【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、被膜を有する鋳鉄部材の製造方法に関する。さらに詳しくは、本発明は、耐酸化性、耐熱亀裂性を改善し、熱疲労寿命を飛躍的に向上させる被膜が形成された鋳鉄部材およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来技術】
従来から、自動車のエキゾーストマニホールド、ターボハウジングやターボアウトレットパイプなどの、熱負荷の高い排気系部品には、高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄が使用されている。この高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄は、ＳｉとＣとを含み、その他に、Ｍｏや不可避不純物として、Ｍｎ、Ｐ等を含有する鉄の合金をいい、フェライト組織を主とし、若干のパーライト組織が混じった状態で存在する。この、フェライト組織とパーライト組織とからなる高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄は、昇温によって所定の温度で、物性の異なるオーステナイト組織へ変化するという特性を持っており、かかる温度を共析変態開始温度Ａｃ１という。
【０００３】
排気系部品に使用される高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄においては、耐熱性を要するために、フェライト・パーライト組織がオーステナイト組織へ変化する共析変態開始温度Ａｃ１を高め、組織変化による物性の変化を防止している。しかし、近年の排ガス清浄化による排ガス温度の上昇により、この熱負荷の増大に耐えられるように、高温強度を高めた高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄が必要とされるようになってきた。
【０００４】
また、排気系部品は、運転時ないし運転停止時で加熱・冷却が繰り返され、これによって生じる材料の膨脹・収縮の繰り返しにより熱疲労を受ける。こうした熱疲労に対抗するには、高温強度を高めることに加え、高温時に生成される酸化被膜の生成を抑えることが有効である。こうした課題に対し、従来の高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄をベースに合金を添加したり、部品表面に溶融アルミニウムめっきを施したりする表面処理が用いられてきた。
【０００５】
このような表面処理の方法の一つとして、溶融アルミニウムめっきによる高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄の表面処理方法が一般的に知られている。しかし、第一に、母材と溶融アルミニウムめっき被膜の界面に生成する合金層は、極めて硬くて脆いＡｌ、Ｆｅ金属間化合物を主とするＡｌ−Ｆｅ系合金である。このため、母材の膨脹・収縮に被膜が追従できず、被膜に亀裂や剥離を生じさせ、結果として部品表面は耐酸化性維持が不可能となる。さらには、溶融アルミニウムめっき被膜の最表面はアルミニウムであり、このような処理のまま５００〜６５０℃付近で部品を使用し続けると、このアルミニウム層とその下部にあるＡｌ−Ｆｅ合金層との界面で剥離が生じるという問題もある。この剥離片は、ターボハウジングの摩耗や触媒機能の低下を招くため、排気系部品に使用するには、溶融アルミニウムめっき処理後に大気中で８００〜８５０℃に３時間程度保持し、最表面のアルミニウムを内部へ拡散浸透させる加熱拡散熱処理を施す必要がある。これは、ＪＩＳＨ８６４２でＨＤＡ３−Ｄとして規格化されている。
【０００６】
しかし、こうした高温に球状黒鉛鋳鉄製部品を加熱保持すると、加熱温度が鋳鉄のＡｃ１共析変態開始温度より高いため、熱処理を完了させた後、空冷すると基地内にパーライトが多量に析出してしまう。このため、加熱炉内に戻し、その後徐冷することで析出は防止できるが、生産性に欠けるという問題がある。また、熱処理温度が高いため、肉厚変動の大きな部品を直接加熱炉内に挿入するとオーステナイト変態による体積収縮がまず薄肉部から生じ、結果として部品の形状歪の発生を招く。
【０００７】
球状黒鉛鋳鉄の高温強度を高める方法の一つとして、鋳鉄にＭｏやＶを添加することが有効であることが知られている。しかし、高温強度を高めるために用いるこのような高融点元素の添加は、炭化物の生成を促進させるため、高Ｓｉでありながらも室温時のパーライト率を高め、結果として伸びの低下をもたらす。これは、特に、部品が拘束率の高い組付け状態で使用される場合には、耐熱疲労の面で不利となる。従って、これら元素の添加に際しては、パーライト量が３０％以上とならないよう、その添加量や注湯後の冷却速度に繊細な配慮が必要であった。
【０００８】
特許文献１には、溶融アルミニウムめっき処理と鋳鉄の焼鈍処理とを同時に行うことにより、鋳鉄の表面を処理するとともに、鋳鉄に含まれるパーライトをフェライト化する方法が開示されている。しかし、かかる方法で製造された、溶融アルミニウムめっきされた鋳鉄は、パーライトの析出、鋳鉄の溶損などが避けられない。
【０００９】
また、特許文献２には、Ｓｉを５〜１２％と、Ｃｒとを含むアルミニウム合金の被膜をアルミニウムめっきしたステンレス鋼板上に形成する方法が開示されている。しかし、かかる被膜は硬度が高く亀裂が入りやすいという問題がある。
【００１０】
特許文献３には、Ｓｉを５〜１２％と、所定量のＭｇ、Ｃａ、Ｆｅ、Ｓｉとを含むアルミニウム合金の被膜を、所定量のＣ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｎを含有する鋼板上に形成した溶融アルミめっき鋼板が開示されている。しかし、かかる被膜もまた、硬度が高く、剥離や亀裂が生じやすいという問題がある。
【００１１】
特許文献４には、Ｔｉ、Ｍｎを含む鋼材の表面に、金属間化合物被覆層を設け、さらにその表面に、Ｓｉ、Ｆｅ、ＭｇまたはＣａを添加したアルミニウム被覆層を設けた溶融アルミめっき鋼板が開示されている。
【００１２】
特許文献５には、３〜１３％のＳｉを含むアルミニウム合金により溶融アルミめっき鋼板を製造する際に、めっき層に生成するＦｅ−Ａｌ−Ｓｉ系合金層の生成膜厚を制御する方法を開示している。しかし、かかる方法は、硬質のＦｅ−Ａｌ系合金層の生成を促進する方法であり、本発明で求められる性質を付与するものではない。
【００１３】
【特許文献１】
特開平８−６７９５６号公報
【特許文献２】
特開平１１−０１７５０号公報
【特許文献３】
特開平１１−３１７２５号公報
【特許文献４】
特開２００１−１３１７２５号公報
【特許文献５】
特開平１０−１５８７９９号公報
【００１４】
【発明が解決しようとする課題】
膨脹・収縮の繰り返しによる熱疲労に対する耐性と耐酸化性とが付与され、高温になる排気系部材に使用可能な、被膜を有する鋳鉄部材を提供することを目的とする。
【００１５】
【課題を解決するための手段】
本発明は、上記課題を解決するためになされたものであって、３．０〜５．０重量％のＳｉを含有する球状黒鉛鋳鉄を、該球状黒鉛鋳鉄の共析変態開始温度以下に保持した７．０〜２３重量％のＳｉを含むアルミニウム合金浴に浸漬するステップを含む被膜を有する鋳鉄部材の製造方法を提供する。かかるＳｉを多量に含む溶融アルミニウムめっきにより、硬度が比較的低く、鋳鉄の膨張・収縮に耐えられるＦｅ−Ａｌ−Ｓｉ系合金の被膜を球状黒鉛鋳鉄の表面に形成することができる。
【００１６】
前記浸漬するステップの後に、前記アルミニウム合金による被膜が形成された球状黒鉛鋳鉄を、該球状黒鉛鋳鉄の共析変態開始温度より１５０℃低い温度から共析変態開始温度までの範囲の温度に加熱して一定時間保持するステップをさらに含むことが好ましい。かかる加熱するステップを、１〜１０時間にわたって行うことが好ましい。かかる処理を行うことで、Ｆｅ−Ａｌ−Ｓｉ系合金の被膜の外側に、硬度の高いＦｅ−Ａｌ系合金層を形成し、さらにその外側にＦｅ−Ａｌ−Ｓｉ系合金の被膜を形成した三層構造の表面処理を行うことができる。
【００１７】
また、前記加熱して一定時間保持された被膜に、硬質破砕粉を噴射するステップをさらに含むことが好ましい。かかる硬質破砕粉としては、平均粒径が０．１〜２．０ｍｍのセラミックス性硬質破砕粉を使用することが好ましく、噴射速度を５０ｍ／ｓ以上とすることが好ましい。
【００１８】
また、本発明は上述のいずれかの方法により製造された被膜を有する鋳鉄部材を提供するものである。
【００１９】
本発明は、３．０〜５．０重量％のＳｉを含有する球状黒鉛鋳鉄を基材としてその表面に、１０〜５０μｍの厚さのＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ合金層と、該Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ合金層の上にあるＡｌ−Ｆｅ合金層とを含む、被膜を有する鋳鉄部材を提供するものである。さらには、本発明は、３．０〜５．０重量％のＳｉを含有する球状黒鉛鋳鉄を基材としてその表面に、１０〜５０μｍの厚さのＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ合金層と、該Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ合金層の上にあるＡｌ−Ｆｅ合金層と、該Ａｌ−Ｆｅ合金層の上にあるＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ合金層とを含む、被膜を有する鋳鉄部材を提供するものである。
【００２０】
本発明はまた、上述の鋳鉄部材を用いて製造された自動車用排気系部品を提供する。具体的には、上記被膜を有する鋳鉄部材により製造されたエキゾーストマニホールドや、ターボハウジング、ターボアウトレットパイプを提供する。かかる製品は耐熱性および耐酸化性が大きく向上しており、高温の排気ガスに曝されても劣化しにくいという有利な特性を有する。
【００２１】
【発明の実施の形態】
以下に本発明の実施の形態を挙げて本発明をさらに詳細に説明する。
【００２２】
本発明の一実施の形態は、被膜を有する鋳鉄部材の製造方法であって、３．０〜５．０重量％のＳｉを含有する球状黒鉛鋳鉄を、該球状黒鉛鋳鉄の共析変態開始温度以下に保持した、７．０〜２３重量％のＳｉ含むアルミニウム合金浴に浸漬するステップと、前記浸漬するステップの後に、前記アルミニウム合金による被膜が形成された球状黒鉛鋳鉄を、該鋳鉄の共析変態開始温度より１５０℃低い温度から共析変態開始温度までの範囲の温度に加熱して一定時間保持するステップと、前記加熱して一定時間保持された被膜に硬質破砕粉を噴射するステップとを含む。
【００２３】
ここで、本発明における球状黒鉛鋳鉄とは、基地組織のフェライトの面積率が７０％以上であるフェライト系球状黒鉛鋳鉄であって、３．０〜５．０重量％のＳｉと、３．０〜３．８重量％のＣとを含有し、その他に、強度を向上させるための添加物であるＭｏを０．１〜１．０重量％と、Ｖを０．１〜１．０重量％と含み、不可避的不純物、具体的には、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｐ、Ｓ、Ｂｉ、Ｔｉ、Ｎｉ等のいくつかを含有する鉄の合金をいう。また、球状黒鉛鋳鉄には、黒鉛を球状化させるＭｇも通常、０．０１５〜０．０５重量％程度含まれているが、蒸気圧の高いＭｇは経時的に消失しているため、必ずしもかかる量で含まれているとはいえない。
【００２４】
球状黒鉛鋳鉄は、３．０〜５．０重量％のＳｉと、３．０〜３．８重量％のＣとを含有することが好ましい。Ｓｉの含有量の好ましい下限値を３．０重量％とするのは、基地のフェライトの面積率７０％以上を得るために必要であり、また、Ｓｉの含有量が３．０重量％未満では高温での耐酸化性が加速度的に低下するためである。また、好ましい上限値を５．０重量％とするのは、実質的に鋳造可能な限界だからである。また、Ｃの含有量を３．０重量％以上とするのは、黒鉛の面積率を高めて熱伝導率の低下を防ぎ、高温使用時の熱負荷を軽減したり、切削可能なレベルに硬さを抑えたりするためであり、３．８重量％以下とするのは、球状黒鉛鋳鉄中のＳｉの含有率が５．０重量％まで高くなると、溶鉄中へのＣの固溶度が低下し、カーボンドロスの発生や異常黒鉛の晶出が起こるからである。
【００２５】
さらに好ましくは、３．６〜４．５重量％のＳｉと３．１〜３．６重量％のＣを含有する鉄合金が本発明における鋳鉄として使用される。鋳鉄中のＳｉ含有量を３．６重量％以上とするのが好ましいのは、Ａｃ１共析変態開始温度を排気系部品の実用使用温度より高くすることの他、実用使用温度での耐酸化性をより向上させるためである。また、鋳鉄中のＳｉ含有量を４．５重量％以下とするのが好ましいのは、Ｓｉの含有量が４．５重量％を超えると急激な伸びの低下を起こすためである。また、Ｃの含有量を３．１重量％以上とするのは、Ｓｉの含有量が４．５重量％付近まで増大した際の硬さ制御と伸びの確保をする上で必要であり、Ｃの含有量を３．６重量％以下とするのは、前述のようにＳｉの含有量が高い場合に、球状黒鉛のサイズの均一化を図る上で必要だからである。
【００２６】
また、Ｍｎは０．５重量％以下であることが望ましい。Ｍｎの増量はパーライト析出を促進させ、伸びの低下をもたらすからである。Ｐは０．０６重量％以下であることが望ましい。Ｐの増量は、粒界へのＰ化合物の偏析により、粒界強度を低下させるからである。Ｓは、０．０２重量％以下であることが望ましい。Ｓの増量は、黒鉛の球状化を阻害するからである。
【００２７】
かかる球状黒鉛鋳鉄は、常温においては、フェライト組織を主とし、若干のパーライト組織と混じった状態で存在する。特に、パーライト面積比が、常温で、０〜２０％程度のものを使用することが好ましい。パーライトが多いまま使用すると、パーライトは高温で分解し、その後の冷却で黒鉛側へ拡散して、黒鉛を粗大化させ、鋳鉄部材の体積膨張を起こすからである。以下の説明において、アルミニウム合金により被膜が形成される基材となる鋳鉄を、被めっき母材ともよぶ。
【００２８】
鋳鉄の共析変態開始温度とは、フェライトとパーライト組織からオーステナイト組織への変態を開始する温度で、Ａｃ１で表される。共析変態開始温度Ａｃ１は、その球状黒鉛鋳鉄のＳｉ組成によっても変化するが、通常、８５０〜８９０℃である。個々の球状黒鉛鋳鉄における共析変態開始温度Ａｃ１は、熱分析により得ることができる。
【００２９】
第一のステップにおいては、上述の球状黒鉛鋳鉄に、アルミニウム合金で被膜を形成することを特徴とする。被膜を形成するために使用するアルミニウム合金浴は、７〜２３重量％のＳｉを含有し、その他に、Ｍｇ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｓｒ等の元素を含有してもよい、主成分がアルミニウムの合金を溶融したものである。アルミニウム合金中のＳｉ含有量を７重量％以上とするのが好ましいのは、これよりＳｉ含有量が少ないアルミニウム合金浴では、効率的にＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層を被めっき母材表面に生成させることができないからである。また、Ｓｉ含有量を２３重量％以下とするのが好ましいのは、融点が高くなりすぎて、後述の加熱保持が難しいからである。１３〜２３重量％のＳｉを含有する過共晶型のアルミニウム合金浴を使用することがさらに好ましい。Ｓｉの含有量を１３重量％以上とするのがさらに好ましいのは、共晶組成に近く、融点が最低になるため、めっきしやすい上に、効率的にＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層を被めっき母材表面に生成させることができるからである。
【００３０】
かかるアルミニウム合金浴は、球状黒鉛鋳鉄を浸漬するステップにわたって、被めっき母材である球状黒鉛鋳鉄のＡｃ１共析変態開始温度より低い温度に保持される。したがって、アルミニウム合金の溶融温度である５７７〜７５０℃より高く、Ａｃ１共析変態開始温度である８５０〜８９０℃より低い温度とすることが好ましい。これは、浸漬後の急冷によるパーライトの析出を防止するため、および高温での鋳鉄自体の形状歪みを防止するためである。
【００３１】
浸漬時間は、被めっき母材である球状黒鉛鋳鉄の表面にアルミニウム合金が被膜を形成するのに十分な時間であれば特に限定されないが、均熱後、約３〜２０分とすることが好ましく、約３〜５分とすることがさらに好ましい。
【００３２】
このようなアルミニウム合金浴内へ球状黒鉛鋳鉄を浸漬することで、被めっき母材である球状黒鉛鋳鉄の表面に、高濃度のＳｉを含有するアルミニウム合金被膜をコーティングし、かつ、被膜と母材との界面に１０〜５０μｍのＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層を形成さすることができる。このような、比較的硬度が低く、厚いＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系の合金層は、被めっき母材である球状黒鉛鋳鉄の膨張・収縮に伴う衝撃を緩和するために有利な構造である。また、共析変態開始温度Ａｃ１より低い温度を保持したアルミニウム合金浴内で、被めっき母材である鋳鉄のパーライト組織の分解を促進することができ、生成した被膜を有する球状黒鉛鋳鉄母材の伸びの改善と使用時における黒鉛成長による体積膨張の発生を防ぐことが可能となる。
【００３３】
次に、アルミニウム合金の被膜が形成された球状黒鉛鋳鉄に対し、大気中で加熱するステップを行う。このような加熱するステップにおける処理を、本明細書中において、低温加熱拡散処理という。具体的には、低温加熱拡散処理は、アルミニウム合金の被膜が形成された球状黒鉛鋳鉄を、大気中で、かかる球状黒鉛鋳鉄の共析変態開始温度とそれより１５０℃低い温度との間の範囲内の温度に加熱し、保持する。
【００３４】
加熱温度は、７００〜７４０℃より高く、８５０〜８９０℃よりも低い温度とし、所定時間にわたって一定温度で保持することが好ましい。共析変態開始温度Ａｃ１より高い温度とすると、熱処理後の急冷によって、パーライトの析出が顕著となったり、またはオーステナイト変態による体積収縮により鋳鉄部材の形状歪を生じたりする原因となる。一方、共析変態開始温度より１５０℃低い温度以下の温度とするとパーライト組織の分解が生じにくく、パーライトの多い鋳鉄部材では硬度が低下しないため、所望の物性を付与することができない。
【００３５】
図１は、本発明にかかる低温加熱拡散処理における温度と時間を、ＪＩＳＨ８６４２でＨＤＡ３−Ｄとして規定する加熱拡散熱処理と比較して示すグラフである。好ましい低温加熱拡散処理温度である７００±１０℃まで、約０．５〜１時間にわたって加熱し、７００±１０℃で、５〜１０時間保持した後、−０．５〜−５℃／分で徐冷することが好ましい。パーライトの分解を促進するために十分な時間にわたって加熱する必要があるためである。また、このとき、徐々に加熱し、処理後も徐冷することが好ましい。形状の歪み防止と、熱処理後の急冷によるパーライト析出の防止のためである。
【００３６】
かかる低温加熱拡散熱処理を行うことにより、母材と被膜との界面に生成する１０〜５０μｍのＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層の外側に、Ａｌ−Ｆｅ系合金層を形成させ、さらに当該Ａｌ−Ｆｅ系合金層の外側に、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層を生成させた三層構造からなるアルミニウム合金被膜を形成させることができる。また、かかる処理により、被めっき母材である球状黒鉛鋳鉄中のパーライト組織の略１００％を分解・消失させ、製造された鋳鉄部材の硬さを低下させることができる。
【００３７】
低温加熱拡散熱処理後に、被膜最表面に残存するアルミニウムを除去するステップを実施する。前述の低温加熱拡散熱処理により、母材である球状黒鉛鋳鉄の表面にＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層が生成し、該Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層の表面にＡｌ−Ｆｅ系合金層が生成し、該Ａｌ−Ｆｅ系合金層の表面にＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層が生成し、これらの三層構造からなるアルミニウム合金被膜が形成され、さらにその最表面には、既述のアルミニウム合金被膜のめっきに用いたアルミニウム合金浴と同一の成分のアルミニウム層が残存している。このアルミニウム層は、熱により簡単に剥がれやすく、鋳鉄部材の製造後に部品として使用する上で弊害を来たすことがあるため、予め除去しておくことが好ましいからである。
【００３８】
アルミニウムの除去は、ショットブラストにより実施することができる。ショットブラストは、平均粒径が、０．１〜２．０ｍｍ、さらに好ましくは、０．５〜１．０ｍｍのセラミックス製または鉄製の硬質破砕粉を高速で被膜表面へ噴射することで、部材の表面を研削する技術である。噴射速度は、５０ｍ／ｓ以上とすることが好ましく、噴射時間は、２〜３秒／ｃｍ２でよい。
【００３９】
かかるアルミニウムの除去により、前述の低温加熱拡散熱処理により形成された、球状黒鉛鋳鉄の表面上のＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層と、該Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層の表面上のＡｌ−Ｆｅ系合金層と、該Ａｌ−Ｆｅ系合金層の表面上のＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層とを含む三層構造の被膜の最表面を加工硬化させた鋳鉄部材を製造することができる。あるいは、上記処理を比較的長時間行うか、または硬質破砕粉の噴射量を高めて行った場合には、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層も除去され、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層、Ａｌ−Ｆｅ系合金層が順次積層された二層構造の被膜を有する表面を加工硬化させた鋳鉄部材を製造することができる。かかる二層構造の被膜を有する鋳鉄部材は、Ａｌ−Ｆｅ系合金層の存在により球状黒鉛鋳鉄母材の酸化抑制が可能となり、また、当該Ａｌ−Ｆｅ合金層の下地となるＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層の存在によって母材の膨張・収縮にともなって発生するＡｌ−Ｆｅ系合金層への応力集中が緩和される。
【００４０】
従来は、アルミニウム剥離片が、ターボハウジングの磨耗や触媒機能低下などの弊害を生ずるという問題が生じていた。しかし、アルミニウムの除去処理をすることで、アルミニウムの剥離を防止することができ、また部材表面の平坦化が達成できるため、排気系部材においては、排気率を向上させることができる。
【００４１】
このように、本発明にかかる第一の実施形態による被膜を有する鋳鉄部材の製造方法により、球状黒鉛鋳鉄を基材として、該球状黒鉛鋳鉄の表面にＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層と、該Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層の表面にＡｌ−Ｆｅ系合金層と、該Ａｌ−Ｆｅ系合金層の表面にＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層とを含む三層構造の被膜を有する鋳鉄部材が得られる。かかる被膜を有する鋳鉄部材は、二つのＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層が弾力性を付与し、これらに挟まれた硬質で酸化されにくいＡｌ−Ｆｅ系合金層が、被めっき母材である球状黒鉛鋳鉄に耐酸化性を付与するため、高温強度が高く、膨張・収縮にも耐えられる鋳鉄部材となっている。
【００４２】
本発明の第二の実施形態によれば、被めっき母材である球状黒鉛鋳鉄と被膜との界面にＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層を有し、その外側にＡｌ−Ｆｅ系合金層を形成させた二層構造のアルミニウム合金被膜、および、被めっき母材である球状黒鉛鋳鉄と被膜との界面にＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層を有し、その外側にＡｌ−Ｆｅ系合金層を形成させ、かかるＡｌ−Ｆｅ系合金層の外面へさらにＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層を形成させて三層構造とした耐酸化性、耐熱性、耐亀裂性に優れたアルミニウム合金被膜を有する鋳鉄部材が提供される。
【００４３】
図２に、三層構造のアルミニウム合金被膜を有する鋳鉄部材の断面を示す概念図を示す。三層構造のアルミニウム合金被膜を有する鋳鉄部材１は、母材である球状黒鉛鋳鉄２の表面上にＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層３を設け、その上にＡｌ−Ｆｅ系合金層４を設け、さらに、Ａｌ−Ｆｅ系合金層４の外面へＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層５を設けてなるものである。Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層５の表面６は、ショットブラストによりアルミニウムを除去する処理がされているため、アルミニウム合金層が剥離し、かつ比較的平坦な形状となっている。
【００４４】
被めっき母材である球状黒鉛鋳鉄２は、３．０〜５．０重量％のＳｉと、３．０〜３．８重量％のＣとを含有し、その他に、強度を向上させるための添加物であるＭｏを０．１〜１．０重量％と、Ｖを０．１〜１．０重量％と含み、不可避的不純物、具体的には、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｐ、Ｓ、Ｂｉ、Ｔｉ、Ｎｉ等のいくつかを含有する鉄の合金である。好ましくは、この鋳鉄は、３．６〜４．５重量％のＳｉと、３．１〜３．６重量％のＣとを合金全体の重量に対して含む球状黒鉛鋳鉄である。鋳鉄２は、パーライト組織が分解しており、面積比率は、略０％となっている。
【００４５】
母材である球状黒鉛鋳鉄２の表面上に設けられたＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層３は、硬度が２００Ｈｖ程度の比較的硬度の低い被膜であり、Ｆｅを基として、ＡｌとＳｉを固溶したＦｅ合金層である。その表面に設けられたＡｌ−Ｆｅ系合金層４は、硬度が７００〜１０００Ｈｖの硬く脆い被膜であり、Ａｌ３Ｆｅを主とし、Ｆｅ３Ａｌも若干含む金属間化合物である。さらに、その上に設けられたＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層５は、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層３と同様に、硬度が２００Ｈｖ程度であって、Ｆｅを基として、ＡｌとＳｉを雇用したＦｅ合金層であり、その表面６がショットブラストにより、加工硬化されている。三層構造の被膜全体の厚さは約１００〜１５０μｍであって、それぞれの層の厚さは、母材である球状黒鉛鋳鉄２に接するＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層３の厚さが１０〜５０μｍであり、Ａｌ−Ｆｅ系合金層４の厚さが４０〜７０μｍであり、最表面のＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層５の厚さが１０〜２０μｍである。
【００４６】
このような三層構造のアルミニウム合金被膜を有する鋳鉄部材１は、熱膨張・収縮の激しい母材である球状黒鉛鋳鉄２に接するＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層３及び最表面に存在するＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層５が、硬度が低く弾力性を有するため、全体として耐亀裂性に優れる構造となっている。また、これらのＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層３、５に挟まれたＡｌ−Ｆｅ系合金層４は、硬度が高く、耐酸化性に優れる。さらに、母材となる球状黒鉛鋳鉄２は高温強度が高い。このように、本発明にかかるアルミニウム合金被膜を有する鋳鉄部材１は、全体として耐熱性のある構造になっている。
【００４７】
本実施形態の変形例としては、母材となる球状黒鉛鋳鉄表面にＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層を設け、その上にＡｌ−Ｆｅ系合金層を設けた二層構造とすることもできる。このような二層構造のアルミニウム合金被膜を有する球状黒鉛鋳鉄は、前述のアルミニウムを除去するステップにおいて、ショットブラストによるアルミニウム除去処理を長時間、あるいは硬質破砕片の噴射量を多くするように実施することで、Ａｌ−Ｆｅ系合金層のさらに表面に設けられたＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層をも除去し、製造することができる。このような二層構造のアルミニウム合金被膜を有する鋳鉄部材の利点は、二つのＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層が弾力性を付与し、これらに挟まれた硬質で酸化されにくいＡｌ−Ｆｅ系合金層が、被めっき母材である球状黒鉛鋳鉄に耐酸化性を付与するため、高温強度が高く、膨張・収縮にも耐えられる鋳鉄部材となっていることである。
【００４８】
本発明の第三の実施形態によれば、上述の被膜を有する鋳鉄部材を用いて製造されたエキゾーストマニホールドやターボハウジング、ターボアウトレットパイプ等の自動車用排気系部品が提供される。
【００４９】
これらの自動車用排気系部品は、予め所望の形状に鋳造された球状黒鉛鋳鉄に第一の実施形態で説明した処理を施すことにより被膜を形成し、当業者により簡単に製造することができる。
【００５０】
本発明の方法により製造されるアルミニウム合金被膜を有する鋳鉄部材は、Ａｌ−Ｆｅ系ないしＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金を主体としたものであるため耐熱性の他に耐食性にも優れている。従って、上述のような自動車の排気系部材のほかに、化学プラント用配管や管継ぎ手、各種バルブなど鋳鉄製部品への転用できる。さらに、高温での耐酸化性と耐圧縮変形性が最も求められるアルミ低圧鋳造のサブストーク外表面への適用が大いに期待される。
【００５１】
【実施例】
以下に、本発明を、実施例を挙げてさらに詳細に説明する。かかる実施例は本発明を限定するものではない。
【００５２】
［実施例１］
Ｓｉが４．３％、Ｃが３．３％、Ｍｎが０．３％、Ｐが０．０２％、Ｓが０．００８％、Ｍｏが０．５％、その他Ｓｎ、Ｃｕなど不可避不純物の合計が０．３％以下（いずれも重量％）の組成を有する高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄を母材として使用した。母材であるＳｉ球状黒鉛鋳鉄をアセトンにて脱脂後、７０℃のＨＣｌにて酸洗、水洗、乾燥を経てこれをテストピースとした。母材の共析変態開始温度Ａｃ１は、熱分析の結果、８５３℃であった。
【００５３】
Ａｌ−１７％Ｓｉ合金を坩堝にて溶解し、これをめっき浴とした。浴温は、７５０℃に設定した。母材を上述のめっき浴に２０分間浸漬した後、めっき浴より引き上げめっき被膜を形成させた。図３によれば、母材と被膜界面付近に既に３０μｍ程度のＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ合金層が生成しているのが分かる。また、母材中のパーライトは、完全には分解していなかった。
【００５４】
球状黒鉛鋳鉄は、を大気中において７５０℃で５時間保持した後、空冷した。これにより、図４に示すように、球状黒鉛鋳鉄の表面には、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ合金層と、Ａｌ−Ｆｅ系合金層と、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ合金層との三層構造からなり、さらに最表面にアルミニウム合金の層を有する被膜が選られた。共析変態開始温度より低い７５０℃で５時間程度加熱することでパーライト組織の分解が起こった。
【００５５】
低温加熱拡散熱処理の後、平均粒径が、５００〜６００μｍのアルミナ破砕粉を高速で被膜表面へ噴射させ、被膜最表面に残存するアルミニウムを除去した。噴射時間は２〜３秒／ｃｍ２で、十分なクリーニング効果が得られた。
【００５６】
以上の手法によって、耐酸化性に極めて優れたＡｌ−Ｆｅ系合金層と耐酸化性は若干劣るが硬さが低く割れにくいＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層とを交互に積層させた三層構造のアルミニウム合金被膜を有する鋳鉄部材が得られた。図５に示すように、母材である球状黒鉛鋳鉄に施されたＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ合金層と、Ａｌ−Ｆｅ系合金層と、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ合金層との三層構造の合計の厚さは、１００〜１５０μｍであり、表面のアルミニウムはブラストにより除かれ、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層の表面は比較的平坦であった。
【００５７】
［実施例２］
被膜を有する鋳鉄部材において、被めっき母材である球状黒鉛鋳鉄のパーライト組織が加熱拡散熱処理により分解する温度及び保持時間と、かかる加熱拡散熱処理による被めっき母材である球状黒鉛鋳鉄の硬度の変化を調べた。
【００５８】
実施例１に記載した方法により、母材である球状黒鉛鋳鉄をアルミニウム合金浴に浸漬し、母材の表面にアルミニウム合金の被膜を形成した。母材の共析変態開始温度Ａｃ１は、実施例と同様に、熱分析を実施した結果、８５３℃であった。かかる被膜を形成した球状黒鉛鋳鉄を、実施例２−１では７００℃、実施例２−２では７５０℃、実施例２−３では８００℃の各温度で、比較例２−１では６００℃、比較例２−２では６５０℃の各温度で、大気中で０〜１０時間にわたって保持し、鋳鉄母材のパーライト面積率と、硬度（ＨＲＢ）とを測定した。面積率の測定は、画像解析装置を使用して、パーライトと、黒鉛およびフェライトとを二極値化し、パーライトの面積率を算出した。また、硬度の測定は、ロックウェル硬度計（Ｂスケール）を用いて行った。
【００５９】
面積率の測定結果を図６に示す。図６より、共析変態開始温度Ａｃ１である８５３℃より１５０℃低い温度と、共析変態開始温度Ａｃ１との間の温度範囲で加熱した実施例２−１、２−２、２−３においては、パーライト組織の面積率が減少していることから、パーライト組織の分解が進行していることがわかる。一方、共析変態開始温度Ａｃ１である８５３℃より１５０℃よりも低い６００℃で加熱した比較例２−１および、６５０℃で加熱した比較例２−２については、パーライト組織の分解が進行していなかった。
【００６０】
硬度の測定結果を図７に示す。図７より、共析変態開始温度Ａｃ１である８５３℃より１５０℃低い温度と、共析変態開始温度Ａｃ１との間の温度範囲で加熱した実施例２−１、２−２、２−３においては、硬度の低下が生じており、鋳鉄部材に耐亀裂性、耐熱性等の特性を付与することができたことがわかる。一方、共析変態開始温度Ａｃ１である８５３℃より１５０℃よりも低い６００℃で加熱した比較例２−１および、６５０℃で加熱した比較例２−２については、硬度も上昇しており、所望の特性を付与することができなかった。
【００６１】
［実施例３］
Ｓｉを添加した過共晶型のアルミニウムめっき浴を用い、Ｓｉを３重量％含有する球状黒鉛鋳鉄に溶融アルミめっきを施した。３重量％のＳｉと、３．６重量％のＣと、その他の不可避不純物、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｍｇ等とを含む高Ｓｉ黒鉛球状鋳鉄を被めっき母材として用い、１７重量％のＳｉを含み、その他に、１重量％のＭｇと、１重量％のＣｕと、１重量％のＮｉと、その他その他の不可避不純物、Ｆｅ、Ｍｎ等を微量含むアルミニウム合金浴を用いて、実施例１と同じ方法でアルミニウム合金層の形成を行った。その結果、球状黒鉛鋳鉄とめっき層との界面に最大３０μｍのＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層が生成した。このＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層の硬度は２００Ｈｖ程度であり、柔軟性を有する膜を球状黒鉛鋳鉄表面に形成することができた。
【００６２】
［比較例１］
実施例３と同じＳｉを１３〜２３重量％添加したアルミニウムめっき浴を用い、鋼板および３重量％未満のＳｉを含むねずみ鋳鉄にめっきを施した。被めっき母材として用いた鋼板は、ＪＳＨ２７０ＣＮ（熱延鋼板）であり、鋳鉄は、２．５重量％のＳｉと、３．２重量％のＣと、０．６重量％のＭｎと、０．３５重量％のＣｕと、その他の不可避不純物、Ｐ、Ｓ、Ｚｎ等を微量含むねずみ鋳鉄であった。また、アルミニウム合金浴は、実施例３と同じ様に１７重量％のＳｉを含み、その他に、１重量％のＭｇと、１重量％のＣｕと、１重量％のＮｉと、その他その他の不可避不純物、Ｆｅ、Ｍｎ等を微量含むものであった。アルミニウム合金層の形成は、実施例１と同じ方法で行った。しかしながら、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層の生成が著しく抑制され、母材とめっき層との界面には初晶Ｓｉが集積した。その結果、被膜の硬度は１０００Ｈｖ以上の脆い膜となった。
【００６３】
【発明の効果】
本発明により得られた被膜を有する鋳鉄部材は、母材である球状黒鉛鋳鉄の表面に、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層とその外側のＡｌ−Ｆｅ系合金層と、さらにその外側にＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層との三層構造からなる被膜が形成されており、母材に接して設けられるＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層の存在によって母材の膨張、収縮に伴って発生するＡｌ−Ｆｅ系合金層への応力集中が緩和される。その結果、かかる三層構造からなる被膜が形成された鋳鉄部材は、高温時の耐酸化性が向上し、加熱・冷却に対する耐熱亀裂性が向上し、熱疲労寿命が改善されている。かかる被膜を有する鋳鉄部材は、高温となる排気系部材として非常に有用であり、熱膨張・収縮による部材の劣化や、他の部材へ与える弊害も減少されている。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は、本発明にかかる三層構造のアルミニウム合金被膜を有する球状黒鉛鋳鉄の切断面を示す概念図である。
【図２】図２は、低温加熱拡散処理における温度と時間を、ＪＩＳＨ８６４２でＨＤＡ３−Ｄとして規定する加熱拡散熱処理と比較して示すグラフである。
【図３】図３は、アルミニウム合金浴に浸漬した後の球状黒鉛鋳鉄の金属組織の切断面を示す顕微鏡写真である。
【図４】図４は、低温加熱拡散処理後の三層構造のアルミニウム合金被膜及び表面のアルミニウム層を有する球状黒鉛鋳鉄の金属組織の切断面を示す顕微鏡写真である。
【図５】図５は、表面のアルミニウム層を除去した三層構造のアルミニウム合金被膜を有する球状黒鉛鋳鉄の金属組織の切断面を示す顕微鏡写真である。
【図６】図６は、被膜を形成した球状黒鉛鋳鉄の熱処理温度、保持時間とパーライト面積率変化との関係を示すグラフである。
【図７】図７は、被膜を形成した球状黒鉛鋳鉄の熱処理温度、保持時間と硬度との関係を示すグラフである。
【符号の説明】
１ 被膜を有する鋳鉄部材
２ 球状黒鉛鋳鉄
３ Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層
４ Ａｌ−Ｆｅ系合金層
５ Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層
６ Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層表面部分[0001]
[Industrial applications]
The present invention relates to a method for manufacturing a cast iron member having a coating. More specifically, the present invention relates to a cast iron member having a coating that improves oxidation resistance and thermal crack resistance and dramatically improves thermal fatigue life, and a method of manufacturing the same.
[0002]
[Prior art]
2. Description of the Related Art Conventionally, high Si spheroidal graphite cast iron has been used for exhaust system parts having a high heat load, such as an exhaust manifold, a turbo housing, and a turbo outlet pipe of a vehicle. This high Si spheroidal graphite cast iron is an alloy of iron containing Si and C, as well as Mo and unavoidable impurities, such as Mn and P, and mainly has a ferrite structure and a slight pearlite structure. Exists in state. This high-Si spheroidal graphite cast iron having a ferrite structure and a pearlite structure has a property of changing to an austenitic structure having different physical properties at a predetermined temperature by increasing the temperature. c1 That.
[0003]
In the high Si spheroidal graphite cast iron used for exhaust system parts, since heat resistance is required, the eutectoid transformation start temperature A at which the ferrite / pearlite structure changes to an austenitic structure is obtained. c1 To prevent changes in physical properties due to organizational changes. However, due to an increase in exhaust gas temperature due to recent exhaust gas cleaning, high Si spheroidal graphite cast iron having an increased high-temperature strength has been required to withstand this increase in thermal load.
[0004]
Further, the exhaust system components are repeatedly heated and cooled during operation or when operation is stopped, and are subject to thermal fatigue due to repeated expansion and contraction of the material caused by the heating and cooling. To counteract such thermal fatigue, it is effective to increase the high-temperature strength and to suppress the formation of an oxide film generated at a high temperature. To cope with such a problem, a surface treatment of adding an alloy based on a conventional high Si spheroidal graphite cast iron or applying a hot-dip aluminum plating to a component surface has been used.
[0005]
As one of such surface treatment methods, a surface treatment method for high Si spheroidal graphite cast iron by hot-dip aluminum plating is generally known. However, first, the alloy layer generated at the interface between the base material and the hot-dip aluminum plating film is an extremely hard and brittle Al-Fe-based alloy mainly containing an intermetallic compound of Al and Fe. For this reason, the film cannot follow the expansion and contraction of the base material, causing cracks and peeling of the film, and as a result, it becomes impossible to maintain the oxidation resistance of the component surface. Further, the outermost surface of the hot-dip aluminum plating film is aluminum, and if the component is continuously used at around 500 to 650 ° C. in such a treatment, the interface between the aluminum layer and the Al—Fe alloy layer below the aluminum layer is kept. Also, there is a problem that peeling occurs. Since this peeled piece causes wear of the turbo housing and deterioration of the catalytic function, for use as an exhaust system component, it is held at 800 to 850 ° C. for about 3 hours in the atmosphere after hot-dip aluminum plating, and the aluminum on the outermost surface is treated. It is necessary to perform a heat diffusion heat treatment for diffusing and penetrating into the inside. This is standardized as HDA3-D by JIS8642.
[0006]
However, when a spheroidal graphite cast iron part is heated and held at such a high temperature, the heating temperature becomes higher than c1 Since the temperature is higher than the eutectoid transformation start temperature, a large amount of pearlite precipitates in the matrix when air-cooled after the heat treatment is completed. For this reason, precipitation can be prevented by returning to a heating furnace and then gradually cooling, but there is a problem that productivity is lacking. In addition, since the heat treatment temperature is high, when a component having a large thickness variation is directly inserted into the heating furnace, volume contraction due to austenite transformation first occurs from the thin portion, and as a result, shape distortion of the component is caused.
[0007]
It is known that adding Mo or V to cast iron is effective as one method for increasing the high-temperature strength of spheroidal graphite cast iron. However, the addition of such a high-melting element used to increase the high-temperature strength promotes the formation of carbides, so that the pearlite ratio at room temperature is increased despite high Si, resulting in a decrease in elongation. This is disadvantageous in terms of thermal fatigue, particularly when the component is used in an assembled state with a high constraint rate. Therefore, when adding these elements, delicate consideration was required for the amount of addition and the cooling rate after pouring so that the amount of pearlite would not exceed 30%.
[0008]
Patent Literature 1 discloses a method of simultaneously performing a hot-dip aluminum plating process and an annealing process of cast iron to treat the surface of the cast iron and ferrite pearlite contained in the cast iron. However, in the cast iron produced by such a method and subjected to hot-dip aluminization, precipitation of pearlite, erosion of cast iron, and the like are inevitable.
[0009]
Patent Document 2 discloses a method in which a coating of an aluminum alloy containing 5 to 12% of Si and Cr is formed on a stainless steel plate plated with aluminum. However, there is a problem that such a coating has high hardness and is easily cracked.
[0010]
Patent Literature 3 discloses that a coating of an aluminum alloy containing 5 to 12% of Si and predetermined amounts of Mg, Ca, Fe, and Si contains predetermined amounts of C, Ti, Mn, Cr, Al, and N. A hot-dip aluminized steel sheet formed on a steel sheet is disclosed. However, such a coating also has a problem that the hardness is high and peeling and cracking are liable to occur.
[0011]
Patent Literature 4 discloses a hot-dip aluminized steel sheet in which an intermetallic compound coating layer is provided on the surface of a steel material containing Ti and Mn, and an aluminum coating layer to which Si, Fe, Mg, or Ca is added is further provided on the surface. It has been disclosed.
[0012]
Patent Document 5 discloses a method of controlling the thickness of a Fe-Al-Si alloy layer formed on a plating layer when a hot-dip aluminized steel sheet is manufactured using an aluminum alloy containing 3 to 13% of Si. are doing. However, such a method is a method of accelerating the formation of a hard Fe-Al-based alloy layer, and does not impart the properties required in the present invention.
[0013]
[Patent Document 1]
JP-A-8-67956
[Patent Document 2]
JP-A-11-01750
[Patent Document 3]
JP-A-11-31725
[Patent Document 4]
JP 2001-131725 A
[Patent Document 5]
JP-A-10-158799
[0014]
[Problems to be solved by the invention]
An object of the present invention is to provide a cast iron member having a coating, which is provided with resistance to thermal fatigue due to repeated expansion and contraction and oxidation resistance, and which can be used for an exhaust system member which is heated to a high temperature.
[0015]
[Means for Solving the Problems]
The present invention has been made to solve the above-mentioned problems, and maintains a spheroidal graphite cast iron containing 3.0 to 5.0% by weight of Si at a temperature below the eutectoid transformation start temperature of the spheroidal graphite cast iron. A method for producing a cast iron member having a coating, the method including immersing the cast iron member in an aluminum alloy bath containing 7.0 to 23% by weight of Si. By such hot-dip aluminum plating containing a large amount of Si, a coating of an Fe-Al-Si-based alloy having relatively low hardness and capable of withstanding the expansion and contraction of cast iron can be formed on the surface of spheroidal graphite cast iron.
[0016]
After the immersion step, the spheroidal graphite cast iron on which the coating of the aluminum alloy is formed is heated to a temperature in a range from a temperature 150 ° C. lower than the eutectoid transformation start temperature of the spheroidal graphite cast iron to the eutectoid transformation start temperature. It is preferable that the method further includes a step of holding for a predetermined time. This heating step is preferably performed for 1 to 10 hours. By performing such a treatment, a hard Fe-Al-based alloy layer was formed outside the Fe-Al-Si-based alloy coating, and a Fe-Al-Si-based alloy coating was further formed outside the Fe-Al-Si-based alloy coating. Surface treatment of the layer structure can be performed.
[0017]
Preferably, the method further includes the step of injecting hard crushed powder onto the coating that has been heated and held for a predetermined time. As such hard crushed powder, it is preferable to use ceramics hard crushed powder having an average particle size of 0.1 to 2.0 mm, and it is preferable to set the injection speed to 50 m / s or more.
[0018]
Further, the present invention provides a cast iron member having a coating produced by any of the above-mentioned methods.
[0019]
The present invention uses a spheroidal graphite cast iron containing 3.0 to 5.0% by weight of Si as a base material, and forms an Al—Si—Fe alloy layer having a thickness of 10 to 50 μm on the surface thereof. An object of the present invention is to provide a cast iron member having a coating including an Al-Fe alloy layer on an Fe alloy layer. Further, the present invention provides an Al—Si—Fe alloy layer having a thickness of 10 to 50 μm on a surface of a spheroidal graphite cast iron containing 3.0 to 5.0% by weight of Si; An object of the present invention is to provide a cast iron member having a coating, comprising: an Al—Fe alloy layer on a Si—Fe alloy layer; and an Al—Si—Fe alloy layer on the Al—Fe alloy layer.
[0020]
The present invention also provides an automobile exhaust system component manufactured using the above-described cast iron member. Specifically, the present invention provides an exhaust manifold, a turbo housing, and a turbo outlet pipe manufactured from a cast iron member having the coating. Such a product has significantly improved heat resistance and oxidation resistance, and has an advantageous property that it does not easily deteriorate even when exposed to high-temperature exhaust gas.
[0021]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to the embodiments of the present invention.
[0022]
One embodiment of the present invention is a method for manufacturing a cast iron member having a coating, comprising: forming a spheroidal graphite cast iron containing 3.0 to 5.0% by weight of Si into an eutectoid transformation starting temperature of the spheroidal graphite cast iron. A step of immersing in an aluminum alloy bath containing 7.0 to 23% by weight of Si held below, and after the step of immersing, the spheroidal graphite cast iron coated with the aluminum alloy is eutectoidally cast from the cast iron. A step of heating to a temperature in the range of 150 ° C. lower than the transformation start temperature to a eutectoid transformation start temperature and holding for a certain period of time, and a step of injecting the hard crushed powder into the heated and held film for a certain period of time. Including.
[0023]
Here, the spheroidal graphite cast iron in the present invention is a ferritic spheroidal graphite cast iron in which the area ratio of ferrite in the base structure is 70% or more, and 3.0 to 5.0% by weight of Si and 3.0%. To 3.8% by weight of C, and 0.1 to 1.0% by weight of Mo, which is an additive for improving strength, and 0.1 to 1.0% by weight, of V. And specifically refers to an iron alloy containing some unavoidable impurities, specifically, Mn, Sn, Cu, Al, P, S, Bi, Ti, Ni, and the like. Also, spheroidal graphite cast iron usually contains about 0.015 to 0.05% by weight of Mg for spheroidizing graphite, but Mg with a high vapor pressure disappears with time, so it is not always necessary. Not necessarily included in quantity.
[0024]
The spheroidal graphite cast iron preferably contains 3.0 to 5.0% by weight of Si and 3.0 to 3.8% by weight of C. It is necessary to set the preferable lower limit of the Si content to 3.0% by weight in order to obtain an area ratio of ferrite of the matrix of 70% or more, and if the Si content is less than 3.0% by weight. This is because the oxidation resistance at high temperatures decreases at an accelerated rate. Further, the preferable upper limit is set to 5.0% by weight because it is substantially a limit at which casting is possible. Further, the content of C is set to 3.0% by weight or more because the area ratio of graphite is increased to prevent a decrease in thermal conductivity, to reduce the heat load at the time of high temperature use, or to reduce the hardening to a level that can be cut. The reason why the content is set to 3.8% by weight or less is that when the content of Si in the spheroidal graphite cast iron increases to 5.0% by weight, the solid solubility of C in the molten iron decreases. However, carbon dross is generated and abnormal graphite is crystallized.
[0025]
More preferably, an iron alloy containing 3.6 to 4.5% by weight of Si and 3.1 to 3.6% by weight of C is used as the cast iron in the present invention. It is preferable that the content of Si in the cast iron be 3.6% by weight or more. c1 This is because the eutectoid transformation start temperature is higher than the practical use temperature of the exhaust system component, and the oxidation resistance at the practical use temperature is further improved. The reason why the content of Si in the cast iron is preferably set to 4.5% by weight or less is that if the content of Si exceeds 4.5% by weight, a rapid decrease in elongation occurs. The content of C of 3.1% by weight or more is necessary in order to control the hardness and secure elongation when the content of Si increases to about 4.5% by weight. Is set to 3.6% by weight or less because, as described above, when the content of Si is high, it is necessary to make the size of the spherical graphite uniform.
[0026]
Further, Mn is desirably 0.5% by weight or less. This is because increasing the amount of Mn promotes pearlite precipitation and lowers elongation. P is desirably 0.06% by weight or less. This is because an increase in the amount of P lowers the grain boundary strength due to segregation of the P compound at the grain boundaries. S is desirably 0.02% by weight or less. This is because an increase in the amount of S inhibits spheroidization of graphite.
[0027]
At room temperature, such spheroidal graphite cast iron mainly has a ferrite structure and exists in a state mixed with a slight pearlite structure. In particular, it is preferable to use one having a pearlite area ratio of about 0 to 20% at room temperature. If the pearlite is used with a large amount of pearlite, the pearlite is decomposed at a high temperature, and diffuses toward the graphite side by the subsequent cooling to coarsen the graphite and cause a volume expansion of the cast iron member. In the following description, cast iron as a base material on which a film is formed by an aluminum alloy is also referred to as a base material to be plated.
[0028]
The eutectoid transformation start temperature of cast iron is the temperature at which the transformation from ferrite and pearlite structure to austenitic structure starts. c1 Is represented by Eutectoid transformation start temperature A c1 Is usually 850 to 890 ° C., although it varies depending on the Si composition of the spheroidal graphite cast iron. Eutectoid transformation onset temperature A of individual spheroidal graphite cast iron c1 Can be obtained by thermal analysis.
[0029]
The first step is characterized in that a film is formed on the above-mentioned spheroidal graphite cast iron with an aluminum alloy. The aluminum alloy bath used for forming the coating contains 7 to 23% by weight of Si, and may further contain elements such as Mg, Cu, Ni, Mn, Fe, and Sr. Is obtained by melting an aluminum alloy. It is preferable that the Si content in the aluminum alloy is 7% by weight or more. In an aluminum alloy bath having a lower Si content, the Al-Si-Fe-based alloy layer is efficiently formed on the surface of the base material to be plated. This is because they cannot be generated. Further, the reason why the Si content is preferably set to 23% by weight or less is because the melting point becomes too high, and it is difficult to hold and maintain the content as described below. More preferably, a hypereutectic aluminum alloy bath containing 13 to 23% by weight of Si is used. More preferably, the content of Si is set to 13% by weight or more, because it is close to a eutectic composition and has a minimum melting point, so that plating is easy and the Al—Si—Fe alloy layer is efficiently coated. This is because it can be formed on the surface of the plating base material.
[0030]
Such an aluminum alloy bath is used for the spheroidal graphite cast iron, which is the base metal to be plated, over the step of dipping the spheroidal graphite cast iron. c1 The temperature is kept lower than the eutectoid transformation start temperature. Therefore, the melting temperature of the aluminum alloy is higher than 577 to 750 ° C., and A c1 The temperature is preferably lower than the eutectoid transformation start temperature of 850 to 890 ° C. This is to prevent the precipitation of pearlite due to rapid cooling after immersion and to prevent the shape distortion of the cast iron itself at high temperatures.
[0031]
The immersion time is not particularly limited as long as it is a time sufficient for the aluminum alloy to form a film on the surface of the spheroidal graphite cast iron as the base material to be plated, but it is preferably about 3 to 20 minutes after soaking. , More preferably about 3 to 5 minutes.
[0032]
By immersing the spheroidal graphite cast iron into such an aluminum alloy bath, the surface of the spheroidal graphite cast iron to be plated is coated with an aluminum alloy coating containing high concentration of Si, and the coating and the base metal are coated. An Al-Si-Fe-based alloy layer having a thickness of 10 to 50 µm can be formed at the interface with. Such an Al-Si-Fe alloy layer having a relatively low hardness and a relatively high hardness is an advantageous structure for alleviating an impact accompanying expansion and contraction of the spheroidal graphite cast iron as a base material to be plated. Further, the eutectoid transformation start temperature A c1 In an aluminum alloy bath maintained at a lower temperature, the decomposition of the pearlite structure of the cast iron as the base material to be plated can be promoted, and the elongation of the spheroidal graphite cast iron base material having the formed coating and the graphite during use are improved. It is possible to prevent volume expansion due to growth.
[0033]
Next, a step of heating the spheroidal graphite cast iron on which the aluminum alloy film is formed in the atmosphere is performed. Such a process in the heating step is referred to as a low-temperature heat diffusion process in this specification. Specifically, the low-temperature heat-diffusion treatment is performed in a manner such that the spheroidal graphite cast iron on which the aluminum alloy film is formed is heated in the air at a temperature between the eutectoid transformation start temperature of the spheroidal graphite cast iron and a temperature lower by 150 ° C. than that. Heat to and hold inside temperature.
[0034]
The heating temperature is preferably higher than 700 to 740 ° C. and lower than 850 to 890 ° C., and is preferably maintained at a constant temperature for a predetermined time. Eutectoid transformation start temperature A c1 If the temperature is higher, rapid cooling after the heat treatment causes remarkable precipitation of pearlite or causes shape distortion of the cast iron member due to volume shrinkage due to austenite transformation. On the other hand, if the temperature is lower than the eutectoid transformation start temperature by 150 ° C. or less, the decomposition of the pearlite structure hardly occurs, and the hardness does not decrease in the cast iron member containing much pearlite, so that desired physical properties cannot be imparted.
[0035]
FIG. 1 is a graph showing the temperature and the time in the low-temperature heat diffusion treatment according to the present invention in comparison with the heat diffusion heat treatment specified as HDA3-D in JISH8642. Heat to 700 ± 10 ° C., which is the preferred low temperature heat diffusion treatment temperature, for about 0.5 to 1 hour, hold at 700 ± 10 ° C. for 5 to 10 hours, and then at −0.5 to −5 ° C./min. Slow cooling is preferred. This is because it is necessary to heat for a sufficient time to promote the decomposition of pearlite. Further, at this time, it is preferable to gradually heat and gradually cool after the treatment. This is for the purpose of preventing shape distortion and pearlite precipitation due to rapid cooling after heat treatment.
[0036]
By performing such low-temperature heat-diffusion heat treatment, an Al-Fe-based alloy layer is formed outside the Al-Si-Fe-based alloy layer having a thickness of 10 to 50 µm generated at the interface between the base material and the coating film. An aluminum alloy film having a three-layer structure in which an Al-Si-Fe-based alloy layer is formed can be formed outside the Fe-based alloy layer. Further, by such a treatment, approximately 100% of the pearlite structure in the spheroidal graphite cast iron as the base material to be plated is decomposed and eliminated, and the hardness of the manufactured cast iron member can be reduced.
[0037]
After the low-temperature heat diffusion heat treatment, a step of removing aluminum remaining on the outermost surface of the film is performed. By the above-mentioned low-temperature heat diffusion heat treatment, an Al-Si-Fe alloy layer is formed on the surface of the spheroidal graphite cast iron as a base material, and an Al-Fe alloy layer is formed on the surface of the Al-Si-Fe alloy layer. Then, an Al-Si-Fe-based alloy layer is formed on the surface of the Al-Fe-based alloy layer, and an aluminum alloy film having a three-layer structure is formed. An aluminum layer having the same composition as the aluminum alloy bath used for plating the film remains. This is because the aluminum layer is easily peeled off by heat and may cause a problem when used as a part after the production of the cast iron member. Therefore, it is preferable to remove the aluminum layer in advance.
[0038]
The removal of aluminum can be performed by shot blast. The shot blast has an average particle diameter of 0.1 to 2.0 mm, more preferably 0.5 to 1.0 mm, by injecting a ceramic or iron hard crushed powder at a high speed onto the coating surface to obtain a member. This is a technique for grinding the surface. The injection speed is preferably 50 m / s or more, and the injection time is 2-3 seconds / cm. 2 Is fine.
[0039]
By removing the aluminum, the Al-Si-Fe-based alloy layer formed on the surface of the spheroidal graphite cast iron and the Al-Fe-based alloy layer formed on the surface of the Al-Si-Fe based alloy layer formed by the low-temperature heat diffusion heat treatment described above. A cast iron member can be manufactured by work hardening the outermost surface of a three-layered film including a base alloy layer and an Al-Si-Fe base alloy layer on the surface of the Al-Fe base alloy layer. Alternatively, when the above treatment is performed for a relatively long time or when the injection amount of the hard crushed powder is increased, the Al-Si-Fe alloy layer is also removed, and the Al-Si-Fe alloy layer, Al -It is possible to manufacture a cast iron member having a work-hardened surface having a coating having a two-layer structure in which Fe-based alloy layers are sequentially laminated. The cast iron member having such a two-layer structure coating can suppress oxidization of the spheroidal graphite cast iron base material due to the presence of the Al-Fe alloy layer, and also provide Al-Si-Fe as a base for the Al-Fe alloy layer. Due to the presence of the base alloy layer, the concentration of stress on the Al—Fe base alloy layer, which is caused by expansion and contraction of the base material, is reduced.
[0040]
Heretofore, there has been a problem that the aluminum peeling pieces cause adverse effects such as wear of the turbo housing and deterioration of the catalyst function. However, by performing the aluminum removal treatment, the peeling of aluminum can be prevented, and the surface of the member can be flattened. Therefore, in the exhaust system member, the exhaust rate can be improved.
[0041]
Thus, according to the method for manufacturing a cast iron member having a coating according to the first embodiment of the present invention, a spheroidal graphite cast iron as a base material, an Al-Si-Fe-based alloy layer on the surface of the spheroidal graphite cast iron, A cast iron member having a three-layer structure coating including an Al-Fe-based alloy layer on the surface of an Al-Si-Fe-based alloy layer and an Al-Si-Fe-based alloy layer on the surface of the Al-Fe-based alloy layer is provided. can get. In a cast iron member having such a coating, two Al-Si-Fe-based alloy layers impart elasticity, and a hard and hardly oxidized Al-Fe-based alloy layer sandwiched between the two layers is a spherical base material to be plated. In order to impart oxidation resistance to graphite cast iron, it is a cast iron member that has high high-temperature strength and can withstand expansion and contraction.
[0042]
According to the second embodiment of the present invention, an Al-Si-Fe-based alloy layer is formed at the interface between a spheroidal graphite cast iron as a base material to be plated and a coating film, and an Al-Fe-based alloy layer is formed outside the interface. An aluminum alloy coating having a two-layer structure and an Al-Si-Fe alloy layer at the interface between the spheroidal graphite cast iron as the base material to be plated and the coating, and an Al-Fe alloy layer formed outside thereof A cast iron member having an aluminum alloy coating having excellent oxidation resistance, heat resistance, and crack resistance by forming an Al-Si-Fe alloy layer on the outer surface of the Al-Fe alloy layer. Is provided.
[0043]
FIG. 2 is a conceptual diagram showing a cross section of a cast iron member having an aluminum alloy coating having a three-layer structure. In a cast iron member 1 having a three-layer aluminum alloy coating, an Al-Si-Fe alloy layer 3 is provided on the surface of a spheroidal graphite cast iron 2 as a base material, and an Al-Fe alloy layer 4 is provided thereon. Further, an Al—Si—Fe alloy layer 5 is provided on the outer surface of the Al—Fe alloy layer 4. Since the surface 6 of the Al-Si-Fe-based alloy layer 5 has been subjected to a process of removing aluminum by shot blasting, the aluminum alloy layer is peeled off and has a relatively flat shape.
[0044]
The spheroidal graphite cast iron 2 which is a base material to be plated contains 3.0 to 5.0% by weight of Si and 3.0 to 3.8% by weight of C. It contains 0.1 to 1.0% by weight of Mo as an additive and 0.1 to 1.0% by weight of V, and includes unavoidable impurities, specifically, Mn, Sn, Cu, Al, P, It is an iron alloy containing some of S, Bi, Ti, Ni and the like. Preferably, the cast iron is a spheroidal graphite cast iron containing 3.6-4.5% by weight of Si and 3.1-3.6% by weight of C with respect to the weight of the entire alloy. The pearlite structure of the cast iron 2 is decomposed, and the area ratio is approximately 0%.
[0045]
The Al—Si—Fe-based alloy layer 3 provided on the surface of the spheroidal graphite cast iron 2 as a base material is a relatively low hardness film having a hardness of about 200 Hv, and solidifies Al and Si based on Fe. This is a melted Fe alloy layer. The Al—Fe alloy layer 4 provided on the surface is a hard and brittle coating having a hardness of 700 to 1000 Hv. 3 Mainly Fe, Fe 3 It is an intermetallic compound containing a small amount of Al. Further, the Al-Si-Fe-based alloy layer 5 provided thereon has a hardness of about 200 Hv, similar to the Al-Si-Fe-based alloy layer 3, and employs Al and Si based on Fe. The surface 6 is work hardened by shot blasting. The total thickness of the three-layer structure coating is about 100 to 150 μm, and the thickness of each layer is 10% when the thickness of the Al—Si—Fe alloy layer 3 in contact with the spheroidal graphite cast iron 2 as the base material is 10 μm. ５０50 μm, the thickness of the Al—Fe alloy layer 4 is 40-70 μm, and the thickness of the outermost Al—Si—Fe alloy layer 5 is 10-20 μm.
[0046]
The cast iron member 1 having such a three-layered aluminum alloy coating has an Al—Si—Fe alloy layer 3 in contact with a spheroidal graphite cast iron 2 which is a base material having severe thermal expansion and contraction, and an Al—Si present on the outermost surface. Since the Si—Fe-based alloy layer 5 has low hardness and elasticity, it has a structure excellent in crack resistance as a whole. The Al—Fe alloy layer 4 sandwiched between the Al—Si—Fe alloy layers 3 and 5 has high hardness and excellent oxidation resistance. Further, the spheroidal graphite cast iron 2 serving as a base material has a high high-temperature strength. Thus, the cast iron member 1 having the aluminum alloy coating according to the present invention has a heat-resistant structure as a whole.
[0047]
As a modified example of this embodiment, a two-layer structure in which an Al-Si-Fe alloy layer is provided on the surface of a spheroidal graphite cast iron serving as a base material and an Al-Fe alloy layer is provided thereon. In the spheroidal graphite cast iron having an aluminum alloy coating having such a two-layer structure, in the step of removing aluminum, the aluminum removal treatment by shot blasting is performed for a long time or so as to increase the injection amount of hard crushed pieces. Thus, the Al-Si-Fe-based alloy layer further provided on the surface of the Al-Fe-based alloy layer can be removed to manufacture. An advantage of such a cast iron member having a two-layer aluminum alloy coating is that two Al-Si-Fe alloy layers provide elasticity, and a hard and hardly oxidized Al-Fe alloy sandwiched therebetween. The layer is a cast iron member that has high strength at high temperatures and can withstand expansion and contraction in order to impart oxidation resistance to the spheroidal graphite cast iron as a base material to be plated.
[0048]
According to the third embodiment of the present invention, there is provided a vehicle exhaust system component such as an exhaust manifold, a turbo housing, a turbo outlet pipe, etc. manufactured using a cast iron member having the above-mentioned coating.
[0049]
These automotive exhaust system components can be easily manufactured by those skilled in the art by forming a coating by subjecting the spheroidal graphite cast iron previously cast into a desired shape to the treatment described in the first embodiment.
[0050]
The cast iron member having the aluminum alloy coating produced by the method of the present invention is mainly composed of an Al-Fe-based or Al-Si-Fe-based alloy, and thus has excellent heat resistance and corrosion resistance. Therefore, in addition to the above-mentioned exhaust system members for automobiles, the present invention can be applied to cast iron parts such as pipes and pipe joints for chemical plants and various valves. Furthermore, application of the aluminum low pressure casting to the outer surface of the substoke, which is most required for the oxidation resistance and the compression deformation resistance at a high temperature, is greatly expected.
[0051]
【Example】
Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to Examples. Such examples do not limit the invention.
[0052]
[Example 1]
4.3% of Si, 3.3% of C, 0.3% of Mn, 0.02% of P, 0.008% of S, 0.5% of Mo, and other unavoidable impurities such as Sn and Cu. High Si spheroidal graphite cast iron having a total composition of 0.3% or less (all by weight) was used as a base material. Si spheroidal graphite cast iron as a base material was degreased with acetone, pickled with HCl at 70 ° C., washed with water, and dried to obtain a test piece. Eutectoid transformation start temperature A of base metal c1 Was 853 ° C. as a result of thermal analysis.
[0053]
An Al-17% Si alloy was melted in a crucible and used as a plating bath. The bath temperature was set at 750 ° C. After the base material was immersed in the above-mentioned plating bath for 20 minutes, it was pulled up from the plating bath to form a plating film. FIG. 3 shows that an Al—Si—Fe alloy layer of about 30 μm has already been formed near the interface between the base material and the coating. The pearlite in the base material was not completely decomposed.
[0054]
The spheroidal graphite cast iron was kept at 750 ° C. in the atmosphere for 5 hours and then air-cooled. Thereby, as shown in FIG. 4, the surface of the spheroidal graphite cast iron has a three-layer structure of an Al-Si-Fe alloy layer, an Al-Fe alloy layer, and an Al-Si-Fe alloy layer, Further, a film having an aluminum alloy layer on the outermost surface was selected. The pearlite structure was decomposed by heating at 750 ° C. lower than the eutectoid transformation start temperature for about 5 hours.
[0055]
After the low-temperature heat diffusion heat treatment, crushed alumina powder having an average particle diameter of 500 to 600 μm was sprayed at a high speed onto the surface of the coating to remove aluminum remaining on the outermost surface of the coating. Injection time is 2-3 seconds / cm 2 Thus, a sufficient cleaning effect was obtained.
[0056]
According to the above-described method, a three-layer structure in which an Al-Fe-based alloy layer having extremely excellent oxidation resistance and an Al-Si-Fe-based alloy layer which is slightly inferior in oxidation resistance but have low hardness and are not easily cracked are alternately laminated. A cast iron member having an aluminum alloy coating was obtained. As shown in FIG. 5, the total of the three-layer structure of the Al-Si-Fe alloy layer, the Al-Fe-based alloy layer, and the Al-Si-Fe alloy layer applied to the spheroidal graphite cast iron as the base material The thickness was 100 to 150 μm, the aluminum on the surface was removed by blast, and the surface of the Al—Si—Fe alloy layer was relatively flat.
[0057]
[Example 2]
In a cast iron member having a coating, the temperature and holding time at which the pearlite structure of the spheroidal graphite cast iron to be plated is decomposed by heat diffusion heat treatment, and the change in hardness of the spheroidal graphite cast iron to be plated by such heat diffusion heat treatment Was examined.
[0058]
According to the method described in Example 1, spheroidal graphite cast iron as a base material was immersed in an aluminum alloy bath to form an aluminum alloy film on the surface of the base material. Eutectoid transformation start temperature A of base metal c1 Was 853 ° C. as a result of a thermal analysis performed in the same manner as in the example. The spheroidal graphite cast iron having such a coating was formed at 700 ° C. in Example 2-1, 750 ° C. in Example 2-2, 800 ° C. in Example 2-3, and 600 ° C. in Comparative Example 2-1. In Comparative Example 2-2, the pearlite area ratio and hardness (HRB) of the cast iron base material were measured at each temperature of 650 ° C. for 0 to 10 hours in the air. The area ratio was measured by using an image analyzer to convert pearlite, graphite and ferrite into extreme values, and calculating the area ratio of pearlite. The hardness was measured using a Rockwell hardness meter (B scale).
[0059]
FIG. 6 shows the measurement results of the area ratio. From FIG. 6, the eutectoid transformation start temperature A c1 150 ° C. lower than 853 ° C. which is the eutectoid transformation start temperature A c1 In Examples 2-1, 2-2, and 2-3 heated in the temperature range between, the area ratio of the pearlite structure is reduced, indicating that the decomposition of the pearlite structure is progressing. . On the other hand, the eutectoid transformation start temperature A c1 In Comparative Example 2-1 heated at 600 ° C. lower than 150 ° C. than 853 ° C., and Comparative Example 2-2 heated at 650 ° C., the decomposition of the pearlite structure did not progress.
[0060]
FIG. 7 shows the measurement results of the hardness. 7, the eutectoid transformation start temperature A c1 150 ° C. lower than 853 ° C. which is the eutectoid transformation start temperature A c1 In Examples 2-1, 2-2, and 2-3 heated in the temperature range between the above, the hardness is reduced, and it is possible to impart properties such as crack resistance and heat resistance to the cast iron member. You can see that it was done. On the other hand, the eutectoid transformation start temperature A c1 For Comparative Example 2-1 heated at 600 ° C. lower than 150 ° C. than 853 ° C., and Comparative Example 2-2 heated at 650 ° C., the hardness is also increased, and desired properties can be imparted. could not.
[0061]
[Example 3]
Using a hypereutectic aluminum plating bath to which Si was added, hot-dip aluminum plating was performed on spheroidal graphite cast iron containing 3% by weight of Si. A high Si graphite spheroidal cast iron containing 3% by weight of Si, 3.6% by weight of C, and other unavoidable impurities such as Mn, P, S, and Mg is used as a base material to be plated, and 17% by weight of Si is used. Example 1 was performed using an aluminum alloy bath containing 1% by weight of Mg, 1% by weight of Cu, 1% by weight of Ni, and other trace amounts of unavoidable impurities such as Fe and Mn. An aluminum alloy layer was formed in the same manner as described above. As a result, an Al-Si-Fe alloy layer having a maximum thickness of 30 m was formed at the interface between the spheroidal graphite cast iron and the plating layer. The hardness of the Al-Si-Fe alloy layer was about 200 Hv, and a flexible film could be formed on the surface of the spheroidal graphite cast iron.
[0062]
[Comparative Example 1]
A steel plate and gray cast iron containing less than 3% by weight of Si were plated using the same aluminum plating bath containing 13 to 23% by weight of Si as in Example 3. The steel plate used as the base material to be plated was JSH270CN (hot rolled steel plate), and the cast iron was composed of 2.5% by weight of Si, 3.2% by weight of C, 0.6% by weight of Mn, and 0% by weight. Gray cast iron containing 0.35% by weight of Cu and trace amounts of other unavoidable impurities, P, S, Zn and the like. The aluminum alloy bath contains 17% by weight of Si as in Example 3, and further contains 1% by weight of Mg, 1% by weight of Cu, 1% by weight of Ni, and other unavoidable. It contained trace amounts of impurities, Fe, Mn, and the like. The formation of the aluminum alloy layer was performed in the same manner as in Example 1. However, the formation of the Al-Si-Fe-based alloy layer was significantly suppressed, and primary crystal Si was accumulated at the interface between the base material and the plating layer. As a result, the coating became a brittle film having a hardness of 1000 Hv or more.
[0063]
【The invention's effect】
The cast iron member having the coating obtained according to the present invention has an Al-Si-Fe alloy layer, an Al-Fe alloy layer outside the Al-Si-Fe alloy layer, and an Al-Fe alloy layer outside the spheroidal graphite cast iron as a base material. A film having a three-layer structure with a Si-Fe-based alloy layer is formed, and Al is generated along with expansion and contraction of the base material due to the presence of the Al-Si-Fe-based alloy layer provided in contact with the base material. -Stress concentration on the Fe-based alloy layer is reduced. As a result, the cast iron member on which the coating having the three-layer structure is formed has improved oxidation resistance at high temperatures, improved heat crack resistance against heating and cooling, and improved thermal fatigue life. A cast iron member having such a coating is very useful as a high-temperature exhaust system member, and the deterioration of the member due to thermal expansion and contraction and the adverse effects on other members are reduced.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a conceptual diagram showing a cut surface of a spheroidal graphite cast iron having an aluminum alloy coating having a three-layer structure according to the present invention.
FIG. 2 is a graph showing a temperature and a time in a low-temperature heat diffusion treatment in comparison with a heat diffusion heat treatment specified as HDA3-D in JISH8642.
FIG. 3 is a micrograph showing a cut surface of the metal structure of spheroidal graphite cast iron after being immersed in an aluminum alloy bath.
FIG. 4 is a micrograph showing a cut surface of a metal structure of a spheroidal graphite cast iron having an aluminum alloy film having a three-layer structure and an aluminum layer on the surface after a low-temperature heat diffusion treatment.
FIG. 5 is a micrograph showing a cut surface of a metal structure of a spheroidal graphite cast iron having an aluminum alloy coating having a three-layer structure from which a surface aluminum layer has been removed.
FIG. 6 is a graph showing a relationship between a heat treatment temperature, a holding time, and a change in a pearlite area ratio of a spheroidal graphite cast iron having a coating formed thereon.
FIG. 7 is a graph showing a relationship between a heat treatment temperature, a holding time, and hardness of a spheroidal graphite cast iron having a coating formed thereon.
[Explanation of symbols]
1 Cast iron members with coating
2 Spheroidal graphite cast iron
3 Al-Si-Fe alloy layer
4 Al-Fe alloy layer
5 Al-Si-Fe alloy layer
6 Al-Si-Fe alloy layer surface
