JP4904357B2 - 高シリコンニオブ鋳造合金およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、概して鉄系（または鉄基（iron base））の鋳造合金、とりわけ高いシリコン含有量を有する鉄系の鋳造合金に関する。本発明はまた、概してこのような合金の製造方法に関する。より詳細には、本発明は改善された高温強度および性能特性(performance characteristics)を示す改良した鉄系の高シリコンニオブ合金に関する。またとりわけ、この改良した合金の製造方法に関する。
鋳造可能な鉄系のダクタイル合金（または延性合金、ductile alloy)の生産では、最終製品に向上した耐熱強度をもたらす鉄系の合金の使用が必要な最終製品のいくつかの用途がある。このような最終製品は幅広い用途で用いられ、これら用途の一つに排気側(hot-side)のエンジン部品がある。このような部品の典型が、自動車産業およびトラック産業で用いられるターボチャージャー、センターハウジング、バックプレート、エギゾーストマニフォールドおよびインテグレーティッドターボマニフォールド(integrated turbo manifold)である。自動車産業の他の部品と同様に、このような製品の市場は極めて大きく、生産される必要のある個数は相当に大きい。
モリブデンおよびニオブ（古典的には「コロンビウム（columbium）」としてもある程度知られている）は、当該技術分野で知られている合金元素である。ニオブは現在、耐熱ステンレス鋼および航空機エンジン部品に用いられている。モリブデンもまた同様の用途用いられるが、しかしコストがより高い。ニオブは周期律表でモリブデンと隣り合っていることから、これらの元素は相当に近い原子量を有する。本発明の結果物は、コストを低減することを念頭に、許容できる耐熱性を備えた高シリコンニオブダクタイル鋳鉄を提供するようにニオブを用いることを意図した。すなわち、多数の排気側エンジン部品が自動車産業で用いられていることから、モリブデンの代わりにニオブを用いて十分な高温強度を達成することは、このような部品の生産コストを低減するのに貢献するであろう。しかしながら、試験の際、本発明にかかる合金は十分な高温強度を達成するという要求を満たすのみならず、実施に要求を上回り、向上した耐熱特性を有するユニークな高シリコンニオブダクタイル鋳鉄（またはダクタイル鉄、ductile iron）を提供し、コストを低減し得ることが見出された。
本発明にかかる結果物（または製品）の別の目的は、このような高シリコン鋳造合金にニオブを用いて、既存の産業界に亘る仕様および性能標準を満たすことである。より詳細には、既存の高シリコンモリブデンダクタイル合金は、合金中で用いる所定の元素のレベルの特定の範囲があり、鋳造後に示す最低限の所定の特性を有している。本発明者は、低減されたコストで、産業界が要望する必要な性能特性を維持したままで、ニオブを高シリコンニオブ合金に使用可能であると考えた。この考えが正しいことを証明するのみならず、得られた性能特性は向上したものであった。
本発明にかかる結果物のさらに別の目的は、耐食性および耐酸化性が改善されている超高シリコン鋳造合金(ultra high silicon casting alloy)においてニオブを用いることである。すなわち、超高シリコンモリブデン合金へのクロムの添加は改善された耐酸化性および耐食性をもたらすが、本発明はまた、これらの特性の劣化なしに、モリブデンの代わりに、超高シリコンクロムダクタイル鋳鉄にニオブを用いることができると考えた。この考えが正しいことを証明するとともに、得られた性能特性は向上したものであった。
従って、本発明の目的は、重量比で２．６〜３．５％の炭素と、重量比で３．７〜４．９％のシリコンと、重量比で０．４５〜１．０％のニオブと、重量比で０．６％以下のマンガンと、重量比で０．０２％以下の硫黄と、重量比で０．０２％以下のリン（燐）と、重量比で０．５％以下のニッケルと、重量比で１．０％以下のクロムと、重量比で０．１％以下のマグネシウムと、重量比で０．０５％以下の任意の他の単一元素およびこのような他の元素全ての合計で、重量比で０．２％以下を伴う残部の鉄とを含む高温強度が向上したダクタイル鋳鉄合金を提供することである。典型的なこのような他の元素はモリブデンおよび銅であろう。
本発明の別の目的は、高い延性および高いクリープ応力破壊特性を有する耐熱ダクタイル鋳鉄合金を提供することである。重量比で３．０〜３．３％の炭素と、重量比で３．７５〜４．２５％のシリコンと、重量比で０．５〜０．７％のニオブとのような目標とする組成を有する本発明の合金は、室温で７５，０００ｐｓｉ（５１７．１ＭＰａ）の最大抗張力、６０，０００ｐｓｉ（４１３．７ＭＰａ）の０．２％オフセット耐力（または降伏強度）および１０％の伸びを有するべきである。さらに鋳造材料のブリネル硬度値（ＢＨＮ）は、１８７〜２４１ＢＨＮの範囲内にあるべきである。ＢＨＮは、合金の硬度を合金表面に押しつけた鋼球に付与した圧力の生じたインデンテーションの表面積に対する比率として示したものである。
本発明のさらに別の目的は、本発明のかかる高温強度が向上した高シリコンダクタイル鉄鋳合金の製造方法を提供することである。
本発明にかかる組成はこれらの目的を満足している。結果物は重量比で表される前述の百分率で示され、このように示される向上した高温強度を有するダクタイル鋳鉄合金をもたらす。
本発明にかかる合金および製造方法の更なる目的および利点は以下の詳細な説明により明らかになるであろう。
本発明にかかる合金は高シリコンニオブダクタイル鉄である。上記にて示唆したようにニオブは、ある耐熱ステンレス鋼および航空機エンジン部品の生産に現在用いられている合金元素である。ニオブは周期律表でモリブデンの隣であり、これによりこれらの元素は極めて近い原子量を有する。本発明のニオブ添加合金の開発のための出発点として用いた工業規格は、炭素を重量比で３．０〜３．４％、シリコンを重量比で３．７５〜４．２５％、モリブデンを重量比で０．５〜０．７％、マンガンを重量比で０．６％以下、硫黄を重量比で０．０７％以下、リンを重量比で０．０２％以下、ニッケルを重量比で０．５％以下、マグネシウムを重量比で０．０８％以下、残部を鉄と規定している。
本発明の合金は、高温強度が向上したダクタイル鉄（または鋳鉄）合金であり、炭素を重量比で２．６〜３．５％と、シリコンを重量比で３．７〜４．９％と、ニオブを重量比で０．４５〜１．０％と、マンガンを重量比で０．６％以下と、硫黄を重量比で０．０２％以下と、リンを重量比で０．０２％以下と、ニッケルを重量比で０．５％以下と、クロムを重量比で１．０％以下と、マグネシウムを重量比で０．１％以下と、残部として如何なる単一の他の元素も重量比で０．０５％以下、他の元素合計が０．２％を伴う鉄とを含む。このような他の元素の典型はモリブデンと銅であろう。
・強度および延性試験
本発明にかかる合金のような材料を含む、材料の強度に関する重要な設計情報を提供するために所定の試験が行われる。例えば、一定応力での材料の累進的な高温変形(high temperature progressive deformation)は「クリープ」と呼ばれている。「クリープ」試験では、例えば室温のような一定の温度に維持した引張り試験片に一定の荷重を付与する。そして一定の期間後の歪み量を測定する。測定を行った順に従ってデータをプロットすると、材料の歪み速度またはクリープ速度を表す曲線が形成される。応力破断試験は、用いる応力がクリープ試験より高いことおよび常に材料が破断するまで試験を行うことを除けば、クリープ試験と同様の試験である。
本発明にかかる合金のような材料を含む、材料の強度に関する重要な設計情報を提供するために所定の試験が行われる。例えば、一定応力での材料の累進的な高温変形(high temperature progressive deformation)は「クリープ」と呼ばれている。「クリープ」試験では、例えば室温のような一定の温度に維持した引張り試験片に一定の荷重を付与する。そして一定の期間後の歪み量を測定する。測定を行った順に従ってデータをプロットすると、材料の歪み速度またはクリープ速度を表す曲線が形成される。応力破断試験は、用いる応力がクリープ試験より高いことおよび常に材料が破断するまで試験を行うことを除けば、クリープ試験と同様の試験である。
このような試験は、とりわけ合金を高温および高圧のシステムで用いることを意図する、または特にそのために設計する場合、合金の性能特性を測定するのに必要である。例えば、ガスタービンエンジンは荷重及び高温下で発生する傾向のあるクリープを起こす傾向のあるいくつかの部材を有するシステムの１つである。本発明の合金は、本発明者により通常のクリープ試験および応力破壊試験で、より高い延性を有する耐熱ダクタイル鋳鉄合金であると規定される。
上述の試験では、本発明の合金のような材料の強度および延性を示すのに特定のパラメータを用いる。１つの強度パラメータは、「最大抗張力」（または「ＵＴＳ」）である。ＵＴＳは、蓄積した弾性歪みの突然の開放を伴い（すなわち、音又は熱により）合金が実際に破断する応力限界である。本発明において、本発明の合金は室温で７５，０００ｐｓｉ（５１７．１ＭＰａ）のＵＴＳを有する。これは７５ＫＳＩ（５１７．１ＭＰａ）の圧力と等価である。
別の強度パラメータは、上述した特徴的な応力−歪み曲線とこの曲線の弾性部分に平行に引いた直線との交点に相当する応力により決定される、合金の「オフセット耐力（またはオフセット降伏応力、offset yield stress）」である。米国では、通常オフセット量は、０．２％または０．１％の歪み量と規定されている。本発明の合金は、室温で、６０，０００ｐｓｉ（４１３．７ＭＰａ）または６０ＫＳＩ（４１３．７ＭＰａ）の０．２％オフセット耐力を有するべきである。
延性は、定性的な、しかし主観的な合金の特性である。材料の延性の測定は、破断なしに材料を変形できる範囲を示すのに用いることが可能である。延性の１つの従来の測定方法は、通常「伸び」と呼ばれる破断時の歪みである。この測定結果は、破断後試料を再び元通りに一緒にして伸びを測定することで得る。変形のかなりの部分が引張り試験片の「ネックした」領域に集中するであろうことから、延び率の数値は、測定を行う部分の長さに依存するであろう。本発明の合金は、室温で１０％の伸び率を有するべきである。
最後に、本発明の合金のブリネル硬度値（ＢＨＮ）は１８７〜２４１ＢＨＮの範囲内であるべきである。ＢＨＮは、生じた窪み(indentation)の表面積に対する、合金の表面に押しつけるように鋼球に付与した圧力の比として、合金の硬度を示す。
図を参照し、説明のみを目的とし、如何なる方法においても制限するものと解すべきでない実施例により本発明を説明する。以下に示す溶解サンプルそれぞれの複数の鋳造材を作製した。第１のサンプルは、重量比で０．５６％のモリブデンを含む高シリコンモリブデンダクタイル鋳鉄であった。第２のサンプルは、重量比で０．４６％のニオブを含む高シリコンニオブダクタイル鋳鉄であった。第３のサンプルは、重量比で０．６７％のニオブを含む高シリコン高ニオブダクタイル鋳鉄であった。第４のサンプルは重量比で０．９４％のニオブを含む高シリコン超高ニオブダクタイル鋳鉄であった。図１から図８は、硝酸をアルコールで希釈したナイタールによりエッチングした、それぞれのサンプルの拡大像を示す。
より詳細には、図１は既知の技術である合金のナイタールでエッチングした微細組織の一例を倍率１００倍で示している。この上記で高シリコンモリブデンダクタイル鋳鉄と特定した第１のサンプルは重量比で、３．０４％の炭素と、３．９４％のシリコンと、０．５６％のモリブデンと、０．３９％のマンガンと、０．０１４％のリンと、０．００６％の硫黄と、０．０３９％のマグネシウムと、０．０７２％のニッケルと、０．０１５％のニオブと残部である鉄を含む。室温において、この高シリコンモリブデン合金の最大抗張力は８５．４ＫＳＩ（５８８．８ＭＰａ）であり、０．２％耐力は６５．１ＫＳＩ（４４８．８ＭＰａ）であり、伸び率は１８％であった。硬度は１９６〜２３５ＢＨＮであった。図２は図１に示す微細組織を倍率５００倍で示している。図１および図２に示すサンプルは典型的なフェライト粒組織１０と球状黒鉛（またはグラファイト）１２を示している。この合金サンプル全体に分散しているのはパーライト組織１４である。パーライトは合金の冷却時に合金中に形成するフェライトとセメンタイトとの混合物である。パーライトを合金の硬度を上昇させる手段に用いる鋳造したフェライト合金中ではパーライトの存在は望ましいが、一方でパーライトの存在はまた延性を低下させることから、より高い延性が必要な用途では望ましくない。延性が低下すると、合金は、より硬くなるけれども、とりわけ高温度より破壊しやすくなる。図１に示すように、サンプル合金での規定した量のモリブデンの使用は５％〜１０％の量のパーライトを形成する傾向がある。粒界複合炭化物である不明瞭な灰色の領域１６もまたサンプル全体に亘り分散しており、この粒界複合炭化物もまた延性に悪影響を及ぼす。
図３は、重量比で、３．０８％の炭素と、４．０８％のシリコンと、０．０３％のモリブデンと、０．３７％のマンガンと、０．００９％のリンと、０．００５％の硫黄と、０．０３５％のマグネシウムと、０．１１％のニッケルと、０．４６％のニオブと、残部である鉄とを含む本発明にかかる合金の微細組織の一例を倍率１００倍で示す。この例は上記で「第２のサンプル」と呼んだものであり、上記で高シリコンニオブダクタイル鋳鉄と規定した。この合金の最大抗張力は８９．４ＫＳＩ（６１６．４ＭＰａ）であり、０．２％耐力は７０．６ＫＳＩ（４８６．８ＭＰａ）、伸び率は１７％であった（全て、室温で）。この合金の硬度は１９６〜２３５ＢＨＮであった。図４は、図３に示した微細組織を倍率５００倍で示す。図３および図４に示した高シリコンニオブのサンプルは主にフェライト粒組織２０と球状黒鉛２２とを示している。パーライトの黒い組織２４がサンプル全体に分散している。０．４６％のニオブの使用はパーライト量を５％より少なくする傾向がある。粒界複合炭化物である不明瞭な灰色の領域２６と、より小さいニオブ炭化物粒子(globule)２８とがサンプル全体に亘り分散している。
図５は、重量比で、３．１９％の炭素と、３．９２％のシリコンと、０．０４％のモリブデンと、０．４０％のマンガンと、０．００９％のリンと、０．００５％の硫黄と、０．０５５％のマグネシウムと、０．０７８４％のニッケルと、０．６７％のニオブと、残部である鉄とを含む、本発明にかかる合金の微細組織の別の例を倍率１００倍で示す。この例は上記で「第３のサンプル」と呼んだものであり、上記で高シリコン高ニオブダクタイル鋳鉄と規定した。また全て室温において、この合金の最大抗張力は８３．５ＫＳＩ（５７５．７ＭＰａ）であり、０．２％耐力は６４．０ＫＳＩ（４４１．３ＭＰａ）であり、伸び率は１９％であった。その硬度は１９６〜２３５ＢＨＮであった。図６は図５に示した微細組織を倍率５００倍で示している。図５および図６に示した高シリコン高ニオブのサンプルは主にフェライト粒組織３０と球状黒鉛３２を示している。パーライトである黒い組織３４がサンプル全体に亘り分散分散している。０．６７％のニオブの使用はさらにパーライトの量を減少させる傾向がある。粒界複合炭化物である不明瞭な灰色の領域３６とより小さいニオブ炭化物粒子３８ともまたサンプル全体に亘り分散している。
図７は、重量比で、３．３６％の炭素と、３．９１％のシリコンと、０．０２％のモリブデンと、０．３２％のマンガンと、０．０１３％のリンと、０．００８％の硫黄と、０．０４２％のマグネシウムと、０．０４％のニッケルと、０．９４％のニオブと、残部である鉄とを含む、本発明にかかる合金の微細組織のさらに別の例を倍率１００倍で示す。この例は上記で「第４のサンプル」と呼んだものであり、上記で高シリコン超高ニオブダクタイル鋳鉄と規定した。また室温において、この合金の最大抗張力は８５．０ＫＳＩ（５８６．１ＭＰａ）であり、０．２％耐力は６６．５ＫＳＩ（４５８．５ＭＰａ）であり、伸び率は１６％であった。その硬度は１９６〜２３５であった。図８は図７に示した微細組織を倍率５００倍で示している。図７および図８に示した高シリコン超高ニオブのサンプルは主にフェライト粒組織４０と球状黒鉛４２を示している。パーライトである黒い組織４４がサンプル全体に亘り分散分散している。０．９４％のニオブの使用はさらにまたパーライトの量を減少させる傾向がある。ニオブ炭化物粒子４８もまたサンプル全体に亘り分散している。しかし、このサンプルには粒界複合炭化物が認められなかったことに留意されたい。
上述したそれぞれの試料の試験の間の概して観察されたこととして、本発明の高シリコンニオブダクタイル鋳鉄の機械加工性は高シリコンモリブデン合金の機械加工性より優れていた。また、本発明の高シリコンニオブダクタイル鋳鉄は、８００℃まで高シリコンモリブデンダクタイル鋳鉄よりも明らかに高い延性とクリープ破断応力とを備えていた。
・高温試験
高シリコンモリブデン、高シリコンニオブ、高シリコン高ニオブのサンプルそれぞれの、最大抗張力、０．０２％オフセット耐力、伸び率および「絞り値」のパーセント値を、１００℃毎の温度で試験した。高シリコン超高ニオブ合金は上述した室温とこの高温試験の上限である８００℃とのみで試験を行った。
高シリコンモリブデン、高シリコンニオブ、高シリコン高ニオブのサンプルそれぞれの、最大抗張力、０．０２％オフセット耐力、伸び率および「絞り値」のパーセント値を、１００℃毎の温度で試験した。高シリコン超高ニオブ合金は上述した室温とこの高温試験の上限である８００℃とのみで試験を行った。
図９〜図１２に示すように、１００℃毎に測定した試験結果を基に、最初の３つのサンプルの性能特性をグラフに示す。詳細には、これらは０．５６％モリブデン合金、０．４６％ニオブ合金、および０．６７高ニオブ合金を含む。図９はこれらサンプルの最大抗張力を示し、図１０はそれぞれのサンプルの０．２％耐力を示す。これらの値は、合金の相対的な「強度」を示すことを思い出されたい。図１１は、伸び率を示し、図１２は、「絞り値（パーセント）」の値を示し、これらもまた１００℃毎に測定した。これら最後の２つのグラフは、各々の合金の相対的な「延性」を表す。ここで「絞り値（パーセント）」の値は、応力を付与する前の試料の面積と比較した、試料の破壊した部分の「ネック」の相対的な面積の測定結果であることに留意すべきである。
それぞれの図において、０．５６％モリブデン合金１１０の値を、０．４６％ニオブ合金１２０と０．６７％高ニオブ合金１３０の値と併せてプロットして示した。図９および図１０に示すように、モリブデン合金１１０の硬さは、ニオブ合金１２０および高ニオブ合金１３０よりもいくらか高いことが明白である。しかしながら、図１１および図１２において、モリブデン合金１１０の「延性」は、ニオブ合金１２０および高ニオブ合金１３０の延性よりも実質的に、とりわけ高温において低いことも、また明白である。
・高温でのソーキング試験(soak test)
焼きならし（またはノルマライジング、normalization）は、鉄系金属のみに適用される熱処理の種類である。焼きならしはダクタイル鋳鉄鋳造材のオーステナイト化、その後の臨界温度を通る空冷を含む。鋳造材は加熱環境での所定時間の「ソーキング(または均熱処理、soaking)」により焼きならされる。ダクタイル鋳鉄鋳造材は、炭化物を破壊し(または砕き、break down)、強度を増加し、鋳造工程自体によりもたらされる、鋳造材内部に導入される内部応力を除去するように焼きならしをされる。
焼きならし（またはノルマライジング、normalization）は、鉄系金属のみに適用される熱処理の種類である。焼きならしはダクタイル鋳鉄鋳造材のオーステナイト化、その後の臨界温度を通る空冷を含む。鋳造材は加熱環境での所定時間の「ソーキング(または均熱処理、soaking)」により焼きならされる。ダクタイル鋳鉄鋳造材は、炭化物を破壊し(または砕き、break down)、強度を増加し、鋳造工程自体によりもたらされる、鋳造材内部に導入される内部応力を除去するように焼きならしをされる。
合金を７５０℃、２００時間でソーキングした後のモリブデン合金とニオブ合金の高温試験もまた、強度および延性試験の特定の平均値をもたらす。サンプルはその後室温まで冷却される。そして、室温と８００℃でサンプルは強度と延性とを試験される。
室温において、モリブデン合金の平均最大抗張力は、８１．３ＫＳＩ（５６０．５ＭＰａ）であった。ニオブ合金の平均最大抗張力は８２．７ＫＳＩ（５７０．２ＭＰａ）であり、高ニオブ合金の平均最大抗張力は８２．８ＫＳＩ（５７０．９ＭＰａ）であった。室温において、モリブデン合金の０．２％オフセット耐力の平均は６２．５ＫＳＩ（４３０．９ＭＰａ）であった。ニオブ合金の０．２％オフセット耐力は６４．２ＫＳＩ（４４２．６ＭＰａ）であり、高ニオブ合金のオフセット耐力は６４．５ＫＳＩ（４４４．７ＭＰａ）であった。従って、高温ソーキングは、ニオブを添加した合金に室温で僅かにより強い結果をもたらした。
室温では、モリブデン合金の平均伸び率は１７％であった。ニオブ合金の平均伸び率は１８％であり、高ニオブ合金の平均伸び率もまた１８％であった。室温において、モリブデン合金の絞り値は２４％であった。ニオブ合金の絞り値は２６％であり、高ニオブ合金の絞り値は２５％であった。従って、高温ソーキングは、ニオブを添加した合金に室温で僅かにより高い延性もまたもたらす。
８００℃において、モリブデン合金の平均最大抗張力は５．８ＫＳＩ（４０．０ＭＰａ）であった。ニオブ合金の平均最大抗張力は５．２ＫＳＩ（３５．９ＭＰａ）であり、高ニオブ合金の平均最大抗張力は５．７ＫＳＩ（３９．９ＭＰａ）であった。８００℃において、モリブデン合金の０．２％オフセット耐力の平均は４．０ＫＳＩ（２７．６ＭＰａ）であった。ニオブ合金の０．２％オフセット耐力は３．５ＫＳＩ（２４．１ＭＰａ）であり、高ニオブ合金の０．２％オフセット耐力は３．８ＫＳＩ（２６．２ＭＰａ）であった。従って、高温ソーキングは高温においてニオブを添加した合金にモリブデンを添加した合金よりも僅かにより低い強度をもたらす。
８００℃において、モリブデン合金の平均伸び率は５７％であった。ニオブ合金の平均伸び率は６５％であり、高ニオブ合金の平均伸び率は６１％であった。８００℃において、モリブデン合金の絞り値は６０％であった。ニオブ合金と高ニオブ合金との両方の絞り値は６３％であった。従って、高温ソーキングはニオブを添加した合金に高温で明らかにより高い延性をももたらす。
図１３〜図１８は、加熱ソーキングをし、ナイタールでエッチングしたサンプルそれぞれの拡大した像を示す。より詳細には、図１３は第１のサンプルである高シリコンモリブデンダクタイル鋳鉄を倍率１００倍で示す。図１４は、図１３に示した微細組織を倍率５００倍で示す。倍率１００倍および倍率５００倍で図１３および図１４に示す両方の微細組織は基本的にサンプル全体に分散しているフェライト粒組織２１０と球状黒鉛２１２とを示している。粒界複合炭化物２１４の存在（とりわけ図１４で）についても留意されたい。
図１５は加熱ソーキングした高シリコンニオブダクタイル鋳鉄を倍率１００倍で示す。図１６は図１５に示した微細組織を倍率５００倍で示す。図１５および図１６に示す高シリコンニオブサンプルは、基本的にフェライト粒組織２２０と球状黒鉛２２２とを示す。サンプル全体に亘りニオブ炭化物粒子２２８もまた分散している。このサンプルでは粒界複合酸化物が認められないことに留意されたい。
図１７は加熱ソーキングした高シリコン高ニオブダクタイル鋳鉄を倍率１００倍で示す。図１８は図１７に示した微細組織を倍率５００倍で示す。図１７および図１８に示す高シリコン高ニオブサンプルは、基本的にフェライト粒組織２３０と球状黒鉛２３２とを示す。サンプル全体に亘りニオブ炭化物粒子２３８もまた分散している。このサンプルでも粒界複合酸化物が認められないことに留意されたい。
・特定の結果物の試験
本発明にかかる高シリコンニオブ添加合金の特性をさらに評価するために、２つの特別に設計（または構成）したメルトを作った。高温でエンジンテストを行う際に仕切り壁と舌部（または凸部、tongue area）とを介したクラックの伝播の親和性（または容易性、affinity）から、ターボチャージャーを試験鋳造材（試験鋳片）として選択した。高シリコンモリブデン合金と高シリコンニオブ合金のサンプルバッチを用いた。高シリコンモリブデン合金は、重量比で、炭素３．１２％、シリコン３．９８％、モリブデン０．５７％、マンガン０．３５％、リン０．０１２％、硫黄０．００７％、マグネシウム０．０４１％、ニッケル０．０９％、ニオブ０．０１％、鉄 残部、の化学組成を有した。高シリコンニオブ合金は、重量比で、炭素３．１５％、シリコン４．１７％、モリブデン０．０２％、マンガン０．３２％、リン０．０１４％、硫黄０．００９％、マグネシウム０．０３９％、ニッケル０．１４％、ニオブ０．６％、鉄 残部、の化学組成を有した。高シリコンモリブデン合金の相対的な硬度は２１７ＢＨＮ〜２２８ＢＨＮの範囲であった。高シリコンニオブ合金は、２０７ＢＨＮ〜２２８ＢＨＮの相対的な硬度を有していた。
本発明にかかる高シリコンニオブ添加合金の特性をさらに評価するために、２つの特別に設計（または構成）したメルトを作った。高温でエンジンテストを行う際に仕切り壁と舌部（または凸部、tongue area）とを介したクラックの伝播の親和性（または容易性、affinity）から、ターボチャージャーを試験鋳造材（試験鋳片）として選択した。高シリコンモリブデン合金と高シリコンニオブ合金のサンプルバッチを用いた。高シリコンモリブデン合金は、重量比で、炭素３．１２％、シリコン３．９８％、モリブデン０．５７％、マンガン０．３５％、リン０．０１２％、硫黄０．００７％、マグネシウム０．０４１％、ニッケル０．０９％、ニオブ０．０１％、鉄 残部、の化学組成を有した。高シリコンニオブ合金は、重量比で、炭素３．１５％、シリコン４．１７％、モリブデン０．０２％、マンガン０．３２％、リン０．０１４％、硫黄０．００９％、マグネシウム０．０３９％、ニッケル０．１４％、ニオブ０．６％、鉄 残部、の化学組成を有した。高シリコンモリブデン合金の相対的な硬度は２１７ＢＨＮ〜２２８ＢＨＮの範囲であった。高シリコンニオブ合金は、２０７ＢＨＮ〜２２８ＢＨＮの相対的な硬度を有していた。
図１９〜図２２は、ナイタールによりエッチングをした上述のそれぞれのサンプルの拡大像である。より詳細には、図１９は、第１のサンプルである０．５７％のモリブデンを含有する高シリコンモリブデンダクタイル鋳鉄により作られた鋳造仕切り壁(casting divider wall)を倍率１００倍で示す。図２０は、図１９に示す微細組織を倍率５００倍で示す。図１９および図２０に示すサンプルは、パーライトの明瞭な黒い組織３１４とともにフェライト粒組織３１０と球状黒鉛３１２を示している。多くの粒界複合炭化物よりなる不明瞭なグレーの領域３１４もまた、サンプル全体に亘り分散している。
図２１は０．６０％のニオブを含有する高シリコンニオブダクタイル鋳鉄により作られた鋳造仕切り壁サンプルを倍率１００倍で示す。図２２は、図２１に示す微細組織を倍率５００倍で示す。図２１および図２２に示す高シリコンニオブサンプルは、粒界複合炭化物が存在する兆候がなく、非常に少ないパーセント（２％より少ない）のパーライト３２４を含み、主にフェライト粒組織３２０と球状黒鉛３２２とを示している。これらの組織と併せて、ニオブ炭化物粒子３２８がサンプル全体に亘り分散しており、この組織を有用な用途で用いる際に、このようなニオブ炭化物粒子３２８は破壊(break down)されないことから、ニオブ炭化物粒子３２８の存在は良いことである。
・耐食性および耐酸化性
上述したように、ニオブを添加した合金の試験は、この合金が、存在したとしても非常に少ないパーライトと炭化物とを含む、より優れた微細組織を有していること、およびこの合金が優れた延性とクリープ破壊特性とを有することを明らかにした。当該技術分野において、鉄系のダクタイル合金へのクロムの添加は合金の耐酸化性および耐食性を向上させることが知られている。このような技術的視点から本発明者は、超高ニオブ・ニオブ・クロム合金を作り、この種の合金でモリブデンをニオブで置換することによりこれらの特性が影響を受けるか否かを確認した。本発明の超高シリコン・ニオブ・クロム合金を開発するための出発点として用いた規格目標値は、重量比で２．８〜２．９％の炭素と、重量比で４．４〜４．８％のシリコンと、重量比で０．０５％以下のモリブデンと、重量比で０．６〜０．８％のニオブと、重量比で０．７５〜０．９％のクロムと、重量比で０．４％以下のマンガンと、重量比で０．０２％以下の硫黄と、重量比で０．０４％以下のリンと、重量比で０．５％以下のニッケルと、重量比で０．０３〜０．０７％の銅と、重量比で０．０３〜０．０７％のマグネシウムと、残部である鉄とを規定している。
上述したように、ニオブを添加した合金の試験は、この合金が、存在したとしても非常に少ないパーライトと炭化物とを含む、より優れた微細組織を有していること、およびこの合金が優れた延性とクリープ破壊特性とを有することを明らかにした。当該技術分野において、鉄系のダクタイル合金へのクロムの添加は合金の耐酸化性および耐食性を向上させることが知られている。このような技術的視点から本発明者は、超高ニオブ・ニオブ・クロム合金を作り、この種の合金でモリブデンをニオブで置換することによりこれらの特性が影響を受けるか否かを確認した。本発明の超高シリコン・ニオブ・クロム合金を開発するための出発点として用いた規格目標値は、重量比で２．８〜２．９％の炭素と、重量比で４．４〜４．８％のシリコンと、重量比で０．０５％以下のモリブデンと、重量比で０．６〜０．８％のニオブと、重量比で０．７５〜０．９％のクロムと、重量比で０．４％以下のマンガンと、重量比で０．０２％以下の硫黄と、重量比で０．０４％以下のリンと、重量比で０．５％以下のニッケルと、重量比で０．０３〜０．０７％の銅と、重量比で０．０３〜０．０７％のマグネシウムと、残部である鉄とを規定している。
本発明により作られたターボチャージャー鋳造材に注ぐのに用いた超高シリコンニオブ上限側クロム合金のヒートについて、熱処理しナイタールでエッチングしたサンプルの拡大した像を図２３および図２４に示す。このサンプルの最終の化学組成は、重量比で、炭素２．７９％、シリコン４．６７％、ニオブ０．７７％、クロム０．８７％、モリブデン０．０４％、マンガン０．３４％、リン０．０１％、硫黄０．０１％、マグネシウム０．０３％、ニッケル０．０８％、銅０．０５％、鉄 残部であった。十分に焼鈍した熱処理サンプルの機械的性質は、最大抗張力が１００〜１１４ＫＳＩ（６８９．５〜７８６．０ＭＰａ）、０．２％耐力が８７〜１１３ＫＳＩ（６００．０〜７７９．１ＭＰａ）、伸び率が９％、硬度が２３５ＢＨＮであった。図２３はこの熱処理したサンプルの微細組織を倍率１００倍で示す。図２４は図２３に示す微細組織を倍率５００倍で示す。図２３および図２４に示すサンプルは、典型的なフェライト粒組織４１０と球状黒鉛４１２とを示す。クロム炭化物の組織４１４とニオブ炭化物粒子４１８とがこの合金サンプル全体に亘り分散している。このサンプルではパーライトと粒界複合炭化物とが全く存在しないことに留意されたい。
本発明により作られたターボチャージャー鋳造材に注ぐのに用いた超高シリコンニオブ下限側クロム合金の別のヒートについて、第２の熱処理をし、ナイタールでエッチングしたサンプルの拡大した像を図２５および図２６に示す。図２５はこの熱処理したサンプルの微細組織を倍率１００倍で示す。図２６は図２５に示す微細組織を倍率５００倍で示す。図２５および図２６に示すサンプルも典型的なフェライト粒組織４２０と球状黒鉛４２２とを示している。クロム炭化物の組織４２２とニオブ炭化物粒子４２８とがこの合金サンプル全体に亘り分散している。このサンプルではパーライトと粒界複合炭化物とが全く存在しないことに留意されたい。
・試験結果についての結論
発明者の考えでは、モリブデンに代えてニオブを用いた場合、クリープ破壊試験および合金の延性が大きく向上した結果を示す理由は、モリブデン添加材とニオブ添加材との間の基本的な微細組織の違いのためである。例えば、モリブデン添加合金では、モリブデンはより多くの量のパーライトを形成する傾向があり。これらパーライトの量は５〜１０％である。しかしながら、ニオブ添加は微細組織において５％よりはるかに少ない量のパーライトを形成する傾向がある。モリブデン添加はニオブ添加よりも、より多くの粒界複合炭化物を形成する傾向もある。モリブデン添加材でより多くの量のパーライトおよび粒界複合炭化物が生じる理由は、球状黒鉛(graphite nodule)の生成後、モリブデンはフリーカーボンと結合し、これらアイテムを形成する傾向があるからである。ニオブ添加材では、ニオブは炭素と結合し、微細組織全体に亘り微細な球状のニオブ炭化物を形成する。モリブデン添加材のパーライトおよび粒界炭化物の量のレベルは、得られた試験結果から明らかなように、室温および高温において硬度の増加と延性の減少をもたらし、さらにより低いクリープ破壊応力をもたらす。一方、ニオブ添加合金の最終結果は、集められたデータからも明らかなように、室温および高温において硬度が減少し、延性が増加し、さらにより高いクリープ破壊応力結果を示す。
発明者の考えでは、モリブデンに代えてニオブを用いた場合、クリープ破壊試験および合金の延性が大きく向上した結果を示す理由は、モリブデン添加材とニオブ添加材との間の基本的な微細組織の違いのためである。例えば、モリブデン添加合金では、モリブデンはより多くの量のパーライトを形成する傾向があり。これらパーライトの量は５〜１０％である。しかしながら、ニオブ添加は微細組織において５％よりはるかに少ない量のパーライトを形成する傾向がある。モリブデン添加はニオブ添加よりも、より多くの粒界複合炭化物を形成する傾向もある。モリブデン添加材でより多くの量のパーライトおよび粒界複合炭化物が生じる理由は、球状黒鉛(graphite nodule)の生成後、モリブデンはフリーカーボンと結合し、これらアイテムを形成する傾向があるからである。ニオブ添加材では、ニオブは炭素と結合し、微細組織全体に亘り微細な球状のニオブ炭化物を形成する。モリブデン添加材のパーライトおよび粒界炭化物の量のレベルは、得られた試験結果から明らかなように、室温および高温において硬度の増加と延性の減少をもたらし、さらにより低いクリープ破壊応力をもたらす。一方、ニオブ添加合金の最終結果は、集められたデータからも明らかなように、室温および高温において硬度が減少し、延性が増加し、さらにより高いクリープ破壊応力結果を示す。
モリブデンを添加した合金では、高温でパーライトおよび粒界炭化物が破壊されると、鋳造材に変形およびクラック発生を生じる部材内の膨張が起こる。しかしながら、ニオブ添加合金ではパーライトおよび粒界炭化物の破壊はあったとしても僅かであり、鋳造材での変形およびクラック発生はより少ない。これは、モリブデン添加材と比較して、ニオブ添加材ではパーライトおよび粒界炭化物が極めて少ないことに起因し、またニオブ炭化物は高温で非常に安定だからである。これら合金の組織調査もまたこれらの試験結果を支持している。
本発明にかかるニオブ添加合金は、耐食性および耐酸化性のため超高シリコンクロムおよび超高シリコン超高クロムに適用した場合にも向上した性能特性を示す。
従って新しく、かつ有用で向上した高温強度および性能特性を示す高シリコンニオブダクタイル鋳鉄合金およびこの合金を製造する方法が提供されるであろうことは明白である。
Claims (13)
- 重量比で２．７９〜２．９％の炭素と、
重量比で３．７〜４．９％のシリコンと、
重量比で０．６〜１．０％のニオブと、
重量比で０．６％以下（０％を含まず）のマンガンと、
重量比で０．０２％以下（０％を含まず）の硫黄と、
重量比で０．０２％以下（０％を含まず）のリンと、
重量比で０．５％以下（０％を含まず）のニッケルと、
重量比で１．０％以下（０％を含まず）のクロムと、
重量比で０．１％以下（０％を含まず）のマグネシウムと、
他の元素よりなり、単一元素として重量比で０．０５％以下であり、合計で重量比で０．２０％以下の不可避的不純物と、
残部である鉄と、
から成ることを特徴とする高温強度が向上したダクタイル鋳鉄合金。 - 前記他の元素がモリブデンおよび銅から成る群から選択される１つ以上を含むことを特徴とする請求項１に記載の高温強度が向上したダクタイル鋳鉄合金。
- 最大抗張力が、室温で５１７．１ＭＰａより大きいことを特徴とする請求項１に記載の高温強度が向上したダクタイル鋳鉄合金。
- ０．２％オフセット耐力が、室温で４１３．７ＭＰａより大きいことを特徴とする請求項１に記載の高温強度が向上したダクタイル鋳鉄合金。
- ブリネル硬度値による硬度が、室温で１８７ＢＨＮ〜２４１ＢＨＮの範囲内であることを特徴とする請求項１に記載の高温強度が向上したダクタイル鋳鉄合金。
- 伸び率が、室温において１０％より大きいことを特徴とする請求項１に記載の高温強度が向上したダクタイル鋳鉄合金。
- 重量比で２．７９〜２．９％の量の炭素と、
重量比で３．７〜４．９％の量のシリコンと、
重量比で０．６〜１．０％の量のニオブと、
重量比で０．６％以下（０％を含まず）の量のマンガンと、
重量比で０．０２％以下（０％を含まず）の量の硫黄と、
重量比で０．０２％以下（０％を含まず）の量のリンと、
重量比で０．５％以下（０％を含まず）の量のニッケルと、
重量比で１．０％以下（０％を含まず）の量のクロムと、
重量比で０．１％以下（０％を含まず）の量のマグネシウムと、
他の元素よりなり、単一元素として重量比で０．０５％以下であり、合計で重量比で０．２０％以下の不可避的不純物と、
残部である鉄と、から成る溶融合金を準備する工程と、
該溶融合金を鋳造する工程と、
該鋳造した合金をソーキングにより焼きならしを行った後、空冷を行う工程と、
を含むことを特徴とする高温強度が向上したダクタイル鋳鉄合金の製造方法。 - 前記他の元素がモリブデンおよび銅から成る群から選択される１つ以上を含むことを特徴とする請求項７に記載の高温強度が向上したダクタイル鋳鉄合金の製造方法。
- 得られた合金の最大抗張力が、室温で５１７．１ＭＰａより大きいことを特徴とする請求項７に記載の高温強度が向上したダクタイル鋳鉄合金の製造方法。
- 得られた合金の０．２％オフセット耐力が、室温で４１３．７ＭＰａより大きいことを特徴とする請求項７に記載の高温強度が向上したダクタイル鋳鉄合金の製造方法。
- 得られた合金のブリネル硬度値による硬度が、室温で１８７ＢＨＮ〜２４１ＢＨＮの範囲内であることを特徴とする請求項７に記載の高温強度が向上したダクタイル鋳鉄合金の製造方法。
- 得られた合金の伸び率が室温において１０％より大きいことを特徴とする請求項７に記載の高温強度が向上したダクタイル鋳鉄合金の製造方法。
- 前記ソーキングを７５０℃で２００時間行うことを特徴とする請求項７に記載の高温強度が向上したダクタイル鋳鉄合金の製造方法。
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