが２．０％以上である。発明例１６〜２１は、Ｃｕ、Ｂ、Ｂｉの少なくとも１以上を含有することで、常温伸びが安定している。但し、Ｃｕを２％を超えて含有した比較例９は、発明例１〜２１に比較して酸化減量が多く耐酸化性が悪い。発明例１２〜１５、および発明例１３ａ、１４ａ、１９ａは、常温伸びが２％未満であるが、耐酸化性と熱き裂寿命に優れているので、焼却炉用や熱処理炉用の炉床や台車などの燃焼用部品に適用できる。
【００７０】
【実施例】
図８は、エキゾーストマニホルド１１、ターボチャージャーハウジング１２、触媒ケース１４を含む排気系部品の斜視図である。エンジン（図示せず）からの排気ガス（矢印Ａで示す）をエキゾーストマニホルド１１で集合させ、排気ガスの運動エネルギーでターボチャージャーハウジング１２内のタービン（図示せず）を回転させ、このタービンと同軸の圧縮機を駆動して吸入した空気（矢印Ｂで示す）を圧縮し、高密度の空気をエンジンに供給する（矢印Ｃで示す）ことにより、エンジンの出力を高めるものである。一方、ターボチャージャーハウジング１２からの排ガス中の有害物質は、接続部１３を経由して触媒ケース１４内の触媒により削減して、消音マフラー１５を経由して大気中に放出（矢印Ｄで示す）する。エキゾーストマニホルド１１、ターボチャージャーハウジング１２、接続部１３、および触媒ケース１４には、排気ガス通路が形成されており、排気ガス通路の主要部肉厚はエキゾーストマニホルド１１が２．０〜４．５ｍｍ、ターボチャージャーハウジング１２が２．５〜５．５ｍｍ、接続部１３が２．５〜３．５ｍｍ、触媒ケース１４が２．０〜２．５ｍｍで、複雑な形状をしている。
【００７１】
エキゾーストマニホルド１１を発明例６の組成で鋳造した後、事前に合金配合元素と加熱、冷却速度に基づき実測したＡｃ１、Ａｃｆ、Ａｒ１、Ａｒｆに応じた熱処理を施し、その後、機械加工を実施した。フェライト基地中には、モリブデンを主体とする炭化物（ＭｏＣ）が析出していたが、エキゾーストマニホルド１１に機械加工を施して被削性の評価を行っても何ら問題は生じなかった。さらに、ターボチャージャーハウジング１２や触媒ケース１４も、エキゾーストマニホルド１１と同様に、発明例６の組成で鋳造、熱処理を施した。
【００７２】
なお、型分割（見切り）や造型など鋳造での製造が可能であれば、ターボチャージャーハウジング１２とエキゾーストマニホルド１１とを鋳造時に一体としたターボチャージャーハウジング一体エキゾーストマニホルドや、ターボチャージャーハウジング１２を中間に介在しない場合、触媒ケース１４とエキゾーストマニホルド１１を鋳造時に一体とした触媒ケース一体エキゾーストマニホルドとすることもできる。
【００７３】
次に、直列４気筒で排気量２０００ｃｃ相当の高性能ガソリンエンジンの排気ガス発生を模した排気シミュレータに、エキゾーストマニホルド１１を組み付け、耐久試験を実施した。試験条件として、加熱１０分、冷却１０分を１サイクルとする加熱冷却サイクルを１０００サイクルまで実施した。全負荷時の排気ガス温度は、エキゾーストマニホルド１１の出口温度で９２０℃であった。この条件下でのエキゾーストマニホルド１１の表面温度は、エキゾーストマニホルド１１の集合部で約８４０℃であった。
【００７４】
図９は、発明例６の組成で作製し熱処理を施したエキゾーストマニホルド１１の耐久試験７３４サイクル後の外観模式図である。図９に示すように、特に高温の排気ガスが通過する集合部１１ｃにおいても酸化が少なく熱き裂は発生せず、また熱変形によるガスの漏洩も無く、優れた耐久性および信頼性を有することが確認された。なお、図９で、１１ａは取付フランジ、１１ｂは枝管、１１ｄは枝管の交差部である。
【００７５】
一方、比較例２の組成（Ｍｏ含有高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄）で鋳造、加工、熱処理したエキゾーストマニホルド１１を同じ排気シミュレータに組み付け、耐久試験を実施した。図１０は、比較例２の組成で作製し熱処理を施したエキゾーストマニホルド１１の耐久試験４７３サイクルの外観模式図である。図１０に示すように、集合部１１ｃと、枝管の交差部１１ｄに大きなき裂１６が発生していた。
以上のことから、発明例６の組成で作製したエキゾーストマニホルド１１は、耐熱き裂性に優れていることが確認できた。
【００７６】
なお、実施の形態および実施例では自動車用の排気系部品について説明したが、本発明のフェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄は、焼却炉用や熱処理炉用の炉床や台車などの燃焼用部品にも適用可能である。
【００７７】
【発明の効果】
以上、詳細に説明のとおり、本発明のフェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄は、燃焼ガスにより常温から８００℃を超える温度に繰り返し加熱される条件下での、耐酸化性、熱き裂寿命などの特性を向上でき、例えば、自動車エンジン用のターボチャージャーハウジング、エキゾーストマニホルド、触媒ケースなどの排気系部品や、焼却炉用や熱処理炉用の炉床や台車などの燃焼用部品に適用できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】熱機械分析装置（ＴＭＡ）の一例のブロック線図である。
【図２】熱機械分析装置（ＴＭＡ）を用いて試料を加熱冷却するときの温度−変位線図であり、（ａ）は加熱時の温度−膨張変位、（ｂ）は冷却時の温度−収縮変位を示す。
【図３】微分変位比例限法による、非平衡状態のフェライト−オーステナイト変態開始温度（Ａｃ１）、非平衡状態のフェライト−オーステナイト変態終了温度（Ａｃｆ）、非平衡状態のオーステナイト−フェライト変態開始温度（Ａｒ１）、非平衡状態のオーステナイト−フェライト変態終了温度（Ａｒｆ）を求める説明図であり、（ａ）は加熱時の温度−微分膨張変位、（ｂ）は冷却時の温度−微分収縮変位を示す。
【図４】全自動変態記録測定装置の一例のブロック線図である。
【図５】加熱・冷却速度と、非平衡状態のフェライト−オーステナイト変態開始温度（Ａｃ１）、非平衡状態のフェライト−オーステナイト変態終了温度（Ａｃｆ）、非平衡状態のオーステナイト−フェライト変態開始温度（Ａｒ１）、非平衡状態のオーステナイト−フェライト変態終了温度（Ａｒｆ）の関係を示す図である。
【図６】表２でのＡｃ１（℃）と熱き裂寿命（サイクル）の関係を示す図である。
【図７】熱処理の有無を比較した金属組織顕微鏡写真を示し、（ａ）は発明例６の熱処理前の鋳放し材、（ａ）は発明例６の熱処理後、（ｃ）は比較例１０の熱処理後をそれぞれ示す。
【図８】エキゾーストマニホルド１１、ターボチャージャーハウジング１２、触媒ケース１４を含む排気系部品の斜視図である。
【図９】発明例６の組成で作製し熱処理を施したエキゾーストマニホルド１１の耐久試験７３４サイクル後の外観模式図である。
【図１０】比較例２の組成で作製し熱処理を施したエキゾーストマニホルド１１の耐久試験４７３サイクル後の外観模式図である。
【符号の説明】
１１：エキゾーストマニホルド
１１ａ：取付フランジ
１１ｂ：枝管
１１ｃ：集合部
１１ｄ：枝管の交差部
１２：ターボチャージャーハウジング
１３：接続部
１４：触媒ケース
１５：消音マフラー
１６：き裂
２１：試料（試験片）
２２：標準試料
２３：電気炉
２４：支持管
２５、２６：検出棒
２７：試料ホルダ
２８、２９：天秤
３０：コア
３１：コイル
３２：差動トランス
３３：荷重制御回路
３４：制御コイル
３５：マグネット
３６：分銅
３６ａ：電磁荷重
３７：ＰＴＣ
３８：制御回路
３９：ＴＭＡ回路
４０：ＣＰＵ
４１：プロッタ
４２：温度記録部
４３：ＰＩＤ制御部
４４：高周波加熱ユニット
４４ａ：高周波加熱装置
４５：プログラム設定部
４５ａ：冷却制御部
４６：冷却ノズル
４７：熱電対
４８：石英管
４９：変位検出部
５０：２ペン記録計
Claims (8)
- 質量比で、Ｃ：１．８〜３．５％、Ｓｉ：４．５〜８．０％、Ｃｒ：７．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、（２Ｓｎ＋Ｓｂ）：０．５％以下、黒鉛球状化元素：０．１％以下を含有することを特徴とするフェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄。
- 質量比で、Ｃ：１．８〜３．５％、Ｓｉ：４．５〜６．０％、Ｃｒ：２．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、（２Ｓｎ＋Ｓｂ）：０．５％以下、黒鉛球状化元素：０．１％以下を含有することを特徴とするフェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄。
- 質量比で、Ｃ：１．８〜３．５％、Ｓｉ：５．０〜８．０％、Ｃｒ：１．５〜７．０％、Ｎｉ：２．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、（２Ｓｎ＋Ｓｂ）：０．５％以下、黒鉛球状化元素：０．１％以下を含有することを特徴とするフェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄。
- 質量比で、さらにＣｕ：２．０％以下、Ｂ：０．３％未満、およびＢｉ：０．１％以下の少なくとも１以上を含有することを特徴とする請求項１乃至請求項３何れかに記載のフェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄。
- 加熱速度に応じて変動する非平衡のフェライト−オーステナイト変態開始温度（Ａｃ１）を有するフェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄であって、該フェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄を３℃／分の加熱速度で昇温したときに、前記フェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄の非平衡のフェライト−オーステナイト変態開始温度（Ａｃ１）が８４０℃以上であることを特徴とするフェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄。
- 加熱速度に応じて変動する非平衡のフェライト−オーステナイト変態開始温度（Ａｃ１）を有するフェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄であって、該フェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄を３℃／分の加熱速度で昇温したときに、前記フェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄の非平衡のフェライト−オーステナイト変態開始温度（Ａｃ１）が８４０℃以上であることを特徴とする請求項１乃至請求項４何れかに記載のフェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄。
- 前記非平衡のフェライト−オーステナイト変態開始温度（Ａｃ１）は、前記フェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄を加熱して得られる温度と変位の関係から、前記変位を温度で微分した微分膨張変位線がフェライト側から乖離を始める温度であることを特徴とする請求項５または請求項６に記載のフェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄。
- 前記フェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄は、鋳造後、加熱速度に応じた非平衡のフェライト−オーステナイト変態終了温度（Ａｃｆ）以上に昇温して少なくとも１分間以上保持し、次いで非平衡のオーステナイト−フェライト変態開始温度（Ａｒ１）以上の温度から非平衡のオーステナイト−フェライト変態終了温度（Ａｒｆ）以下までを０．１〜２０℃／分の冷却速度で冷却し、次いでマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）より少なくとも５０℃以上の温度域から空冷する、熱処理が施されていることを特徴とする請求項１乃至請求項７何れかに記載のフェライト系耐熱球状黒鉛鋳鉄。
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Cited By (4)
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|---|---|---|---|---|
| CN102978507A (zh) * | 2012-11-29 | 2013-03-20 | 常州南车汽车零部件有限公司 | 高硅钼球铁材料及其制备方法 |
| JP2014105342A (ja) * | 2012-11-26 | 2014-06-09 | Japan Steel Works Ltd:The | 高温延性と高温クリープ破断寿命に優れた球状黒鉛鋳鉄およびその製造方法 |
| CN104195418A (zh) * | 2012-11-29 | 2014-12-10 | 常州南车汽车零部件有限公司 | 高硅钼球铁材料 |
| CN109402504A (zh) * | 2018-10-25 | 2019-03-01 | 苏州市通润机械铸造有限公司 | 一种适用于轨道交通和风电的合金材料及其制备方法和应用 |
-
2002
- 2002-11-20 JP JP2002337315A patent/JP2004169135A/ja active Pending
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