JP2022134258A - オーステナイト系鋳鋼及び鋳物 - Google Patents
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Abstract
【課題】高温強度、耐酸化性、及び切削加工性に優れたオーステナイト系鋳鋼及びこれを用いた鋳物を提供すること。【解決手段】オーステナイト系鋳鋼は、０．２≦Ｃ≦０．６ｍａｓｓ％、０．１≦Ｓｉ≦２．０ｍａｓｓ％、０．５≦Ｍｎ≦２．０ｍａｓｓ％、０．０４≦Ｓ≦０．２０ｍａｓｓ％、２１．０≦Ｎｉ≦４５．０ｍａｓｓ％、２１．０≦Ｃｒ≦３０．０ｍａｓｓ％、０．５≦Ｎｂ≦３．０ｍａｓｓ％、０．３≦Ａｌ≦０．８ｍａｓｓ％、０．０５≦Ｎ≦０．２０ｍａｓｓ％、０≦Ｍｏ≦２．０ｍａｓｓ％、及び、０≦Ｗ≦５．０ｍａｓｓ％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。鋳物は、このような組成を有するオーステナイト系鋳鋼からなる。【選択図】なし
Description
本発明は、オーステナイト系鋳鋼及び鋳物に関し、さらに詳しくは、高温強度、耐酸化性、及び切削加工性に優れたオーステナイト系鋳鋼、及び、これを用いた鋳物に関する。
近年の環境規制に対応するため、ガソリンターボ車においては、エンジンの熱効率向上を目的として排気ガス温度を高温化する設計が主流となりつつある。近年では、１０５０℃を超える排ガス温度のニーズも出てきている。ガソリン車用ターボチャージャーのハウジング用材料には、フェライト系鋳鋼又はオーステナイト系鋳鋼が主に用いられているが、近年の高温化ニーズに合わせて、フェライト系鋳鋼よりも耐酸化性や高温強度に優れるオーステナイト系鋳鋼が主流となってきている。
現在、市場で流通しているオーステナイト系鋳鋼としては、ＤＩＮ規格材の１．４８３７、１．４８４８、１．４８４９などがある。しかしながら、これらの既存材の中でも最も耐熱性に優れるとされる１．４８４９でも、１０５０℃付近での使用は、耐酸化性や熱疲労強度の不足が懸念されている。
そこでこの問題を解決するために、従来から種々の提案がなされている。
例えば、特許文献１には、重量基準で、Ｃ：０．２～１．０％、Ｓｉ：３％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｓ：０．５％以下、Ｃｒ：１５～３０％、Ｎｉ：６～３０％、Ｗ及び／又はＭｏ：０．５～６％、Ｎｂ：０．５～５％、Ｎ：０．０１～０．５％、Ａｌ：０．２３％以下、及び、Ｏ：０．０７％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる高Ｃｒ高Ｎｉオーステナイト系耐熱鋳鋼が開示されている。
同文献には、Ａｌの含有量が０．２３％を超えると、高温耐力、高温引張強さ、耐酸化性、室温伸び、及び、被削性が低下する点が記載されている。
例えば、特許文献１には、重量基準で、Ｃ：０．２～１．０％、Ｓｉ：３％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｓ：０．５％以下、Ｃｒ：１５～３０％、Ｎｉ：６～３０％、Ｗ及び／又はＭｏ：０．５～６％、Ｎｂ：０．５～５％、Ｎ：０．０１～０．５％、Ａｌ：０．２３％以下、及び、Ｏ：０．０７％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる高Ｃｒ高Ｎｉオーステナイト系耐熱鋳鋼が開示されている。
同文献には、Ａｌの含有量が０．２３％を超えると、高温耐力、高温引張強さ、耐酸化性、室温伸び、及び、被削性が低下する点が記載されている。
特許文献２には、質量基準で、Ｃ：０．４～０．５５％、Ｓｉ：１～２％、Ｍｎ：０．５～１．５％、Ｃｒ：１８～２７％、Ｎｉ：８～２２％、Ｎｂ：１．５～２．５％、Ｎ：０．０１～０．３％、Ｓ：０．１～０．２％、及び、Ａｌ：０．１～０．１５％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ、所定の関係式を満たすオーステナイト系耐熱鋳鋼が開示されている。
同文献には、Ａｌの含有量が０．１５％を超えると、鋳造欠陥が助長され、かつ、被削性、高温強度及び延性が低下する点が記載されている。
同文献には、Ａｌの含有量が０．１５％を超えると、鋳造欠陥が助長され、かつ、被削性、高温強度及び延性が低下する点が記載されている。
さらに、特許文献３には、質量％で、Ｃ：０．２～１．０％、Ｎｉ：８．０～４５．０％、Ｃｒ：１５．０～３０．０％、Ｗ：１０％以下、及び、Ｎｂ：０．５～３．０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ、［Ｃ－０．１３Ｎｂ］：０．０５～０．９５％を満たす耐熱鋳鋼が開示されている。
同文献には、このような組成を有する耐熱鋳鋼は、耐熱性及び耐熱疲労性に優れている点が記載されている。
同文献には、このような組成を有する耐熱鋳鋼は、耐熱性及び耐熱疲労性に優れている点が記載されている。
特許文献１～３に記載の鋳鋼は、いずれも、Ｃｒ及びＮｉを多量に含有させ、かつ、Ｎｂ、Ｍｏ及びＷの中から幾つかの元素を選択して添加することで、高温強度や熱疲労特性を向上させている。また、これらの鋳鋼は、相対的に多量のＣｒを添加することで高温での耐酸化性を確保している。
しかしながら、本願発明者らによる調査によれば、Ｃｒの多量添加のみにより１０５０℃超の温度域での耐酸化性を確保するのは難しいことが判明している。これは、１０５０℃超の温度では、Ｃｒの酸化物が揮発し、不安定となるためである。
しかしながら、本願発明者らによる調査によれば、Ｃｒの多量添加のみにより１０５０℃超の温度域での耐酸化性を確保するのは難しいことが判明している。これは、１０５０℃超の温度では、Ｃｒの酸化物が揮発し、不安定となるためである。
一方、Ｎｉ量を増加させると、１０５０℃超の領域での耐酸化性が改善される。また、Ｎｉ量を増加させると、熱膨張係数が低下し、これによって熱疲労特性が向上する。しかしながら、Ｎｉ量の増加は、高温強度の低下を招く。特に、多量のＮｉを含む従来の鋳鋼は、１０００℃以上の温度域では引張強度が不足するために、１０５０℃超の温度域で使用される部材に使用することはできない。
また、従来のオーステナイト系鋳鋼は、被削性の悪い合金である。特に、Ｃｒ、Ｎｉなどの合金元素を多量に含むオーステナイト系鋳鋼は、切削加工時に工具摩耗量が大きく、加工に要するコストや時間がかかりすぎるという問題があった。
また、従来のオーステナイト系鋳鋼は、被削性の悪い合金である。特に、Ｃｒ、Ｎｉなどの合金元素を多量に含むオーステナイト系鋳鋼は、切削加工時に工具摩耗量が大きく、加工に要するコストや時間がかかりすぎるという問題があった。
本発明が解決しようとする課題は、高温強度、耐酸化性、及び切削加工性に優れたオーステナイト系鋳鋼を提供することにある。
また、本発明が解決しようとする他の課題は、このようなオーステナイト系鋳鋼を用いた鋳物を提供することにある。
また、本発明が解決しようとする他の課題は、このようなオーステナイト系鋳鋼を用いた鋳物を提供することにある。
上記課題を解決するために本発明に係るオーステナイト系鋳鋼は、
０．２≦Ｃ≦０．６ｍａｓｓ％、
０．１≦Ｓｉ≦２．０ｍａｓｓ％、
０．５≦Ｍｎ≦２．０ｍａｓｓ％、
０．０４≦Ｓ≦０．２０ｍａｓｓ％、
２１．０≦Ｎｉ≦４５．０ｍａｓｓ％、
２１．０≦Ｃｒ≦３０．０ｍａｓｓ％、
０．５≦Ｎｂ≦３．０ｍａｓｓ％、
０．３≦Ａｌ≦０．８ｍａｓｓ％、
０．０５≦Ｎ≦０．２０ｍａｓｓ％、
０≦Ｍｏ≦２．０ｍａｓｓ％、及び、
０≦Ｗ≦５．０ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを要旨とする。
また、本発明に係る鋳物は、本発明に係るオーステナイト系鋳鋼からなる。
０．２≦Ｃ≦０．６ｍａｓｓ％、
０．１≦Ｓｉ≦２．０ｍａｓｓ％、
０．５≦Ｍｎ≦２．０ｍａｓｓ％、
０．０４≦Ｓ≦０．２０ｍａｓｓ％、
２１．０≦Ｎｉ≦４５．０ｍａｓｓ％、
２１．０≦Ｃｒ≦３０．０ｍａｓｓ％、
０．５≦Ｎｂ≦３．０ｍａｓｓ％、
０．３≦Ａｌ≦０．８ｍａｓｓ％、
０．０５≦Ｎ≦０．２０ｍａｓｓ％、
０≦Ｍｏ≦２．０ｍａｓｓ％、及び、
０≦Ｗ≦５．０ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを要旨とする。
また、本発明に係る鋳物は、本発明に係るオーステナイト系鋳鋼からなる。
相対的に多量のＮｉを含むオーステナイト系鋳鋼に対し、所定量のＣｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、及びＷを添加すると、高い耐酸化性を維持したまま、高温強度を向上させることができる。しかしながら、浸炭が生じる環境下において（例えば、コールドボックス鋳型を用いて）、Ｃｒ等を多量に含む鋳鋼を鋳造すると、鋳物の表面に高硬度の浸炭層が形成される。その結果、切削加工性が低下する。
これに対し、オーステナイト系鋳鋼に対して所定量のＡｌを添加すると、高い高温強度及び高い耐酸化性を維持したまま、切削加工性の低下が抑制される。これは、鋳造時に鋳物の表面に酸化アルミニウムを主成分とする被膜が形成されることによって、外部から鋳物内部への炭素の拡散が抑制されるためと考えられる。また、所定量のＡｌを添加することによって、鋳物の耐酸化性がさらに向上する。これは、高温での使用時に鋳物表面に酸化アルミニウムを主成分とする被膜が形成されるためと考えられる。
以下に、本発明の一実施の形態について詳細に説明する。
［１． オーステナイト系鋳鋼］
［１．１． 成分］
本発明に係るオーステナイト系鋳鋼は、以下のような元素を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
［１． オーステナイト系鋳鋼］
［１．１． 成分］
本発明に係るオーステナイト系鋳鋼は、以下のような元素を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
（１）０．２≦Ｃ≦０．６ｍａｓｓ％：
Ｃは、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ及び／又はＷと結合して炭化物を形成する。また、炭化物が形成されると、鋳物の高温強度が上昇し、かつ、熱膨張係数が低下する。その結果、鋳物の耐熱疲労特性が向上する。このような効果を得るためには、Ｃ含有量は、０．２ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃ含有量は、好ましくは、０．２６ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．３８ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃ含有量が過剰になると、鋳物の靱延性が低下し、切削加工性が悪化する場合がある。従って、Ｃ含有量は、０．６ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃ含有量は、好ましくは、０．５０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．４５ｍａｓｓ％以下である。
Ｃは、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ及び／又はＷと結合して炭化物を形成する。また、炭化物が形成されると、鋳物の高温強度が上昇し、かつ、熱膨張係数が低下する。その結果、鋳物の耐熱疲労特性が向上する。このような効果を得るためには、Ｃ含有量は、０．２ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃ含有量は、好ましくは、０．２６ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．３８ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃ含有量が過剰になると、鋳物の靱延性が低下し、切削加工性が悪化する場合がある。従って、Ｃ含有量は、０．６ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃ含有量は、好ましくは、０．５０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．４５ｍａｓｓ％以下である。
（２）０．１≦Ｓｉ≦２．０ｍａｓｓ％：
Ｓｉは、鋳物の耐酸化性及び溶湯の湯流れ性を向上させる効果、並びに、表層浸炭層を抑制する効果がある。このような効果を得るためには、Ｓｉ含有量は、０．１ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｓｉ含有量は、好ましくは、０．５ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｓｉ含有量が過剰になると、鋳物の高温強度が低下する場合がある。従って、Ｓｉ含有量は、２．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｓｉ含有量は、好ましくは、１．０ｍａｓｓ％以下である。
Ｓｉは、鋳物の耐酸化性及び溶湯の湯流れ性を向上させる効果、並びに、表層浸炭層を抑制する効果がある。このような効果を得るためには、Ｓｉ含有量は、０．１ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｓｉ含有量は、好ましくは、０．５ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｓｉ含有量が過剰になると、鋳物の高温強度が低下する場合がある。従って、Ｓｉ含有量は、２．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｓｉ含有量は、好ましくは、１．０ｍａｓｓ％以下である。
（３）０．５≦Ｍｎ≦２．０ｍａｓｓ％：
Ｍｎは、脱酸剤として作用する。また、Ｍｎは、ＳやＳｅと結合して、鋳物の被削性を向上させる介在物を形成する。このような効果を得るためには、Ｍｎ含有量は、０．５ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｍｎ含有量は、好ましくは、１．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｍｎ含有量が過剰になると、鋳物の耐酸化性が低下する場合がある。従って、Ｍｎ含有量は、２．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｍｎ含有量は、好ましくは、１．５ｍａｓｓ％以下である。
Ｍｎは、脱酸剤として作用する。また、Ｍｎは、ＳやＳｅと結合して、鋳物の被削性を向上させる介在物を形成する。このような効果を得るためには、Ｍｎ含有量は、０．５ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｍｎ含有量は、好ましくは、１．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｍｎ含有量が過剰になると、鋳物の耐酸化性が低下する場合がある。従って、Ｍｎ含有量は、２．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｍｎ含有量は、好ましくは、１．５ｍａｓｓ％以下である。
（４）０．０４≦Ｓ≦０．２０ｍａｓｓ％：
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを生成し、鋳物の被削性を向上させる。このような効果を得るためには、Ｓ含有量は、０．０４ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｓ含有量が過剰になると、鋳物の靱性及び延性が著しく低下する場合がある。従って、Ｓ含有量は、０．２０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｓ含有量は、好ましくは、０．１５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．１０ｍａｓｓ％以下である。
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを生成し、鋳物の被削性を向上させる。このような効果を得るためには、Ｓ含有量は、０．０４ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｓ含有量が過剰になると、鋳物の靱性及び延性が著しく低下する場合がある。従って、Ｓ含有量は、０．２０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｓ含有量は、好ましくは、０．１５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．１０ｍａｓｓ％以下である。
（５）２１．０≦Ｎｉ≦４５．０ｍａｓｓ％：
Ｎｉは、母相のオーステナイトを安定化させる元素であり、鋳物の耐熱性及び耐酸化性を高める効果がある。また、Ｎｉは、鋳物の熱膨張係数を低下させる効果がある。このような効果を得るためには、Ｎｉ含有量は、２１．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｎｉ含有量は、好ましくは、２３．０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、２５．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｎｉ含有量が過剰になると、コストが上昇するだけでなく、鋳物の被削性が低下する場合がある。従って、Ｎｉ含有量は、４５．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｎｉ含有量は、好ましくは、３２．０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、３０．０ｍａｓｓ％以下である。
Ｎｉは、母相のオーステナイトを安定化させる元素であり、鋳物の耐熱性及び耐酸化性を高める効果がある。また、Ｎｉは、鋳物の熱膨張係数を低下させる効果がある。このような効果を得るためには、Ｎｉ含有量は、２１．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｎｉ含有量は、好ましくは、２３．０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、２５．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｎｉ含有量が過剰になると、コストが上昇するだけでなく、鋳物の被削性が低下する場合がある。従って、Ｎｉ含有量は、４５．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｎｉ含有量は、好ましくは、３２．０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、３０．０ｍａｓｓ％以下である。
（６）２１．０≦Ｃｒ≦３０．０ｍａｓｓ％：
Ｃｒは、Ｃと結合して主にＭ23Ｃ6型炭化物を形成し、鋳物の高温強度の向上と熱膨張係数の低下に役立つ。母相中のＣｒは、鋳物の耐酸化性を確保し、耐熱性を高める効果がある。このような効果を得るためには、Ｃｒ含有量は、２１．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃｒ含有量は、好ましくは、２２．５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、２４．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃｒ含有量が過剰になると、脆性相であるσ相を析出させ、鋳物の熱疲労特性及び耐酸化性を低下させる場合がある。従って、Ｃｒ含有量は、３０．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃｒ含有量は、好ましくは、２８．０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、２６．０ｍａｓｓ％以下である。
Ｃｒは、Ｃと結合して主にＭ23Ｃ6型炭化物を形成し、鋳物の高温強度の向上と熱膨張係数の低下に役立つ。母相中のＣｒは、鋳物の耐酸化性を確保し、耐熱性を高める効果がある。このような効果を得るためには、Ｃｒ含有量は、２１．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃｒ含有量は、好ましくは、２２．５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、２４．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃｒ含有量が過剰になると、脆性相であるσ相を析出させ、鋳物の熱疲労特性及び耐酸化性を低下させる場合がある。従って、Ｃｒ含有量は、３０．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃｒ含有量は、好ましくは、２８．０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、２６．０ｍａｓｓ％以下である。
（７）０．５≦Ｎｂ≦３．０ｍａｓｓ％：
Ｎｂは、Ｃと結合してＭＣ型炭化物を形成し、鋳物の高温強度の向上と熱膨張係数の低下に役立つ。このような効果を得るためには、Ｎｂ含有量は、０．５ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｎｂ含有量は、好ましくは、０．８ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｎｂ含有量が過剰になると、鋳物の靱延性を低下させる場合がある。また、浸炭を助長し、粗大な１次炭化物を形成し、鋳物の被削性を悪化させる場合がある。従って、Ｎｂ含有量は、３．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｎｂ含有量は、好ましくは、２．０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１．５ｍａｓｓ％以下である。
Ｎｂは、Ｃと結合してＭＣ型炭化物を形成し、鋳物の高温強度の向上と熱膨張係数の低下に役立つ。このような効果を得るためには、Ｎｂ含有量は、０．５ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｎｂ含有量は、好ましくは、０．８ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｎｂ含有量が過剰になると、鋳物の靱延性を低下させる場合がある。また、浸炭を助長し、粗大な１次炭化物を形成し、鋳物の被削性を悪化させる場合がある。従って、Ｎｂ含有量は、３．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｎｂ含有量は、好ましくは、２．０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１．５ｍａｓｓ％以下である。
（８）０．３≦Ａｌ≦０．８ｍａｓｓ％：
Ａｌは、高温下において鋳物の表面に安定な酸化物被膜を形成し、鋳物の耐酸化性を向上させる。また、Ａｌは、浸炭が生じる環境下において鋳造する場合（例えば、コールドボックス鋳型を用いて鋳造する場合）において、外部から鋳物への浸炭を抑制し、鋳物の被削性の低下を抑制する効果がある。このような効果を得るためには、Ａｌ含有量は、０．３ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ａｌ含有量が過剰になると、鋳物の溶接性の悪化を招く場合がある。従って、Ａｌ含有量は、０．８ｍａｓｓ％以下である必要がある。
Ａｌは、高温下において鋳物の表面に安定な酸化物被膜を形成し、鋳物の耐酸化性を向上させる。また、Ａｌは、浸炭が生じる環境下において鋳造する場合（例えば、コールドボックス鋳型を用いて鋳造する場合）において、外部から鋳物への浸炭を抑制し、鋳物の被削性の低下を抑制する効果がある。このような効果を得るためには、Ａｌ含有量は、０．３ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ａｌ含有量が過剰になると、鋳物の溶接性の悪化を招く場合がある。従って、Ａｌ含有量は、０．８ｍａｓｓ％以下である必要がある。
（９）０．０５≦Ｎ≦０．２０ｍａｓｓ％：
Ｎは、オーステナイト相を安定化させる効果がある。また、Ｎは、炭化物の粗大化を抑制し、鋳物の耐熱疲労特性の低下を抑制する作用もある。このような効果を得るためには、Ｎ含有量は、０．０５ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｎ含有量が過剰になると、窒化物が形成され、鋳物の靱延性が低下する場合がある。従って、Ｎ含有量は、０．２０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
Ｎは、オーステナイト相を安定化させる効果がある。また、Ｎは、炭化物の粗大化を抑制し、鋳物の耐熱疲労特性の低下を抑制する作用もある。このような効果を得るためには、Ｎ含有量は、０．０５ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｎ含有量が過剰になると、窒化物が形成され、鋳物の靱延性が低下する場合がある。従って、Ｎ含有量は、０．２０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
（１０）０≦Ｍｏ≦２．０ｍａｓｓ％：
Ｍｏは、Ｃと結合してＭ23Ｃ6型炭化物を形成し、鋳物の高温強度の向上と熱膨張係数の低下に役立つ。また、母相中に含まれるＭｏは、鋳物の熱膨張係数の低下に非常に有効に作用する。そのため、必要に応じてＭｏを添加することができる。Ｍｏ含有量は、好ましくは、０．８ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｍｏ含有量が過剰になると、コストの上昇を招くだけでなく、鋳物の被削性及び耐酸化性が低下する場合がある。従って、Ｍｏ含有量は、２．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｍｏ含有量は、好ましくは、１．２ｍａｓｓ％以下である。
Ｍｏは、Ｃと結合してＭ23Ｃ6型炭化物を形成し、鋳物の高温強度の向上と熱膨張係数の低下に役立つ。また、母相中に含まれるＭｏは、鋳物の熱膨張係数の低下に非常に有効に作用する。そのため、必要に応じてＭｏを添加することができる。Ｍｏ含有量は、好ましくは、０．８ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｍｏ含有量が過剰になると、コストの上昇を招くだけでなく、鋳物の被削性及び耐酸化性が低下する場合がある。従って、Ｍｏ含有量は、２．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｍｏ含有量は、好ましくは、１．２ｍａｓｓ％以下である。
（１１）０≦Ｗ≦５．０ｍａｓｓ％：
Ｗは、Ｍｏと同様に、Ｃと結合してＭ23Ｃ6型炭化物を形成し、鋳物の高温強度の向上と熱膨張係数の低下に役立つ。また、母相中に含まれるＷは、鋳物の熱膨張係数の低下に非常に有効に作用する。そのため、必要に応じてＷを添加することができる。Ｗ含有量は、好ましくは、３．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｗ含有量が過剰になると、コストの上昇を招くだけでなく、脆性相であるμ相が増加し、鋳物の熱疲労特性が低下する場合がある。従って、Ｗ含有量は、５．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
Ｗは、Ｍｏと同様に、Ｃと結合してＭ23Ｃ6型炭化物を形成し、鋳物の高温強度の向上と熱膨張係数の低下に役立つ。また、母相中に含まれるＷは、鋳物の熱膨張係数の低下に非常に有効に作用する。そのため、必要に応じてＷを添加することができる。Ｗ含有量は、好ましくは、３．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｗ含有量が過剰になると、コストの上昇を招くだけでなく、脆性相であるμ相が増加し、鋳物の熱疲労特性が低下する場合がある。従って、Ｗ含有量は、５．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
（１２）不可避的不純物：
本発明において、不可避的不純物としては、例えば、Ｐ、Ｔｉ、Ｃｕなどがある。これらの不可避的不純物の含有量は、少ないほど良い。
本発明において、不可避的不純物としては、例えば、Ｐ、Ｔｉ、Ｃｕなどがある。これらの不可避的不純物の含有量は、少ないほど良い。
これらの内、Ｐは、被削性に寄与する成分であるが、Ｐ含有量が過剰になると、鋳物の耐酸化性及び靱延性が著しく低下する場合がある。従って、Ｐ含有量は、０．１ｍａｓｓ％以下が好ましく、さらに好ましくは０．０５ｍａｓｓ％以下である。
Ｔｉは、結晶粒を微細化する効果を狙って鋳鋼に添加されることもある。しかしながら、Ｔｉは、Ｃ及びＮとの親和性が高い。そのため、過剰のＴｉを添加すると、浸炭を助長し、炭化物や窒化物を形成し、鋳物の被削性が悪化する場合がある。従って、Ｔｉ含有量は、０．０５ｍａｓｓ％以下が好ましい。
Ｃｕは、原料から不可避的に混入することがある元素である。Ｃｕ含有量が過剰になると、鋳物が脆化する場合がある。従って、Ｃｕ含有量は、０．１ｍａｓｓ％以下が好ましい。
［１．２． 特性］
［１．２．１． 酸化増量］
「酸化増量」とは、２５ｍｍ×１５ｍｍ×３ｍｍの大きさの鋳鋼に対して、１０５０℃、１００ｈの大気中の連続酸化試験を行った時の単位面積当たりの重量増加をいう。
本発明に係るオーステナイト系鋳鋼において、各元素の含有量を最適化すると、酸化増量は、３．５ｇ／ｃｍ2以下となる。各元素の含有量をさらに最適化すると、酸化増量は、３．２ｇ／ｃｍ2以下となる。
［１．２．１． 酸化増量］
「酸化増量」とは、２５ｍｍ×１５ｍｍ×３ｍｍの大きさの鋳鋼に対して、１０５０℃、１００ｈの大気中の連続酸化試験を行った時の単位面積当たりの重量増加をいう。
本発明に係るオーステナイト系鋳鋼において、各元素の含有量を最適化すると、酸化増量は、３．５ｇ／ｃｍ2以下となる。各元素の含有量をさらに最適化すると、酸化増量は、３．２ｇ／ｃｍ2以下となる。
［１．２．２． 引張強度］
「引張強度」とは、ＪＩＳ Ｇ ０５６７に準拠して測定される値をいう。
本発明に係るオーステナイト系鋳鋼において、各元素の含有量を最適化すると、１０００℃における引張強度は、１００ＭＰａ以上となる。各元素の含有量をさらに最適化すると、１０００℃における引張強度は、１１５ＭＰａ以上となる。
「引張強度」とは、ＪＩＳ Ｇ ０５６７に準拠して測定される値をいう。
本発明に係るオーステナイト系鋳鋼において、各元素の含有量を最適化すると、１０００℃における引張強度は、１００ＭＰａ以上となる。各元素の含有量をさらに最適化すると、１０００℃における引張強度は、１１５ＭＰａ以上となる。
［１．２．３． 工具寿命］
「工具寿命」とは、オーステナイト系鋳鋼からなる鋳物に対し、超硬工具を用いて、切削速度：８０ｍｍ／ｍｉｎ、送り量：０．１５ｍｍ／刃、切り込み量：２．０ｍｍの条件下において、切削液を用いない乾式のフライス加工を行った時の、工具の逃げ面の摩耗量が０．２ｍｍとなるまでの合計加工時間をいう。
本発明に係るオーステナイト系鋳鋼において各元素の含有量を最適化すると、浸炭が生じる環境下で鋳造された鋳物に対して切削加工を行う場合であっても、工具寿命は、１５分以上となる。各元素の含有量をさらに最適化すると、工具寿命は、２５分以上となる。
「工具寿命」とは、オーステナイト系鋳鋼からなる鋳物に対し、超硬工具を用いて、切削速度：８０ｍｍ／ｍｉｎ、送り量：０．１５ｍｍ／刃、切り込み量：２．０ｍｍの条件下において、切削液を用いない乾式のフライス加工を行った時の、工具の逃げ面の摩耗量が０．２ｍｍとなるまでの合計加工時間をいう。
本発明に係るオーステナイト系鋳鋼において各元素の含有量を最適化すると、浸炭が生じる環境下で鋳造された鋳物に対して切削加工を行う場合であっても、工具寿命は、１５分以上となる。各元素の含有量をさらに最適化すると、工具寿命は、２５分以上となる。
［２． 鋳物］
［２．１． 材料］
本発明に係る鋳物は、本発明に係るオーステナイト系鋳鋼からなる。オーステナイト系鋳鋼の詳細については、上述した通りであるので、説明を省略する。
［２．１． 材料］
本発明に係る鋳物は、本発明に係るオーステナイト系鋳鋼からなる。オーステナイト系鋳鋼の詳細については、上述した通りであるので、説明を省略する。
［２．２． 形状］
本発明において、鋳物の形状は、特に限定されない。本発明に係るオーステナイト系鋳鋼を用いて製造される鋳物としては、例えば、自動車用ターボチャージャーのハウジング、エンジンのエキゾーストマニホールド及びこれらの結合部、並びに、連続焼鈍炉用ハースロールなどがある。
本発明において、鋳物の形状は、特に限定されない。本発明に係るオーステナイト系鋳鋼を用いて製造される鋳物としては、例えば、自動車用ターボチャージャーのハウジング、エンジンのエキゾーストマニホールド及びこれらの結合部、並びに、連続焼鈍炉用ハースロールなどがある。
［２．３． 特性］
［２．３．１． 酸化増量］
本発明に係る鋳物は、本発明に係るオーステナイト系鋳鋼を用いて製造されるため、連続酸化試験後の酸化増量が少ない。酸化増量の詳細については、上述した通りであるので、説明を省略する。
［２．３．１． 酸化増量］
本発明に係る鋳物は、本発明に係るオーステナイト系鋳鋼を用いて製造されるため、連続酸化試験後の酸化増量が少ない。酸化増量の詳細については、上述した通りであるので、説明を省略する。
［２．３．２． 引張強度］
本発明に係る鋳物は、本発明に係るオーステナイト系鋳鋼を用いて製造されるため、１０００℃における引張強度が相対的に高い。１０００℃における引張強度の詳細については、上述した通りであるので、説明を省略する。
本発明に係る鋳物は、本発明に係るオーステナイト系鋳鋼を用いて製造されるため、１０００℃における引張強度が相対的に高い。１０００℃における引張強度の詳細については、上述した通りであるので、説明を省略する。
［２．２．３． 工具寿命］
本発明に係る鋳物は、本発明に係るオーステナイト系鋳鋼を用いて製造されるため、工具寿命が長い。工具寿命の詳細については、上述した通りであるので、説明を省略する。
本発明に係る鋳物は、本発明に係るオーステナイト系鋳鋼を用いて製造されるため、工具寿命が長い。工具寿命の詳細については、上述した通りであるので、説明を省略する。
［２．２．４． 表層部の平均炭素濃度］
一般に、鋳造は、浸炭が生じない環境下で行われる場合と、浸炭が生じる環境下で行われる場合とがある。例えば、生型や焼結型を用いて鋳造を行った場合、鋳造時に浸炭が生じる可能性は低い。しかし、生型は、製造コストは安いが、鋳物の寸法精度は低い。また、焼結型は、鋳物の寸法精度は高いが、製造コストが高い。
一般に、鋳造は、浸炭が生じない環境下で行われる場合と、浸炭が生じる環境下で行われる場合とがある。例えば、生型や焼結型を用いて鋳造を行った場合、鋳造時に浸炭が生じる可能性は低い。しかし、生型は、製造コストは安いが、鋳物の寸法精度は低い。また、焼結型は、鋳物の寸法精度は高いが、製造コストが高い。
一方、コールドボックス鋳型は、鋳砂を接着剤で固めた鋳型である。そのため、コールドボックス鋳型を用いると、寸法精度の高い鋳物を低コストで製造することができる。しかしながら、コールドボックス鋳型を用いて鋳物を鋳造すると、鋳物が接着剤由来の炭素成分によって浸炭されることがある。このような浸炭が生じる環境下においてオーステナイト系鋳鋼の鋳造を行うと、鋳物の表面に浸炭層が形成され、鋳物の切削加工性が著しく低下する場合がある。
これに対し、本発明に係るオーステナイト系鋳鋼は、高い高温強度及び高い耐酸化性を発現させるために必要な元素が相対的に多量に含まれているにもかかわらず、浸炭が生じる環境下で鋳造した場合であっても、鋳物の切削加工性の低下が抑制される。これは、所定の組成を有するオーステナイト系鋳鋼に対して所定量のＡｌをさらに添加することによって、鋳物の耐浸炭性が向上し、鋳造時における浸炭層の形成が抑制されるためと考えられる。
本発明に係るオーステナイト系鋳鋼を用いて鋳物を製造する場合において、その成分を最適化すると、浸炭が生じる環境下において鋳物を製造する場合であっても、鋳造まま表面を含み、かつ、式（１）を満たす鋳物が得られる。
なお、「鋳造まま表面」とは、鋳型から取り出した状態の表面だけでなく、鋳型から取り出してショットブラストやサンドブラスト等の清浄処理を行った状態の表面も含まれる。
[Ｃi]＜[Ｃs]≦１．０ｍａｓｓ％ …（１）
但し、
[Ｃs]は、前記鋳造まま表面から深さ０．２ｍｍまでの領域の平均炭素量、
[Ｃi]は、前記鋳物の中心部の平均炭素量。
なお、「鋳物の中心部」とは、浸炭による影響を受けない領域をいう。
なお、「鋳造まま表面」とは、鋳型から取り出した状態の表面だけでなく、鋳型から取り出してショットブラストやサンドブラスト等の清浄処理を行った状態の表面も含まれる。
[Ｃi]＜[Ｃs]≦１．０ｍａｓｓ％ …（１）
但し、
[Ｃs]は、前記鋳造まま表面から深さ０．２ｍｍまでの領域の平均炭素量、
[Ｃi]は、前記鋳物の中心部の平均炭素量。
なお、「鋳物の中心部」とは、浸炭による影響を受けない領域をいう。
［３． 作用］
相対的に多量のＮｉを含むオーステナイト系鋳鋼に対し、所定量のＣｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、及びＷを添加すると、高い耐酸化性を維持したまま、高温強度を向上させることができる。しかしながら、浸炭が生じる環境下において（例えば、コールドボックス鋳型を用いて）、Ｃｒ等を多量に含む鋳鋼を鋳造すると、鋳物の表面に高硬度の浸炭層が形成される。その結果、切削加工性が低下する。
相対的に多量のＮｉを含むオーステナイト系鋳鋼に対し、所定量のＣｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、及びＷを添加すると、高い耐酸化性を維持したまま、高温強度を向上させることができる。しかしながら、浸炭が生じる環境下において（例えば、コールドボックス鋳型を用いて）、Ｃｒ等を多量に含む鋳鋼を鋳造すると、鋳物の表面に高硬度の浸炭層が形成される。その結果、切削加工性が低下する。
これに対し、オーステナイト系鋳鋼に対して所定量のＡｌを添加すると、高い高温強度及び高い耐酸化性を維持したまま、切削加工性の低下が抑制される。これは、鋳造時に鋳物の表面に酸化アルミニウムを主成分とする被膜が形成されることによって、外部から鋳物内部への炭素の拡散が抑制されるためと考えられる。また、所定量のＡｌを添加することによって、鋳物の耐酸化性がさらに向上する。これは、高温での使用時に鋳物表面に酸化アルミニウムを主成分とする被膜が形成されるためと考えられる。
（実施例１～８、比較例１～９）
［１． 試料の作製］
高周波誘導炉にて、表１に示す組成の鋳鋼を溶解した。得られた溶湯をコールドボックス鋳型に鋳造し、ＪＩＳ規格Ｙ形Ｂ号供試材を得た。
［１． 試料の作製］
高周波誘導炉にて、表１に示す組成の鋳鋼を溶解した。得られた溶湯をコールドボックス鋳型に鋳造し、ＪＩＳ規格Ｙ形Ｂ号供試材を得た。
［２． 試験方法］
［２．１． 高温引張試験］
得られた鋳物から標点間距離：４０ｍｍ、直径：８ｍｍの引張試験片を切り出した。得られた引張試験片を用いて、ＪＩＳ Ｇ ０５６７に準拠して１０００℃における高温引張試験を行った。
［２．１． 高温引張試験］
得られた鋳物から標点間距離：４０ｍｍ、直径：８ｍｍの引張試験片を切り出した。得られた引張試験片を用いて、ＪＩＳ Ｇ ０５６７に準拠して１０００℃における高温引張試験を行った。
［２．２． 酸化増量］
得られた鋳物から、２５ｍｍ×１５ｍｍ×３ｍｍの試験片を切り出した。これを、大気中において、１０５０℃で１００ｈの加熱した。試験前後の重量変化と、試験片の表面積から酸化増量を算出した。
得られた鋳物から、２５ｍｍ×１５ｍｍ×３ｍｍの試験片を切り出した。これを、大気中において、１０５０℃で１００ｈの加熱した。試験前後の重量変化と、試験片の表面積から酸化増量を算出した。
［２．３． 表層部の平均炭素濃度］
電子プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて、表層部（鋳肌表面から深さ０．２ｍｍまでの領域）の平均炭素濃度を測定した。
電子プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて、表層部（鋳肌表面から深さ０．２ｍｍまでの領域）の平均炭素濃度を測定した。
［２．４． 工具寿命］
得られた鋳物に対し、超硬工具を用いて、切削速度：８０ｍｍ／ｍｉｎ、送り量：０．１５ｍｍ／刃、切り込み量：２．０ｍｍの条件下において、切削液を用いない乾式のフライス加工を行った。切削加工は、工具の逃げ面の摩耗量が０．２ｍｍとなるまで行い、その時の合計加工時間を算出した。
得られた鋳物に対し、超硬工具を用いて、切削速度：８０ｍｍ／ｍｉｎ、送り量：０．１５ｍｍ／刃、切り込み量：２．０ｍｍの条件下において、切削液を用いない乾式のフライス加工を行った。切削加工は、工具の逃げ面の摩耗量が０．２ｍｍとなるまで行い、その時の合計加工時間を算出した。
［３． 結果］
表２に結果を示す。表２より、以下のことが分かる。
（１）比較例１、２は、高温引張強度が低く、酸化増量が大きく、かつ、表層部の平均炭素濃度も高い。これは、Ｎｉ量が少ないためと考えられる。
（２）比較例３は、高温強度が低い。これは、Ｃｒ量が少ないためと考えられる。
表２に結果を示す。表２より、以下のことが分かる。
（１）比較例１、２は、高温引張強度が低く、酸化増量が大きく、かつ、表層部の平均炭素濃度も高い。これは、Ｎｉ量が少ないためと考えられる。
（２）比較例３は、高温強度が低い。これは、Ｃｒ量が少ないためと考えられる。
（３）比較例４、５は、酸化増量が大きく、表層部の平均炭素濃度が高い。また、比較例５は、工具寿命も短い。これは、Ａｌの添加がないためであり、また、ＴｉではＡｌのような効果が得られないためと考えられる。
（４）比較例６、７は、表層部の平均炭素濃度が高く、工具寿命が短い。これは、Ａｌの添加がないためと考えられる。
（５）比較例８は、表層部の平均炭素濃度が高く、工具寿命が短い。これは、Ｃｒ量が過剰であるためと考えられる。
（４）比較例６、７は、表層部の平均炭素濃度が高く、工具寿命が短い。これは、Ａｌの添加がないためと考えられる。
（５）比較例８は、表層部の平均炭素濃度が高く、工具寿命が短い。これは、Ｃｒ量が過剰であるためと考えられる。
（６）比較例９は、表層部の平均炭素濃度が高く、工具寿命が短い。これは、Ａｌの添加がないためと考えられる。
（７）実施例１～８は、いずれも、高温引張強度が高く、酸化増量が少なく、表層部の平均炭素濃度が低く、かつ、工具寿命も長くなった。これは、高温強度及び耐酸化性を確保するために必要な元素を含み、かつ、適量のＡｌを含んでいるためと考えられる。
（７）実施例１～８は、いずれも、高温引張強度が高く、酸化増量が少なく、表層部の平均炭素濃度が低く、かつ、工具寿命も長くなった。これは、高温強度及び耐酸化性を確保するために必要な元素を含み、かつ、適量のＡｌを含んでいるためと考えられる。
以上、本発明の実施の形態について詳細に説明したが、本発明は上記実施の形態に何ら限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲内で種々の改変が可能である。
本発明に係るオーステナイト系鋳鋼は、自動車用ターボチャージャーのハウジング、エンジンのエキゾーストマニホールド及びこれらの結合部、並びに、連続焼鈍炉用ハースロールなどの材料として用いることができる。
Claims (5)
- ０．２≦Ｃ≦０．６ｍａｓｓ％、
０．１≦Ｓｉ≦２．０ｍａｓｓ％、
０．５≦Ｍｎ≦２．０ｍａｓｓ％、
０．０４≦Ｓ≦０．２０ｍａｓｓ％、
２１．０≦Ｎｉ≦４５．０ｍａｓｓ％、
２１．０≦Ｃｒ≦３０．０ｍａｓｓ％、
０．５≦Ｎｂ≦３．０ｍａｓｓ％、
０．３≦Ａｌ≦０．８ｍａｓｓ％、
０．０５≦Ｎ≦０．２０ｍａｓｓ％、
０≦Ｍｏ≦２．０ｍａｓｓ％、及び、
０≦Ｗ≦５．０ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるオーステナイト系鋳鋼。 - １０５０℃、１００ｈの大気中の連続酸化試験における酸化増量が３．５ｇ／ｃｍ2以下である請求項１に記載のオーステナイト系鋳鋼。
- １０００℃における引張強度が１００ＭＰａ以上である請求項１又は２に記載のオーステナイト系鋳鋼。
- 請求項１から３までのいずれか１項に記載のオーステナイト系鋳鋼からなる鋳物。
- 鋳造まま表面を含み、次の式（１）を満たす請求項４に記載の鋳物。
[Ｃi]＜[Ｃs]≦１．０ｍａｓｓ％ …（１）
但し、
[Ｃs]は、前記鋳造まま表面から深さ０．２ｍｍまでの領域の平均炭素量、
[Ｃi]は、前記鋳物の中心部の平均炭素量。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2021033280A JP2022134258A (ja) | 2021-03-03 | 2021-03-03 | オーステナイト系鋳鋼及び鋳物 |
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