JP5168713B2

JP5168713B2 - 薄肉鋳物部品及びその製造方法

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Publication number: JP5168713B2
Application number: JP2007042779A
Authority: JP
Inventors: 宏之高林; 茂紀植田; 哲也清水; 俊治野田
Original assignee: Daido Steel Co Ltd
Current assignee: Daido Steel Co Ltd
Priority date: 2006-02-23
Filing date: 2007-02-22
Publication date: 2013-03-27
Anticipated expiration: 2027-02-22
Also published as: JP2007254885A

Description

本発明は、耐熱性を有した薄肉鋳物部品及びその製造方法に関する。

特開平８−２２５８９８号公報

自動車エンジンの排気マニホールド、タービンハウジング等の排気系部品には従来から球状黒鉛鋳鉄および高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄が用いられている。また一部の高出力エンジンでは排気ガス温度が高く、高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄でも耐久性が十分でないために、ステンレス鋼板の溶接構造、ニレジスト鋳鉄，ステンレスフェライト系ステンレス鋳鋼等が採用されている。ところで、近年自動車エンジンの高出力化が一層進むとともに、自動車の排気ガス清浄化の要求が高まっている。特にエンジンを始動させた時の排気ガスをより早く清浄化するためには、排気ガスをより早く排気ガス浄化装置が作用する温度にする必要がある。そのためには、排気ガス浄化装置よりもエンジン側にある排気マニホールド、タービンハウジング等の排気系部品に奪われる熱量を極力減少させる必要があり、これら排気系部品の薄肉軽量化が進められている。しかしながら薄肉鋳物の場合、肉厚が薄くなることにより熱応力に対して強度不足とともに表面温度の上昇が生じるため、従来の球状黒鉛鋳鉄では熱疲労特性および耐酸化性が不十分であり、一部でステンレス鋳鋼鋳物が使われつつある（特許文献１）。

しかしながら、特許文献１のステンレス鋳鋼鋳物は薄肉化が十分になされておらず、さらなる薄肉化を図った場合に高温強度の確保に未だ不安が残るものである。また、例えばディーゼルエンジンの排気系部品に使用する場合、燃料である軽油に含有されているＳ成分が燃焼により硫酸系成分を生成し、これが排気ガスの冷却に伴い部品内面に凝結して、腐食が進行しやすくなる問題もある（いわゆる、硫酸露点腐食）。また、例えば排気系部品等への適用時に、当該の使用環境が部品に対し高温かつ高カーボンポテンシャル雰囲気を形成する場合があり、使用中の部品に対して望まざる浸炭が進行することがあり、部品の耐熱疲労特性の劣化を招く場合がある。

本発明の課題は、従来よりも一層の薄肉化ひいては軽量化を図ることが可能であり、かつ、肉厚が大きく減じているにも拘わらず高温での強度を十分に確保することができ、信頼性に優れた薄肉鋳物部品と、その製造方法とを提供することにある。

課題を解決するための手段及び発明の効果

上記の課題を解決するために、本発明の薄肉鋳物部品は、
Ｃ：０．１０質量％以上０．５０質量％以下、
Ｓｉ：１．００質量％以上４．００質量％以下、
Ｍｎ：０．１０質量％以上３．００質量％以下、
Ｃｒ：８．０質量％以上３０．０質量％以下、
Ｎｂ及びＶの一方又は双方の合計：１．１質量％以上５．０質量％以下、を含有し、残部組成がＦｅ及び不可避不純物とからなり、下記の式（１）、（２）、（４）を満足するフェライト系ステンレス鋳鋼からなり、厚みが１ｍｍ以上５ｍｍ以下の薄肉部を有するとともに、該薄肉部の組織におけるフェライト相の平均結晶粒径が５０μｍ以上４００μｍ以下であることを特徴とする。
Ｃ含有量をＷC（質量％）、Ｓｉ含有量をＷSi（質量％）、Ｍｎ含有量をＷMn（質量％）、Ｃｒ含有量をＷCr（質量％）、Ｎｂ含有量をＷNb（質量％）、Ｖ含有量をＷV（質量％）として、
１４００≦１５６２．３−｛１３３ＷC＋１４ＷSi＋５ＷMn＋１０（ＷNb＋ＷV）｝≦１４８０ ‥（１）
１０５０≦−３１．６−２００ＷC＋１４３ＷSi−１１１ＷMn＋６７ＷCr−９０（ＷNb＋ＷV） ‥（２）
７９２＋４７ＷC−１３８ＷSi−１６ＷCr−２３（ＷNb＋ＷV）≦３００ ‥（４）

また、本発明の薄肉鋳物部品の製造方法は、上記本発明の薄肉鋳物部品を製造するために、上記のフェライト系ステンレス鋳鋼の溶湯を、薄肉部における８００℃までの冷却速度が２０℃／分以上１００℃／分以下となるよう、砂型を用いた減圧吸引鋳造法により部品形状に鋳造することを特徴とする。

本発明に使用するフェライト系ステンレス鋳鋼は、Ｃｒの含有量を高めることによって高温での耐酸化性が高められており、さらに、Ｃ及びＳｉのバランスを調整することで、鋼融点を適度に低下させ、かつ薄肉形状の部品鋳造に適した流動性を確保することができる。また、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｎｂ及びＶの添加により耐浸炭性が高向上するので熱疲労特性の改善を図ることができる。通気性を有する砂型を用いてキャビティ内を減圧とし、上記フェライト系ステンレス鋳鋼の溶湯をキャビティ内に吸い上げて鋳造を行なう減圧吸引鋳造法を採用することにより狭小なキャビティにも十分な鋳回りを確保することができ、上記フェライト系ステンレス鋳鋼の鋳流れ性が改善されていることとも相俟って、厚みが１ｍｍ以上５ｍｍ以下の薄肉部を有した鋳物部品も、砂噛みや空隙などの鋳造欠陥の発生を十分に抑制した形で製造することができる。

砂型は、例えば金属鋳型や水冷鋳型と比較すれば冷却能は比較的小さい。しかし、上記の薄肉部は厚みが１ｍｍ以上５ｍｍ以下と非常に小さく制限されている結果、溶湯と砂型との単位体積当たりの相対接触面積が大きくなり、該薄肉部における８００℃までの冷却速度を２０℃／分以上１００℃／分以下と、かなり大きく設定することが可能となる。その結果、厚みが１ｍｍ以上５ｍｍ以下に制限された薄肉部を有し、かつ、薄肉部のその組織におけるフェライト相の平均結晶粒径を５０μｍ以上４００μｍ以下と微細化した本発明の薄肉鋳物部品を始めて実現することが可能となる。

そして、該本発明の薄肉鋳物部品によると、薄肉部の厚みが１ｍｍ以上５ｍｍ以下に制限されることで、部品の軽量化に大きく貢献する。さらに、この薄肉部の厚み設定による鋳造時冷却速度の向上効果により、フェライト相の平均結晶粒径を５０μｍ以上４００μｍ以下と微細化することができ、また鋳造偏析も微細化することができる。該平均結晶粒径がこのように微細化されていることで、薄肉部の高温での耐力、引張強度、破断に至るまでの伸び（ひいては、靭性や耐衝撃性）などが軒並み改善され、また、高温での疲労強度を向上できる。さらに、薄肉部の厚みを上記のごとく減ずることで、部品のさらなる軽量化を図ることができるようになる。

薄肉部の厚みが１ｍｍ未満では、減圧吸引鋳造法を用いても薄肉部の信頼性を十分に確保することができなくなる。他方、薄肉部の厚みが５ｍｍを超えると薄肉化による部品軽量化の利得が顕著でなくなり、かつ、砂型を用いた鋳造時に冷却速度を十分向上できなくなり、該薄肉部の平均結晶粒径を上記の上限値以下に保つことが困難となる。他方、砂型を用いた減圧吸引鋳造法ではフェライトの平均結晶粒径を５０μｍ未満とすることは困難であり、また、フェライトの平均結晶粒径が４００μｍを超えると高温強度の改善効果が顕著でなくなる。薄肉部の厚みは、望ましくは１．５ｍｍ以上４．０ｍｍ以下、より望ましくは２．０ｍｍ以上４．０ｍｍ以下に設定するのがよい。また、該薄肉部におけるフェライトの平均結晶粒径は、望ましくは８０μｍ以上３５０μｍ以下となっているのがよい。

上記薄肉部を構成する材料の機械的特性は、９００℃では、例えば０．２％耐力を１５ＭＰａ以上４５ＭＰａ以下、引張強度を３５ＭＰａ以上６５ＭＰａ以下、伸びを９０％以上１６０％以下に確保できる。また、１０００℃では、例えば０．２％耐力を１０ＭＰａ以上２５ＭＰａ以下、引張強度を２０ＭＰａ以上３５ＭＰａ以下、伸びを９０％以上１６０％以下に確保できる。

本発明の薄肉鋳物部品は、ガソリンエンジン又はディーゼルエンジンの排気系部品として構成することが可能であり、エンジンの軽量化と耐久性向上に大きく貢献する。特に、機関温度と内圧が高いディーゼルエンジンの場合、波及効果が大きい。

また、本発明の薄肉鋳物部品は、図４に示すごとく、上記薄肉部（１ｍｍ≦ｔ≦５ｍｍ）以外に、取り付けフランジなどの厚肉部（ｔ’＞５ｍｍ）が形成されていてもよいが、部品軽量化の観点から、このような厚肉部の形成量は、部品全重量％の７０％以下になっていることが望ましい。

以下、上記本発明に使用するフェライト系ステンレス鋳鋼における各元素の組成限定理由について説明する。
Ｃ：０．１０質量％以上０．５０質量％以下
Ｃは鋳鋼の融点を下げて鋳造時の溶湯の流動性を良くし、また、高温強度を高める働きがある。しかし、上記の下限値未満では鋳造時の溶湯の流動性が悪化し、上記の減圧吸引鋳造法を採用しても健全な薄肉部を形成することが困難になる。また、雰囲気と材料内部とのカーボンポテンシャル差が大きくなり、望まざる浸炭が生じやすくなる。Ｃの下限値は、望ましくは０．２０質量％、より望ましくは０．３０質量％するのがよい。他方、上限値を超えると、α→γ（フェライト→オーステナイト）変態温度が低くなり、高温使用時に該変態による部品変形が著しくなるため、使用可能な上限温度が著しく低下する。また、炭化物の形成量が過剰となって被削性の低下も招く。Ｃの上限値は、望ましくは０．４５質量％、より望ましくは０．４０質量％とするのがよい。

Ｓｉ：１．００質量％以上４．００質量％以下
Ｓｉはフェライト安定化元素であり、α→γ変態を上昇させるとともに、鋼の融点を下げて溶湯の流動性を改善する。また、高温強度や耐酸化性の改善にも寄与する。さらに、耐浸炭性や被削性の改善にも寄与する。しかし、上記の下限値未満では効果が不十分となる。Ｓｉの下限値は、望ましくは１．５０質量％、より望ましくは２．００質量％とするのがよい。また、上限値を超えると、鋼の延性（伸び）が低下して鋳造割れ感受性が大きくなる。Ｓｉの上限値は、望ましくは３．５０質量％、より望ましくは３．００質量％とするのがよい。

Ｍｎ：０．１０質量％以上３．００質量％以下
Ｍｎは耐酸化性向上に寄与する。しかし、上記の下限値未満では効果が不十分となる。Ｍｎの下限値は、望ましくは０．３０質量％とするのがよい。また、上限値を超えると、α→γ変態温度が低くなり、使用可能な上限温度が著しく低下する。Ｍｎの上限値は、望ましくは２．００質量％、より望ましくは１．００質量％とするのがよい。

Ｃｒ：８．０質量％以上３０．０質量％以下
Ｃｒは鋼に耐酸化性および耐食性や耐硫酸腐食性を向上させるための基本元素であるとともに、α→γ相変態温度を上昇させる働きがある。また、耐食性の改善及び耐浸炭性の改善にも寄与する。しかし、上記の下限値未満では効果が不十分となる。Ｃｒの下限値は、望ましくは１２．０質量％、より望ましくは１５．０質量％とするのがよい。また、上限値を超えると、粗大な炭化物形成により高温疲労強度が著しく低下する。Ｃｒの上限値は、望ましくは２６．０質量％、より望ましくは２２．０質量％とするのがよい。

Ｎｂ及びＶの一方又は双方の合計：０．１質量％以上５．０質量％以下
Ｎｂ及びＶは、α→γ変態を上昇させるとともに、鋼の融点を下げて溶湯の流動性を改善する。さらに、耐浸炭性の改善にも寄与する。しかし、これら元素の合計が上記の下限値未満では効果が不十分となる。Ｎｂ及びＶの合計の下限値は、望ましくは０．５質量％、より望ましくは１．０質量％とするのがよい。また、上限値を超えると、粗大な炭化物形成により高温疲労強度が著しく低下する。Ｎｂ及びＶの合計の上限値は、望ましくは３．５質量％、より望ましくは２．０質量％とするのがよい。

以下、上記のフェライト系ステンレス鋳鋼に任意に含有可能な、他の副成分元素について詳細に説明する。
Ｃｕ：０．０２質量％以上２．００質量％以下
Ｃｕは、鋼の融点を低下させ、砂噛みなどの鋳造欠陥を抑制する。また耐食性（特に硫酸露点腐食性）を大幅に高める働きをなす。特に、ディーゼルエンジンの排気系部品に適用する場合に有効な添加元素である。しかし、上記の下限値未満では効果が不十分となる。Ｃｕの下限値は、望ましくは０．１０質量％とするのがよい。また、上限値を超えるとα→γ変態温度が低くなり、使用可能な上限温度が低下する。Ｃｕの上限値は、望ましくは１．５０質量％、より望ましくは１．００質量％とするのがよい。

フェライト系ステンレス鋳鋼の組成は、下記の式（１）、（２）、（４）に加えて式（３）の条件を充足していることがより望ましい。すなわち、Ｃ含有量をＷC（質量％）、Ｓｉ含有量をＷSi（質量％）、Ｍｎ含有量をＷMn（質量％）、Ｃｒ含有量をＷCr（質量％）、Ｎｂ含有量をＷNb（質量％）、Ｖ含有量をＷV（質量％）、Ｃｕ含有量をＷCu（質量％）として、
１４００≦１５６２．３−｛１３３ＷC＋１４ＷSi＋５ＷMn＋１０（ＷNb＋ＷV）｝≦１４８０ ‥（１）
１０５０≦−３１．６−２００ＷC＋１４３ＷSi−１１１ＷMn＋６７ＷCr−９０（ＷNb＋ＷV） ‥（２）
３ＷCr＋１１８ＷCu＞５５ ‥（３）
及び
７９２＋４７ＷC−１３８ＷSi−１６ＷCr−２３（ＷNb＋ＷV）≦３００ ‥（４）

（１）式は鋼の融点を規制するためのものであり、上記（１）式が上限値を超えると、融点が高くなりすぎ、その分、鋳造温度も高く設定しなければならなくなる。鋳造温度が高くなると、鋳型(砂＋バインダ)の劣化により鋳型の結合力が低下し、砂が鋳造物に混入する、いわゆる砂噛みが生じやすくなる。砂噛みが生じると、切削加工時に工具寿命を短くすることにつながり、また、製品自体も不良品と判別される確率が高くなる。他方、（１）式が下限値未満になると、融点の低減効果が飽和し、合金元素の添加量が増える分だけコスト増につながる。

（２）式は、鋼のα→γ変態点を規定するためのものであり、高温での熱疲労特性を確保するため、鋳物の使用温度範囲で上記の変態がなるべく生じぬよう、その下限値を１０５０に設定してある。また、（３）式を充足させることで、硫酸露点腐食に対する耐性を一層向上することができる。

また、（４）式は耐浸炭性に影響を与える成分の組成をより適正化するための条件を示すものである。具体的には、上記（４）式を充足するようにＣ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｎｂ及びＶの各成分の組成を調整することで、望まざる浸炭の進行が抑制され、鋳物最表面の硬さを例えば３００Ｈｖ以下に維持することが可能となる。

Ｗ：０．１０質量％以上５．００質量％以下
Ｗは、鋼マトリックスに固溶して高温強度を高める働きをなす。しかし、上記の下限値未満では効果が不十分となる。Ｗの下限値は、望ましくは０．５０質量％とするのがよい。また、上限値を超えると鋼の延性が低下して、耐衝撃性等の低下につながる。Ｗの上限値は、望ましくは４．００質量％、より望ましくは３．００質量％とするのがよい。

Ｎｉ：０．１０質量％以上５．００質量％以下
Ｎｉは、鋼マトリックスに固溶して高温強度を高める働きをなす。しかし、上記の下限値未満では効果が不十分となる。上限値を超えるとα→γ変態温度が低くなり、使用可能な上限温度が低下する。Ｎｉの上限値は、望ましくは３．００質量％、より望ましくは１．００質量％とするのがよい。

Ｃｏ：０．０１質量％以上５．００質量％以下
Ｃｏは、鋼マトリックスに固溶して高温強度を高める働きをなす。しかし、上記の下限値未満では効果が不十分となる。Ｃｏの下限値は、望ましくは０．０５質量％とするのがよい。また、高価な元素なので、上記のごとき上限値とする。Ｃｏの上限値は、望ましくは３．００質量％とするのがよい。

Ｍｏ：０．０５質量％以上５．００質量％以下
Ｍｏはフェライト安定化元素であり、α→γ変態を上昇させる効果に優れる。しかし、上記の下限値未満では効果が不十分となる。また、上限値を超えると鋼の延性が低下して、耐衝撃性等の低下につながる。Ｍｏの上限値は、望ましくは３．００質量％、より望ましくは１．００質量％とするのがよい。

Ｓ：０．０１質量％以上０．５０質量％以下
ＳはＭｎ系硫化物を形成し、被削性を向上させる。上記の下限値未満では効果が不十分となる。Ｓの下限値は、望ましくは０．０３質量％とするのがよい。また、上限値を超えると、延性、耐酸化性及び高温疲労強度の低下につながる。Ｓの上限値は、望ましくは０．１０質量％とするのがよい。

Ｎ：０．０１質量％以上０．１５質量％以下
Ｎは高温強度の向上に効果がある。しかし、上記の下限値未満では効果が不十分となり、上限値を超えると、延性の低下につながる。

Ｐ：０．５０質量％以下に制限
Ｐの含有量は、耐酸化性及び高温疲労強度を低下させるので、上記の上限値以下に制限するのがよく、より望ましくは０．１０質量％以下に制限するのがよい。

Ｂ：０．００５質量％以上０．１００質量％以下
Ｂの添加は被削性の改善に効果がある。上記の下限値未満では効果が不十分となり、上限値を超えると、高温疲労強度の低下につながる。

Ｃａ：０．００５質量％以上０．１００質量％以下
Ｃａの添加は被削性の改善に効果がある。上記の下限値未満では効果が不十分となり、上限値を超えると、高温疲労強度の低下につながる。

Ｔａ：０．０１質量％以上１．００質量％以下
Ｔａは安定なＴａＣを生成し、α→γ相変態を上昇させる効果が有り、かつ高温強度を向上させる働きがあるため、使用上限温度をさらに向上させたい場合には添加してもよい。その場合、０．０１質量％以下ではその効果が現れないので下限を０．０１質量％とする。しかし、１．００質量％以上添加してもその効果が現れないばかりでなく延性の著しい低下を招くので上限を１．００質量％とする。

Ｔｉ：０.０１質量％以上１．００質量％以下
Ｔｉは安定なＴｉＣを生成し、α→γ相変態を上昇させる効果が有り、かつ高温強度を向上させる働きがあるため、使用上限温度をさらに向上させたい場合には添加してもよい。その場合、０．０１質量％以下ではその効果が現れないので下限を０．０１質量％とする。しかし、１．００質量％以上添加してもその効果が現れないばかりでなく延性の著しい低下を招くので上限を１．００質量％とする。

Ａｌ：０．０１質量％以上１．００質量％以下
Ａｌはフェライトを安定させ、α→γ相変態を上昇させる効果が有り、かつ高温強度を向上させる働きがあるため、使用上限温度をさらに向上させたい場合には添加してもよい。その場合０．０１質量％以下ではその効果が現れないので下限を０．０１質量％とする。しかし、１．００質量％以上添加してもその効果が現れないばかりでなく湯流れ性の低下により鋳造欠陥が生じやすくなり、また延性の著しい低下も招くので上限を１．００質量％とする。

Ｚｒ：０．０１質量％以上０．２０質量％以下
Ｚｒはフェライトを安定させ、α→γ相変態を上昇させる効果が有り、かつ高温強度を向上させる働きがあるため、使用上限温度をさらに向上させたい場合には添加してもよい。その場合０．０１質量％以下ではその効果が現れないので下限を０．０１質量％とする。しかし、０．２０質量％以上添加してもその効果が現れないばかりでなく延性の著しい低下を招くので上限を０．２０質量％とする。

その他の各元素の、本発明の効果が達成不能とならない範囲での含有許容量は以下の通りである（希ガス元素、人工元素及び放射性元素の含有は現実的でないので除外してある）。
Ｈ、Ｌｉ、Ｎａ、Ｋ、Ｒｂ、Ｃｓ、Ｆｒ：各０．０１質量％以下
Ｂｅ、Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ：各０．０１質量％以下
Ｈｆ：各０．１質量％以下
Ｔｃ、Ｒｅ：各０．０１質量％以下
Ｒｕ、Ｏｓ：各０．０１質量％以下
Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕ：各０．０１質量％以下
Ｚｎ、Ｃｄ：各０．０１質量％以下
Ｇａ、Ｉｎ、Ｔｌ：各０．０１質量％以下
Ｇｅ、Ｓｎ、Ｐｂ：０．１質量％以下
Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｔｅ：各０．０１質量％以下
Ｏ：０．０２質量％以下
Ｓｅ、Ｔｅ、Ｐｏ：各０．１質量％以下
Ｆ、Ｃｌ、Ｂｒ、Ｉ、Ａｔ：各０．０１質量％以下

図１〜図３は、本発明の薄肉鋳物部品として構成できる排気系部品の例を示すものである。図１はエキゾーストマニホールド１、図２はマニホールドコンバーター２、図３は、フロントパイプ３、フレキシブルパイプ４、コンバーターシェル５、センタパイプ６、メインマフラ７、テールエンドパイプ８を示す。特に、高温側のエキゾーストマニホールド１あるいはマニホールドコンバーター２への適用が有効である。前者については、例えば各気筒からの分岐管部１ａが、後者については筒状の本体壁部２ａが薄肉部として形成される。

図７は、減圧吸引鋳造方法の実施方法の一例を示すものである。鋳型１１はいずれも砂型からなる上型１２と下型１３とを備え、上型１２は下型１３上に型あわせされ、製造すべき部品形状に対応したキャビティを形成する。具体的には、図示しない搬送装置で鋳型１１を搬送し、載置台２１上に載置する。チャンバ３１は上側チャンバ３２と下側チャンバ３３とに２分割されており、載置台２１の回りには下側チャンバ３３が配置されていて、下側チャンバ３３は昇降装置４１上に載置されている。下型１３の外周面は吸湯口１３ａの近辺を除き下方へ向かい狭小となる傾斜面１３ｂに形成されており、下側チャンバ３３の内周下部は下型１３の傾斜面１３ｂと対応して下方へ向かい狭小となる傾斜面３３ａに形成されている。以上は図７の工程１の状態である。

図７の工程１の状態で、昇降装置４１を作動させ、下側チャンバ３３を上昇させて、下側チャンバ３３の傾斜面３３ａを下型１３の傾斜面１３ｂに当接させる。下型１３は吸湯口１３ａの近辺を除きその全外周面が下側チャンバ３３に摺嵌され、下側チャンバ３３で覆われた状態となる。下側チャンバ３３の直上には図示しない吊下げ装置で吊下げられた上側チャンバ３２が配置されている。上側チャンバ３２の上面には吸気口５１が開設されており、吸気口５１は制御弁５２を介し真空ポンプ５３へと接続されている。また上側チャンバ３２の上面にはシリンダ機構６１が装備されており、シリンダ機構６１のシリンダロッド６２は上側チャンバ３２の上面を貫通していて、その下端部に押圧部材６３が取付けられている。以上は図７の工程２の状態である。

図７の工程２の状態で、図示しない吊下げ装置を作動させ、上側チャンバ３２を下降させて、上側チャンバ３２を下側チャンバ３３上に載置し、上側チャンバ３２と下側チャンバ３３とをその両フランジ部でボルトとナットとにより取付ける。かくしてチャンバ３１が形成されるが、この状態でシリンダ機構６１を作動させ、シリンダロッド６２を介し押圧部材６３を下降させて、上型１２に当接させ、上型１２を下型１３へと押圧して双方を密着させると同時に下型１３を下側チャンバ３３へと押圧して双方の傾斜面１３ｂ，３３ａを密着させる。かくして上型１２と下型１３とで鋳型１１が形成され、鋳型１１はチャンバ３１に支持される。以上は図７の工程３の状態である。

図７の工程３の状態で、図示しない吊下げ装置を作動させ、鋳型１１を支持したチャンバ３１を上昇させ、誘導加熱炉７１で溶解中の溶湯７２の直上まで移動させる。そしてさらに図示しない吊下げ装置を作動させ、鋳型１１を支持したチャンバ３１を下降させ、下型１３の吸湯口１３ａを溶湯７２中へ浸漬する。この状態で真空ポンプ５３を作動させ、制御弁５２及び吸気口５１を介しチャンバ３１内を減圧雰囲気とする。鋳型１１は多孔質であり、チャンバ３１内を減圧すれば該鋳型の壁部を介してキャビティ内も減圧され、溶湯７２が該キャビティ内に吸い上げられる。以上は図７の工程４の状態である。以下は減圧吸引鋳造方法の常法にしたがい、冷却、脱型、仕上げ等を経て鋳物を得るが、下型１３の吸湯口１３ａを溶湯７２中へ浸漬する前に、通常はチャンバ３１から露出している下型１３の吸湯口１３ａの近辺をシール材で覆う。

（実施例１）
表１〜表３に示す合金組成が得られるように原料を配合し、１５０ｋｇ高周波誘導炉で溶解し、上記の減圧吸引鋳造法（平均減圧勾配：１×１０^−２Ｐａ／ｓｅｃ）により図５の形状に鋳込成形した。鋳塊試料は長さが２６０ｍｍ、重量が約１４ｋｇであり、先端部は厚さ５ｍｍの薄肉部となっている。上記薄肉部における溶湯の冷却速度（８００℃までの平均値）は２０℃／分以上であることを、事前のシミュレーションにより確認している。その後、鋳型を解体して鋳物を取り出し、ショットブラストにより表面の砂を除去した後、１０００℃にて１時間均質化の熱処置を行い、空冷した。なお、組成表中の「−」は分析限界値以下の含有レベルであったことを示す。

得られた鋳塊試料については、鋳造性評価として、試験片の採取に支障を来たすような顕著な鋳造欠陥の有無を調査し、そのような欠陥があるものを「×」、ないものを「○」で評価するとともに、「○」評価のものについては、更にＸ線ＣＴにより直径１ｍｍ以上の鋳造欠陥の発生数を特定した（結果は「○」の隣に、確認できた発生数を示す数字にて示した）。

また、合金の融点を示差熱分析（ＤＴＡ：昇温速度１０℃／分）にて測定した。組織中の形成相はＸ線回折により特定した。いずれの試料についても、薄肉部を厚さ方向と平行に切断し、断面を研磨して組織観察したところ、組織は典型的な等軸晶組織を示していることを確認できた。そして、該断面にて、各結晶粒子の輪郭線を周知の画像解析により特定し、各粒子の粒径を円換算直径として測定し、その平均値を求めて平均結晶粒径とした。

また、上記の鋳塊試料の薄肉部から標点間距離６０ｍｍ、平行部厚さ３ｍｍ、幅１２．５ｍｍの試験片を切り出し、設定温度９００℃及び１０００℃にて高温引張試験を行なうとともに、その応力−歪曲線から、０．２％耐力、引張強さ及び伸びの値を読み取った。他方、鋳塊試料の薄肉部からは、外径１８ｍｍ、エッジ角度３０°、厚さ３ｍｍの円板型試験片を切り出し、ＪＩＳ：Ｚ２２７８に規定の方法により高温疲労特性を評価した。具体的には、円板型試験片を９００℃の高温流動層に３分浸漬し、その後、１５０℃の低温流動層に４分間浸漬するサイクルを１０００回繰り返した後、試験片の周縁部に発生した割れ長さの総和を調べるとともに、試験片の厚さの変化を測定した。

さらに、耐硫酸露点腐食性については、寸法（厚さ３ｍｍ×幅１０ｍｍ×長さ４０ｍｍ）の試験品を切り出し、硫酸−水系の気液平衡状態（圧力１０１３２５Ｐａ、温度１００℃）での硫酸浸漬試験を、硫酸濃度５０質量％にて６時間行い、腐食減量を測定し、単位時間、単位面積当りの腐食速度を算出して耐硫酸腐食性を評価した。なお、耐硫酸腐食性の目標値は５０ｍｇ・ｃｍ^−２・ｈｒ^−１であり、この値が小さいほど耐硫酸腐食性が良好であることを意味する。以上の結果を表４〜表６に示す。

また、被削性に関しては、フランジ型で、円周方向に１２０°間隔で３箇所に突起部を形成した試験片を別途鋳造し、超硬合金工具（ＪＩＳ：Ｂ４５０３、Ｐ３０、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ被覆品）を用い、以下の条件にて各試験品の旋削加工を行なった。
・旋削速度：１２０ｍ／分
・１回転当たりの工具送り量：０．３ｍｍ／回転
・切り込み深さ：２．５ｍｍ
・切削性／工具寿命：切削工具に生ずる最大フランク磨耗量が２００μｍとなる切削長さの値を工具寿命として評価した。工具寿命が長いほど切削性が良好であることを意味する。

以上の結果によると、本発明にて規定する組成範囲内のフェライト系ステンレス鋳鋼を使用することで、いずれも減圧吸引鋳造法により健全な薄肉部の形成が可能であり、かつ、その平均結晶粒径を５０μｍ以上４００μｍ以下に調整できた。いずれも、高温強度及び高温疲労特性に優れていることがわかる。また、Ｃｕを添加した組成では、耐硫酸露点腐食性が格段に向上していることがわかる。

なお、減圧吸引鋳造法によれば、薄肉部を５ｍｍ未満の厚さに形成することも全く問題なく可能である（例えば２ｍｍ〜４ｍｍ）。この場合、冷却速度はさらに大きくなるが、得られる平均結晶粒径は５ｍｍ厚さの場合とほぼ同等か、改善されても３０％程度までである。

（実施例２）
表１〜表３に示す合金組成のうち、表７に示すごとく、番号２，３，６，２１，２４，２６，３２の７つの組成をピックアップし、比較例として、図６に示す薄肉部を有さない通常のＪＩＳＡ号の舟形鋳塊試料を、非減圧による通常の上注ぎ法にて鋳造した。なお、シミュレーションにより得られたこの場合の冷却速度は、鋳塊先端部の表面では１６℃／分であり、厚さ方向中央部では１５℃／分となった。

この比較例の舟形の鋳塊試料を用いて、実施例１と同様に、結晶粒径、高温引張試験特性及び高温疲労特性の評価を行なった。該結果を、実施例１の減圧吸引鋳造法により形成した薄肉部における評価結果と対比して、表８に示す。

比較例との対比により、減圧吸引鋳造法により薄肉化した実施例では、平均結晶粒径が大幅に小さくなっており、高温引張試験特性及び高温疲労特性の改善効果が非常に著しいことがわかる。

本発明の薄肉鋳物部品の第一例を示す斜視図。本発明の薄肉鋳物部品の第二例を示す斜視図。本発明の薄肉鋳物部品の第三例を示す斜視図。薄肉部の概念図。薄肉部を有した鋳塊試料の斜視図。薄肉部を有さない鋳塊試料の斜視図。減圧吸引鋳造法の一例を示す工程説明図。

符号の説明

１エキゾーストマニホールド（薄肉鋳物部品）
２マニホールドコンバーター（薄肉鋳物部品）
３フロントパイプ（薄肉鋳物部品）
４フレキシブルパイプ（薄肉鋳物部品）
５コンバーターシェル（薄肉鋳物部品）
６センタパイプ（薄肉鋳物部品）
７メインマフラ（薄肉鋳物部品）
８テールエンドパイプ（薄肉鋳物部品）

Claims

Ｃ：０．１０質量％以上０．５０質量％以下、
Ｓｉ：１．００質量％以上４．００質量％以下、
Ｍｎ：０．１０質量％以上３．００質量％以下、
Ｃｒ：８．０質量％以上３０．０質量％以下、
Ｎｂ及びＶの一方又は双方の合計：１．１質量％以上５．０質量％以下、を含有し、残部組成がＦｅ及び不可避不純物とからなり、下記の式（１）、（２）、（４）を満足するフェライト系ステンレス鋳鋼からなり、厚みが１ｍｍ以上５ｍｍ以下の薄肉部を有するとともに、該薄肉部の組織におけるフェライト相の平均結晶粒径が５０μｍ以上４００μｍ以下であることを特徴とする薄肉鋳物部品。
Ｃ含有量をＷC（質量％）、Ｓｉ含有量をＷSi（質量％）、Ｍｎ含有量をＷMn（質量％）、Ｃｒ含有量をＷCr（質量％）、Ｎｂ含有量をＷNb（質量％）、Ｖ含有量をＷV（質量％）として、
１４００≦１５６２．３−｛１３３ＷC＋１４ＷSi＋５ＷMn＋１０（ＷNb＋ＷV）｝≦１４８０ ‥（１）
１０５０≦−３１．６−２００ＷC＋１４３ＷSi−１１１ＷMn＋６７ＷCr−９０（ＷNb＋ＷV） ‥（２）
７９２＋４７ＷC−１３８ＷSi−１６ＷCr−２３（ＷNb＋ＷV）≦３００ ‥（４）
ガソリンエンジン又はディーゼルエンジンの排気系部品として構成された請求項１に記載の薄肉鋳物部品。
前記フェライト系ステンレス鋳鋼は、Ｃｕ：０．０２質量％以上２．００質量％以下を含有する請求項１又は請求項２に記載の薄肉鋳物部品。
前記フェライト系ステンレス鋳鋼は、Ｃｒ含有量をＷCr（質量％）、Ｃｕ含有量をＷCu（質量％）として、
３ＷCr＋１１８ＷCu＞５５ ‥（３）
を充足する請求項３記載の薄肉鋳物部品。
ディーゼルエンジンの排気系部品として構成された請求項３又は請求項４に記載の薄肉鋳物部品。
前記フェライト系ステンレス鋳鋼は、Ｗ：０．１０質量％以上５．００質量％以下を含有する請求項１又は請求項２に記載の薄肉鋳物部品。
前記フェライト系ステンレス鋳鋼は、Ｎｉ：０．１０質量％以上５．００質量％以下を含有する請求項１又は請求項２に記載の薄肉鋳物部品。
前記フェライト系ステンレス鋳鋼は、Ｃｏ：０．０１質量％以上５．００質量％以下を含有する請求項１又は請求項２に記載の薄肉鋳物部品。
前記フェライト系ステンレス鋳鋼は、Ｍｏ：０．０５質量％以上５．００質量％以下を含有する請求項１又は請求項２に記載の薄肉鋳物部品。
前記フェライト系ステンレス鋳鋼は、Ｓ：０．０１質量％以上０．５０質量％以下を含有する請求項１又は請求項２に記載の薄肉鋳物部品。
前記フェライト系ステンレス鋳鋼は、Ｎ：０．０１質量％以上０．１５質量％以下を含有する請求項１又は請求項２に記載の薄肉鋳物部品。
前記フェライト系ステンレス鋳鋼は、Ｐの含有量が０．５０質量％以下に制限されてなる請求項１又は請求項２に記載の薄肉鋳物部品。
前記フェライト系ステンレス鋳鋼は、Ｂ：０．００５質量％以上０．１００質量％以下を含有する請求項１又は請求項２に記載の薄肉鋳物部品。
前記フェライト系ステンレス鋳鋼は、Ｔｉ：０．０１質量％以上１．００質量％以下を含有する請求項１又は請求項２に記載の薄肉鋳物部品。
前記フェライト系ステンレス鋳鋼は、Ａｌ：０．０１質量％以上１．００質量％以下を含有する請求項１又は請求項２に記載の薄肉鋳物部品。
前記フェライト系ステンレス鋳鋼は、Ｚｒ：０．０１質量％以上０．２０質量％以下を含有する請求項１又は請求項２に記載の薄肉鋳物部品。
請求項１ないし請求項１６のいずれか１項に記載の薄肉鋳物部品の製造方法であって、前記フェライト系ステンレス鋳鋼の溶湯を、前記薄肉部における８００℃までの冷却速度が２０℃／分以上１００℃／分以下となるよう、砂型を用いた減圧吸引鋳造法により部品形状に鋳造することを特徴とする薄肉鋳物部品の製造方法。