JP2005320606A - オーステナイト系鋳鋼品及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 本発明は、得られた鋳鋼品が良好な被削性を有するオーステナイト系鋳鋼品及びその製造方法を提供することを目的とする。
【解決手段】 上記課題を解決するため、本発明のオーステナイト系鋳鋼品は、母相がＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒを主体とするオーステナイト相からなる鋳鋼品であって、「スケール除去面の表層硬さが３５０ＨＶ以下」及び／又は「スケール除去面の表層における加工硬化層の厚さが０．０５ｍｍ以下（０を含む）」であることを特徴とする。
【選択図】 図１

Description

本発明は、オーステナイト系鋳鋼品及びその製造方法に関する。

エンジンの排気系部品（エキゾーストマニホールドやタービンハウジング等）などに用いられる耐熱疲労特性が求められる材料には、従来から、球状黒鉛鋳鉄が使用されている。また、排気温度が高いものについてはニレジスト鋳鉄やフェライト系鋳鋼が使用されている。近年、排ガス規制が厳しくなり、エンジンの燃焼効率をあげる必要が生じるようになり、排気ガス温度が９００℃を越えるような高温になってきている。

そのため、フェライト系鋳鋼よりも熱膨張係数が高く、熱疲労に対して不利ではあるものの、９００℃以上でも高強度を有するオーステナイト系鋳鋼が開発されている（特許文献１参照）。

特開２００３−２７７８８９号公報

しかしながら、オーステナイト系鋳鋼は、フェライト系鋳鋼よりも成分的にコスト高であるだけでなく、被削性の悪さから更にコスト高となる。そのため、特許文献１では、材料自体の被削性を向上させる成分系を開示したが、実際の鋳鋼品になると本来の被削性が得られない場合があった。

本発明は、上記課題に鑑みてなされたものであり、得られた鋳鋼品が良好な被削性を有するオーステナイト系鋳鋼品及びその製造方法を提供することを目的とする。

課題を解決するための手段・発明の効果

上記課題を解決するため、本発明者が鋭意研究を重ねたところ、オーステナイト相は結晶構造に起因して加工硬化しやすいため、実際の鋳鋼品では、加工硬化した層（加工硬化層）が表層を覆っており、これによって被削性が不良となっていることが判明した。

通常、鋳鋼品の製造工程は、鋳造、均質化熱処理を経て、製品の切削加工が行われる。また、鋳造後には砂落しのためのショットブラスト処理が、均質加熱処理後には熱処理で発生した酸化スケールを除去するためのショットブラスト処理が、それぞれ行われる。
「ショットブラスト処理」とは、被処理面に対して鋼等からなる小粒子等の投射材多数を高速度で投射することにより、被処理面を加工して一定の粗面にする表面処理法である。
しかしながら、スケール除去のためのショットブラスト処理を、例えば、砂落しのためのショットブラスト処理と同等の条件で行った場合等には、表層に厚い加工硬化層が形成されてしまい、これにより切削加工が困難となる。

そこで、本発明者は、スケール除去のためのショットブラスト処理を、加工硬化層がほぼ形成されないように、通常よりも弱いもの（例えば、砂落しのショットブラスト処理よりも弱いもの）で、且つ、酸化スケールを除去可能な必要最小限な程度で行うことで、酸化スケールが除去された面（スケール除去面）において「表層硬さが３５０ＨＶ以下」及び／又は「加工硬化層の厚さが０．０５ｍｍ以下（０を含む）」が達成され、鋳鋼品の被削性が良好になるとの知見を得た。

すなわち、本発明のオーステナイト系鋳鋼品は、母相がＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒを主体とするオーステナイト相からなる鋳鋼品であって、「スケール除去面の表層硬さが３５０ＨＶ以下」及び／又は「スケール除去面の表層における加工硬化層の厚さが０．０５ｍｍ以下（０を含む）」であることを特徴とする。

また、その製造方法は、鋳造後、均質化熱処理を施し、その後、ショットブラスト処理を施すことにより上記スケール除去面を形成することを特徴とする。なお、これによって、当該スケール除去面は、ショットブラスト処理が施された被ショット処理面となる。

スケール除去面の表層を上記の表層硬さ及び硬化層厚さとすることが可能な処理は、ショット粒をφ１．０以下に小さくしたり、噴射圧を低下させた低衝撃のショットブラストや、他に例えば、サンドブラスト、酸洗等を挙げることができる。また、均質化熱処理を雰囲気制御して（例えば、アルゴン雰囲気中にて）行うことで、酸化スケールをそもそも生じさせずに、表層を上記の表層硬さ及び硬化層厚さとする方法もある。

以上のオーステナイト系鋳鋼品は、具体的には、その合金組成を、質量％で、Ｃ：０．２〜０．６％、Ｓｉ：０．１〜２％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｓ：０．０５〜０．２％、Ｓｅ：０．０５％以下、Ｎｉ：１０．０〜４５．０％、Ｃｒ：１５．０〜３０．０％、Ｗ：８．０％以下、Ｎｂ：３．０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるように構成することができる。
基本的な合金成分の組成限定理由は、以下の通りである。

Ｃ（炭素）：０．２〜０．６％
Ｃは、Ｎｂ及びＷと結合して炭化物を形成し、高温強度を上昇させ、且つ、熱膨張係数を低下させるので、耐熱疲労特性を向上させるのに有効である。このような効果を得るには、０．２％以上の添加が必要である。他方、過度の添加は、靭延性を低下させ、かえって熱疲労特性を低下させてしまうので、０．６％を上限とする。

Ｓｉ（ケイ素）：０．１〜２％
Ｓｉは、耐酸化性及び溶湯の湯流れ性を向上させるのに有効である。このような効果を得るには、０．１％以上の添加が必要である。他方、過度の添加は、高温強度を低下させてしまうので、２％を上限とする。

Ｍｎ（マンガン）：０．１〜２％
Ｍｎは、脱酸剤として作用し、またＳやＳｅと結合して、被削性を向上させる介在物を形成する。これらの効果を得るには、０．１％以上の添加が必要である。なお、積極添加を行わなくても、０．１％程度であれば、原料に由来して鋼中に通常存在する。他方、過度の添加は、耐酸化性を低下させてしまうので、２％を上限とする。

Ｓ（硫黄）：０．０５〜０．２％
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、被削性を向上させるのに有効である。このような効果を得るには、０．０５％以上の添加が必要である。他方、過度の添加は、靭延性を低下させ、熱疲労特性を低下させてしまうので、０．２％を上限とする。

Ｓｅ（セレン）：０．０５％以下
Ｓｅは、Ｍｎと結合してＭｎＳｅを形成し、被削性を向上させるのに有効である。過度の添加は、靭延性を低下させ、熱疲労特性を低下させてしまうので、０．０５％を上限とする。

Ｎｉ（ニッケル）：１０．０〜４５．０％
Ｎｉは、母相のオーステナイトを安定化させる元素であり、合金の耐熱性及び耐酸化性を高める。また、熱膨張係数を低下させる。このような効果を得るには、１０．０％以上の添加が必要である。他方、過度の添加は、効果が飽和するだけでなく、コスト上昇を招いてしまうので、４５．０％を上限とする。

Ｃｒ（クロム）：１５．０〜３０．０％
Ｃｒは、Ｃと結合して主にＭ_２３Ｃ_６型炭化物を形成し、高温強度の向上と熱膨張係数の低下に有効である。また、母相中のＣｒは、耐酸化性を確保し、耐熱性を高める。これらの効果を得るには、１５．０％以上の添加が必要である。他方、過度の添加は、脆化相であるσ相を析出させ、熱疲労特性及び耐酸化性を低下させてしまうので、３０．０％を上限とする。

Ｗ（タングステン）：８．０％以下
Ｗは、Ｃと結合して主にＭ_２３Ｃ_６型炭化物を形成し、高温強度の向上と熱膨張係数の低下に有効である。また、母相中に含有される場合でも、熱膨張係数の低下に非常に有効に作用する。過度の添加は、コストの上昇を招くだけでなく、脆化相であるμ相の増加を招き、熱疲労特性を低下させてしまうので、８．０％を上限とする。

Ｎｂ（ニオブ）：３．０％以下
Ｎｂは、Ｃと結合して、前述のように主としてＭＣ型炭化物を形成し、高温強度の向上と熱膨張係数の低下に有効である。過度の添加は、靭延性を低下させてしまうので、３．０％を上限とする。

また、鋼成分としてさらに、Ｍｏ：５％以下、Ｔｉ：１％以下、Ｚｒ：１％以下、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｎ：０．０１〜０．３％のうちのいずれか１種または２種以上を含有させることができる。
任意的な合金成分の役割と、その組成限定理由は、以下の通りである。

Ｍｏ（モリブデン）：５％以下
Ｍｏは、Ｗと同様、Ｃと結合しＭ_２３Ｃ_６型炭化物を形成する。過度の添加は、コスト上昇を招くだけでなく、耐酸化性を低下させてしまうことがあるので、５％を上限とすることが好ましい。

Ｔｉ（チタン）：１％以下
Ｔｉは、Ｎｂと同様にＣと結合して、ＭＣ型炭化物を形成する。過度の添加は、靭延性を低下させてしまうことがあるので、１％を上限とすることが好ましい。

Ｚｒ（ジルコニウム）：１％以下
Ｚｒは、Ｎｂと同様にＣと結合して、ＭＣ型炭化物を形成する。過度の添加は、靭延性を低下させてしまうことがあるので、１％を上限とすることが好ましい。

Ｂ（ホウ素）：０．００１〜０．０１％
Ｂは、炭化物を微細にして高温強度を向上させ、耐熱疲労特性を良好にする。このような効果を積極的に得るには、０．００１％以上の添加が必要である。他方、過度の添加は、粒界にホウ化物の析出を招き、粒界を弱化させ、高温強度を低下させてしまうことがあるので、０．０１％を上限とすることが好ましい。

Ｎ（窒素）：０．０１〜０．３％
Ｎは、オーステナイト相を安定にする。また炭化物の粗大化を抑制し、耐熱疲労特性の低下を抑制する作用もある。このような効果を積極的に得るには、０．０１％以上の添加が必要である。他方、過度の添加は、窒化物を形成し、靭延性の低下を招いてしまうことがあるので、０．３％を上限とすることが好ましい。

本発明の効果を確認するため、以下の試験を行った。
表１に示す成分組成の合金を高周波誘導炉で溶解し、φ９０の切削試験片に砂型鋳造した。そして、砂を落とすためにφ１．７のショット粒を用いたドラムショットを２０分間行い、さらに、組織を均質化するために１０５０℃で１時間の均質化熱処理を行った。その後、表２に示す条件で酸化スケールを除去した。ここで、酸化スケールの除去をショット粒をφ０．６とした低衝撃のショットブラストにより行ったものを実施例１、サンドブラストにより行ったものを実施例２、通常のドラムショットを用いたものを比較例１，２とした。

次に、スケール除去面の表層硬さを、マイクロビッカース硬度計を用いて測定した。詳しくは、荷重１ｋｇｆで表層から０．１ｍｍの深さ位置を測定した。また、スケール除去面の表層における加工硬化層の厚さを、断面観察によって測定した。以上の測定結果を表３に示す。また、断面観察図を図１に示す。図１（ａ）が鋼種Ａの実施例１、図１（ｂ）が鋼種Ａの比較例２のものである。

これによると、実施例はいずれも、表層硬さが３５０ＨＶ以下、加工硬化層の厚さが０．０５ｍｍ以下であり、比較例よりも硬さが低いものとなっている。また、図１の断面観察図によると、比較例である図１（ｂ）では表層が加工硬化層で覆われているのに対し、実施例である図１（ａ）では表層に加工硬化層がほとんど見られない。

次に、上記切削試験片に対し、切削試験を実施した。切削試験は、ＮＣ旋盤を用い、ＴｉＮコーティング付きの超硬工具で切削速度７０ｍ／ｍｉｎ、切り込み量１．０ｍｍ、送り０．２１ｍｍ／ｒｅｖの条件で１０個の試験片を削った後の工具横逃げ面摩耗量で評価した。試験結果を表４に示す。

これによると、比較例はいずれも工具に欠けが生じたのに対し、実施例では被削性が良好であった。また、Ｓをほぼ含有しない鋼種Ｈは、他の鋼種と比べて被削性に劣っていた。他方、Ｓが過剰に添加された鋼種Ｉは、他の鋼種と被削性がさほど変わらなかった。ただし、Ｓが過剰な場合は、熱疲労割れが懸念される。

実施例及び比較例の断面観察図（表層近傍）

Claims (7)

1. 母相がＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒを主体とするオーステナイト相からなる鋳鋼品であって、スケール除去面の表層硬さが３５０ＨＶ以下であることを特徴とするオーステナイト系鋳鋼品。
2. 母相がＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒを主体とするオーステナイト相からなる鋳鋼品であって、スケール除去面の表層における加工硬化層の厚さが０．０５ｍｍ以下であることを特徴とするオーステナイト系鋳鋼品。
3. 母相がＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒを主体とするオーステナイト相からなる鋳鋼品であって、スケール除去面の表層硬さが３５０ＨＶ以下であり、且つ、当該スケール除去面の表層における加工硬化層の厚さが０．０５ｍｍ以下であることを特徴とするオーステナイト系鋳鋼品。
4. 前記スケール除去面は、ショットブラスト処理が施された被ショット処理面であることを特徴とする請求項１ないし３のいずれか１項に記載のオーステナイト系鋳鋼品。
5. 質量％で、Ｃ：０．２〜０．６％、Ｓｉ：０．１〜２％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｓ：０．０５〜０．２％、Ｓｅ：０．０５％以下、Ｎｉ：１０．０〜４５．０％、Ｃｒ：１５．０〜３０．０％、Ｗ：８．０％以下、Ｎｂ：３．０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする請求項１ないし４のいずれか１項に記載のオーステナイト系鋳鋼品。
6. 鋼成分としてさらに、Ｍｏ：５％以下、Ｔｉ：１％以下、Ｚｒ：１％以下、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｎ：０．０１〜０．３％のうちのいずれか１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項５に記載のオーステナイト系鋳鋼品。
7. 請求項１ないし６のいずれか１項に記載のオーステナイト系鋳鋼品の製造方法であって、鋳造後、均質化熱処理を施し、その後、ショットブラスト処理を施すことにより前記スケール除去面を形成することを特徴とするオーステナイト系鋳鋼品の製造方法。