JP5483180B2 - フェライト系球状黒鉛鋳鉄及びその製造方法、並びにこれを用いた自動車の排気系部品 - Google Patents

Description

本発明は、フェライト系球状黒鉛鋳鉄及びその製造方法、並びにこれを用いた自動車の排気系部品に関する。

最近、自動車用エンジンのダウンサイジングが進み、より少ない排気量でより高いパフォーマンスを導き出すエンジンの開発が主流となっている。例えば、直噴ターボ仕様の小型車用エンジンなどで、１．４リッターの排気量で２．０リッタークラスの出力を得ているものもある。エンジンの小型化及び高出力化に伴い、排気ガス温度が上昇しており、９００℃を超えるのが通常となっている。このような高温の排気ガスに晒される自動車の排気系部品、例えばエキゾーストマニホールド（通称：エキマニ）においては、従来材より更に耐熱性が優れた材料開発が求められている。

高温の排気ガスに耐える材料としては、オーステナイト系球状黒鉛鋳鉄（ニレジスト）や耐熱鋳鋼が知られている。しかし、これらは高価なニッケルやクロム、ニオブ等を多量に含むために部品価格が極めて高価となり、消費者が求める低価格な軽四輪自動車などへは、適用が難しいという問題があった。

一方、ターボ仕様の小型車では、耐熱鋼板や耐熱鋼管をプレス加工した後、溶接によって成形する板金エキマニが一部採用されている。しかし、排気ガス浄化性能を高めるため、触媒を内蔵した重量物であるキャタリストケースをエキゾーストマニホールドの極力近くに配置させる必要があることや、エキゾーストマニホールドとキャタリストケースの間に重量物であるターボユニットを締結させなければならないなど、レイアウト上の制約がある。よって、形状自由度が高く、剛性設計が容易な鋳造製のエキゾーストマニホールドが未だ多く使用されている。

排気ガス温度域での高温物性の向上を図った鋳鉄の例としては、例えば特許文献１がある。特許文献１が示す球状黒鉛鋳鉄は、４００℃付近の中温脆化域での延性に優れていることが記載されている。しかし、特許文献１の球状黒鉛鋳鉄は、共析変態温度が低く、かつ人体や環境に対して極めて有害なＡｓを含有していた。

耐熱疲労性に優れ、８００℃を超える温度で使用可能な黒鉛含有耐熱鋳鉄も知られている（特許文献２）。しかし、該黒鉛含有耐熱鋳鉄は、高価なレアメタルであるＭｏを最大で５.５重量％含むため素材コストが高く、共晶凝固完了までに粗大なＭｏ炭化物を晶出させるので機械加工性も劣化するという問題があった。また、基地のパーライト率が高くなって硬さが増し、延性が著しく低下してしまっていた。また、該黒鉛含有耐熱鋳鉄はＡ_ｃ１変態温度が８４０℃と低いため、９００℃レベルの排気ガス温度域では熱変形量が大きくなることが予測された。

特許文献３に示されるフェライト系球状黒鉛鋳鉄（以下、従来材という）は、価格的に安価であり、排気ガス温度が比較的高いターボ仕様の軽四輪車用のエキゾーストマニホールドに広く使用されてきた。しかし、かかるフェライト系球状黒鉛鋳鉄を用いた場合でも、新しく開発されたエンジンによる９００℃を超える過酷な排気ガス温度領域では、エキゾーストマニホールドの熱変形（塑性変形）による排気ガスの吹き抜けが起こる可能性があった。ここで、図１に示されるように、通常、エキゾーストマニホールド１１の一方にはターボフランジ１２が形成されており、ターボガスケット１５を介してターボチャージャ締結ボルト１３によりターボユニットへ連結される。また、エキゾーストマニホールド１１の他方には、シリンダヘッドフランジ１４が形成されており、シリンダヘッドガスケット１７を介してシリンダヘッド側に組み込まれているスタッドボルト１８と締結ナット１９の他、締結ボルト２２によりシリンダヘッドと連結される。

従来材を用いたエキゾーストマニホールド１１で排気ガスの吹き抜けを防止するためには、ターボユニットと締結するためのエキゾーストマニホールド１１のターボフランジ１２部の肉厚を厚くする必要があった。しかし、該ターボフランジ１２部の肉厚を厚くすると、エキゾーストマニホールド１１とターボチャージャ締結ボルト１３との間に「リラクゼーション現象」が起こる場合があるという問題があった。この「リラクゼーション現象」では、鋳鉄製のエキゾーストマニホールド１１と、耐熱鋳鋼製のターボチャージャ締結ボルト１３との線膨張係数の差により、エキゾーストマニホールド１１側のボルト座面圧が上昇し、高温域で座面が塑性変形域まで圧縮されるとその後の冷却によってボルト軸力が低下する。このような現象が起こると、締結ボルトの疲労破壊や、ガスケット界面から高温排気ガスの吹き抜けが起こりやすくなり、軸力やボルト材質など締結条件の最適化と管理が難しくなるという問題があった。なお、図１において、１９はシリンダヘッドガスケット１７を介してエキゾーストマニホールド１１をシリンダヘッドに組み付けるため、予めシリンダヘッド側に組み込まれたスタッドボルト１８に締結される締結ナットである。また、２０は、エキゾーストマニホールドの振動による共振を防ぐためエキゾーストマニホールド１１と車体または排気系後流部品の一部とを締結するためのスティフナーである。さらに、２２はエキゾーストマニホールド１１をシリンダヘッドガスケット１７を介してシリンダヘッドへ取り付けるための締結ボルトである。

以上の実情から、低コストで、かつ従来の簡便な生産手法によって製造しうる高温耐力（＝圧縮耐力を含む０．２％耐力）と高温クリープ特性（ここでは、最小クリープ速度、クリープ破断寿命）により優れた耐熱鋳鉄材料の開発が望まれていた。

特開平１０−１９５５８７号公報 国際公開第０５／０８５４８８号 特許第３９３６８４９号公報

本発明は、上記問題点に鑑みてなされたものであり、高温強度と耐熱疲労性がさらに向上し、かつ切削性も改善されたフェライト系球状黒鉛鋳鉄及びその製造方法、並びにこれを用いた自動車の排気系部品を提供することを目的とする。

本発明は、上記問題点を解決するためになされたものである。すなわち、本発明は、一面によれば、フェライト系球状黒鉛鋳鉄であって、質量％で、Ｃ：３．０〜３．６％、Ｓｉ：４．０〜４．４％、Ｍｏ：０．３〜０．７％、Ｖ：０．２〜０．５％、及びＷ：０．０９〜１．１％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる。

上記発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、その一形態において、前記Ｗの含有量が、０．０９〜０．６％であることが好適である。

上記発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、その一形態において、前記Ｓｉ及びＷの含有量の合計が、４．７％以下であることが好適である。

上記発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、その一形態において、基地パーライト面積が３０％以下であり、かつ黒鉛球状化率が８０％以上であることが好適である。

上記発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、別の形態において、上記フェライト系球状黒鉛鋳鉄を熱処理して得られるフェライト系球状黒鉛鋳鉄であって、前記熱処理が、前記フェライト系球状黒鉛鋳鉄の鋳造後に、Ａ_ｃ１変態開始温度−７０℃からＡ_ｃ１変態開始温度の間の温度に０．２〜２時間保持した後、空冷または５℃／分以下の冷却速度でＡ_ｒ１変態終了温度以下まで徐冷することを含むことが好適である。

上記発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、その一形態において、前記Ｓｉ及びＷの含有量の合計が、５．４５質量％以下であることが好適である。

上記発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、その一形態において、Ｍｏ及びＷを固溶したＶ_８Ｃ_７粒子によって分散・析出強化されたフェライト系球状黒鉛鋳鉄であって、前記Ｖ_８Ｃ_７粒子が、フェライト内部に面積率２〜１０％で析出しており、５０〜２３０ｎｍの粒子径を有することが好適である。

本発明は、別の側面で、上記フェライト系球状黒鉛鋳鉄を用いて製造される自動車の排気系部品である。前記排気系部品は、エキゾーストマニホールド、タービンハウジング、ターボハウジング、ターボハウジングアウトレットパイプ、又はターボハウジング一体型エキゾーストマニホールドであることが好適である。

本発明は、別の側面で、フェライト系球状黒鉛鋳鉄の製造方法であり、質量％で、Ｃ：３．０〜３．６％、Ｓｉ：４．０〜４．４％、Ｍｏ：０．３〜０．７％、Ｖ：０．２〜０．５％、及びＷ：０．０９〜１．１％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる溶湯を鋳造する工程と、鋳造後に熱処理を行う工程とを含み、前記熱処理が、前記フェライト系球状黒鉛鋳鉄の鋳造後に、Ａ_ｃ１変態開始温度−７０℃からＡ_ｃ１変態開始温度の間の温度に０．２〜２時間保持した後、空冷または５℃／分以下の冷却速度でＡ_ｒ１変態終了温度以下まで徐冷することを含む。

本発明によれば、高温強度と耐熱疲労性がさらに向上し、かつ切削性も確保されたフェライト系球状黒鉛鋳鉄とその製造方法、並びにこれを用いた自動車の排気系部品が提供される。該フェライト系球状黒鉛鋳鉄を自動車の排気系部品、特にエキゾーストマニホールドに用いることにより、エキゾーストマニホールドの耐久性及び信頼性をさらに高めることができる。よって、該フェライト系球状黒鉛鋳鉄は、熱負荷の高いガソリンエンジン用エキゾーストマニホールドはもとより長距離走行に使用されるディーゼルエンジン（トラック、バスなどのエンジンを含む）用のエキゾーストマニホールド等にも採用することが可能となる。排気系部品の中ではエキゾーストマニホールドが最も熱負荷が高く、エキゾーストマニホールドの後方部品ではより熱負荷は小さくなるためタービンハウジングやターボアウトレットパイプ、またはタービンハウジングとエキゾーストマニホールドが一体となったマニターボにも採用することができる。

エキゾーストマニホールドの形状の一例と、その周辺部品との連結を説明する図である。 Ａ_ｃ１変態温度を説明する図である。 供試材作製用のＹブロックを示す図である。 引張特性の評価に用いた試験片の形状を示す図である。 ８００℃での引張特性（０．２％耐力、引張強さ、破断伸び）を示す図である。 Ｗの含有量と室温での破断伸びとの関係を示す図である。 Ｗを含む鋳鉄のＳｉの含有量と室温での破断伸びとの関係を示す図である。 ＳｉとＷの含有量の合計と、室温での破断伸びとの関係を示す図である。 実施材のＷの含有量と８００℃での高温引張特性との関係を示す図である。 実施材のＷ含有量と硬さとの関係を示す図である。 クリープ試験に用いた試験片の形状を示す図である。 ８００℃におけるクリープ破断時間を示す図である。 ＴＭＡによる熱分析結果を示す図である。 熱処理パターン１を示す図である。 熱処理前後の各実施材の金属組織の変化を示す図である。 熱処理パターン２を示す図である。 ８３０℃で熱処理した実施材６の金属組織の変化を示す図である。 実施材３で発見された析出物のＴＥＭ観察結果を示す図である。 実施材３で発見された析出物のＥＤＸ分析結果を示す図である。

以下に、本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄について、さらに詳細に説明する。従来材は、Ｍｎ、Ｍｏなどの固溶強化とＶの添加による硬質なＶＣ系炭化物の析出強化を併用することにより優れた耐熱性を有する低合金鋳鉄である。本発明者は、上記課題を解決するために、基地フェライトを固溶強化するか、又は高温暴露後もＶＣ系炭化物より安定な析出物を基地内へ均一に分散・析出させることができる第２の元素を添加した新たな組成とすることが重要であると考えた。第２の元素としては、フェライトからオーステナイトに相変態する際の共析変態温度を大きく低下させないものであることも重要である。

本発明者らは、鋭意検討した結果、Ｗを第２の元素として添加することにより、本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄を開発するに至った。すなわち、本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、質量％で、Ｃ：３．０〜３．６％、Ｓｉ：４．０〜４．４％、Ｍｏ：０．３〜０．７％、Ｖ：０．２〜０．５％、及びＷ：０．０９〜１．１％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる。不可避不純物としては、好ましくは、Ｍｎが０．３５％以下、Ｃｕが０．３％以下、Ｓｎが０．０３％以下、Ｓが０．０１%以下、Ｃｒが０．０２%以下とする。Ｐは、０．１％以下とするが、好ましくは０．０３〜０．０６%である。Ｗを添加し、上記組成とすることにより、高温強度が改善し、耐熱疲労性が向上したフェライト系球状黒鉛鋳鉄が得られる。具体的には、上記組成とすることにより、以下の性質を有するフェライト系球状黒鉛鋳鉄が得られる。
［１］８００〜９００℃域での高温強度（引張強さ、０．２％耐力）が向上している。
［２］ボルトのリラクゼーションに対処可能なように、高温負荷時の最小クリープ速度が低減し、耐クリープ性が改善されている。
［３］Ａ_ｃ１変態開始温度が、排気ガス温度の高温域である９００℃以上である。

ここで、本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄の上記組成について、高温強度の向上と延性の確保、クリープ特性の改善、Ａ_ｃ１変態開始温度の確保の観点から、さらに詳細に説明する。

［高温強度の向上と延性の確保］
本発明者は、８００℃〜９００℃域における高温強度（引張強さ、０．２％耐力）を高めるためには、従来材の組成に、さらにＷを添加することが有効であることを見出した。従って、本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、Ｗを含有し、その含有量は、０．０９〜１．１質量％である。

排気系部品、特にエキゾーストマニホールドでは、加熱及び冷却が繰り返され、自由膨張と収縮が拘束される。従って、耐熱疲労性を考慮すると、破断伸びが３％以上であることが好ましい。Ｓｉは、含有量が高まると延性（破断伸び）が低下するという性質が知られている（例えば、特許文献３）。一方、Ｓｉは、フェライト系球状黒鉛鋳鉄の共析変態温度を高め、耐酸化性を高める上では不可欠な元素である。従って、Ｓｉの含有量は、４．０〜４．４質量％とする。Ｓｉの含有量をこの範囲とすることにより、共析変態温度を高めつつ、延性の低下を抑えることができる。

ここで、Ｗも同様に、含有量が高まると、破断伸びを減少させる性質を有することが分かった（図６）。３％以上の破断伸びを得るためには、Ｓｉの含有量が４．０質量％の場合、Ｗの含有量を０．６質量％以下に抑えることが好適である。従って、フェライト系球状黒鉛鋳鉄を熱処理を施さずに鋳放しで使用する場合は、破断伸びの低下を抑えるために、Ｗの含有量が０．０９〜０．６質量％であることが好ましい。Ｗの含有量は、より好ましくは、０．０９〜０．５質量％である。８００℃での高温強度は、Ｗの含有量が０．０９質量％から０．５質量％までは漸次増加するが、０．５質量％を超えると強度改善効果が少ないためである（図９）。

上述したように、Ｓｉの含有量が増加すると破断伸びが低下することが知られている。しかし、Ｗの含有量も多くなると破断伸びが低下するため、Ｓｉ含有量の低いフェライト系球状黒鉛鋳鉄でも含有するＷが高いと延性は低下する（図７）。よって、Ｓｉの含有量のみを調節することにより破断伸びを一定値以上に確保するのは困難である。これに対し、本発明者は、ＳｉとＷとの含有量の合計が、室温での破断伸びに極めて強く関与することを見出した（図８）。図８に示されるように、ＳｉとＷとの含有量の合計が増加すると破断伸びが低下する。従って、室温での破断伸びを３％以上確保するためには、ＳｉとＷとの含有量の合計が４．７質量％以下であることが好適である。より好ましくは、ＳｉとＷとの含有量の合計は、４．１〜４．７質量％である。延性が確保されることにより、加熱及び冷却の繰り返しによって起こる熱疲労に強くなり、排気系部品、例えばエキゾーストマニホールド等の信頼性が向上する。

Ｃの含有量は、３．０〜３．６質量％とする。Ｓｉの含有量が４．０〜４．４質量％の範囲であるため、Ｃの含有量が３．０質量％未満であると、炭素当量が共晶組成（４．２３）近くまで低下してしまうため、最終凝固部に共晶凝固特有の粗大な空隙（引け巣）を発生させたり、過冷によるチルが生じやすい。さらに、黒鉛球状化率が低下しやすいため部品性能が著しく損なわれる。また、Ｃの含有量が３．６％を超えると、炭素当量が５．０を超える場合があり、カーボンドロスやチャンキー黒鉛、爆発状黒鉛などを晶出させて機械的性質を劣化させる場合がある。ここで、炭素当量とは、全Ｃ含有量＋（Ｓｉ含有量＋Ｐ含有量）／３で表される。炭素当量を４．３〜５．０の範囲にすることにより、鋳鉄の凝固において安定した形状・サイズの初晶黒鉛を液相から排出できる効果がある。

Ｖは、室温から９００℃程度の高温までにおける強度を向上させる作用がある。Ｖは、高融点の微細なＶＣ系炭化物をフェライト内に析出させ、高温時でも発生応力に対して転位の移動を阻害するため、高温強度（特に耐力）の改善に大きく寄与する。本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、Ｖを含有しており、その含有量は０．２〜０．５質量％である。Ｖの含有量が０．２〜０．５質量％の範囲であれば、延性を損なうことなく、高温強度を改善できる。Ｖの含有量が０．５質量％を超えると、高温強度の改善効果は少なくなり粗大なバナジウム炭化物が共昌セル間に偏析を起こすため、逆に硬度の増加や脆化を促進させる場合がある。

Ｍｏは、Ｖと同様に高温での機械的性質、特に耐力を向上させる作用がある。本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、Ｍｏを０．３〜０．７質量％含有する。Ｍｏは、フェライトを固溶強化する元素であるが、その含有量が０．３質量％未満であると、その添加効果が小さい場合があり、０．７質量％を超えると、室温時の硬度が上昇し、伸びを低下させる。特に、Ｍｏの含有量が１．０質量％を超えると、球状黒鉛鋳鉄のパーライト率が増大し、硬度の上昇と著しい伸びの低下が引き起こされる場合がある。球状黒鉛鋳鉄における基地パーライトは、高温に加熱されると分解し黒鉛成長の要因となるため、パーライト面積率の高い球状黒鉛鋳鉄を、自動車の排気系部品に用いた場合、エンジン稼働時の高温加熱によって排気系部品の永久膨張（成長現象）を招くおそれがある。また、パーライトの粗大析出物は、耐衝撃性を低下させる場合がある。

不可避不純物としては、好ましくは、Ｍｎが０．３５％以下、Ｃｕが０．３％以下、Ｓｎが０．０３％以下、Ｃｒが０．０２％以下とする。これらの元素は、基地パーライトの面積率を高めて延性を低下させる。黒鉛成長を抑制する上でも上記の範囲内で抑制した方がよい。また、好ましくは、Ｓは０．０１％以下とする。Ｓは典型的な黒鉛球状化の阻害化元素であるためである。Ｐは、０．１％以下とするが、好ましくは０．０３〜０．０６％である。Ｐが０．１％を超えると低融点（＝９５５℃）で硬質のＦｅ_３Ｐが粒界に多く晶出するようになり、室温での著しい脆化や高温強度の劣化を招く場合がある。なお、Ｐは鋳造性を考慮すると含有量は０．０３〜０．０６質量％含有した方が好ましい。

本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、上記組成を有することにより、該フェライト系球状黒鉛鋳鉄が、基地パーライト面積率が４０％以下、好ましくは３０％以下であり、かつ黒鉛球状化率が８０％以上である。よって、本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、延性を確保しつつ、高温強度が改善しているという効果を奏する。また、本発明における低合金鋳鉄の強度向上のメカニズムは、従来材が持つＭｏの固溶強化とＶの添加によるＶＣ炭化物粒子の析出強化であるのに対し、本発明では、例えば析出物面積率が２〜１０％であって、ＭｏとＷを固溶した粒子径５０〜２３０ｎｍサイズのＶ_８Ｃ_７粒子による析出強化である。

［クリープ特性の改善］
鋳鉄製のエキゾーストマニホールドとそれを締結する耐熱鋼製ボルトは、線膨張係数や圧縮耐力が異なるため締結後のリラクゼーション（＝ボルトの軸力低下）に対処する必要がある。例えば、図１のスタッドボルト１８は冷却機構を有するアルミシリンダヘッドに予め組み込まれたボルトであって９００℃を超える排気ガスがエキゾーストマニホールド１１内に排出されても昇温度合いは低く膨張量も少ない。一方、これと締結ナット１９によって締結されるエキゾーストマニホールド１１は上記シリンダヘッドとはシリンダヘッドガスケット１７を介して締結されるため熱負荷が高く膨張量も大きい。よって、高温時においてエキゾーストマニホールド１１のシリンダヘッドフランジ１４には締結ナット１９によって締結座面に強い圧縮応力が作用し続ける。ここで、エキゾーストマニホールド材のクリープ速度が大きいと長時間の運転によってシリンダヘッドフランジ１４の締結座面が塑性変形して座屈し、その後の運転停止などで冷却が進むとエキゾーストマニホールド１１側も収縮するために座面圧の低下（＝軸力低下）が発現してしまう。こうした状況下では、シリンダヘッドフランジ１４面からの高温排気ガスの吹き抜けが生じやすくなり、ターボ加給性能や触媒浄化性能を低下させてしまう。よって、エキゾーストマニホールド材料にも高温時の最小クリープ速度が小さく、クリープ破断時間の長い性質が求められる。
ここで、最小クリープ速度とは、クリープ曲線上において、遷移域から定常域にかけて現出する最小のクリープ速度のことである。最小クリープ速度とクリープ破断時間の積は常に一定となる（＝モンクマングラントの法則）ため、最小クリープ速度は耐クリープ性評価の重要因子である。

フェライト系球状黒鉛鋳鉄におけるＳｉは、その含有量が多くなるにつれ高温時の引張強度は向上する傾向を示すがクリープ特性にはあまり寄与しない。しかし、本発明者は、このようなＳｉを多く含むフェライト系球状黒鉛鋳鉄において、Ｗの添加が最小クリープ速度を低減し、実用上、最も多く使用される８００℃域の高温クリープ特性を改善するために極めて有効であることを見出した。従って、本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、Ｗを０．０９〜１．１質量％含有することにより、高温における耐クリープ性に優れ、特に、エキゾーストマニホールドと締結用ボルトとの間に生じるリラクゼーション現象を低減することができるという効果を奏する。

［Ａ_ｃ１変態開始温度の確保］
図２（ｂ）に示されるように、フェライト系球状黒鉛鋳鉄は、昇温によりＡ_ｃ１変態温度を超えるとオーステナイトへ変態する。この共析変態の過程では、共析変態域でのＴＭＡ曲線の接線ｎの傾きがマイナスに転じ、フェライト系球状黒鉛鋳鉄の体積は一旦収縮する。共析変態が完了した後はオーステナイト特有の線膨張係数により大きく膨張・変形する。オーステナイト域ではフェライト域と比較して線膨張率が大きいことは、図２（ｂ）のフェライト域でのＴＭＡ曲線の接線ｌとオーステナイト域でのＴＭＡ曲線の接線ｍとを比較すれば明らかである。高温加熱と冷却が繰り返される環境下で、相変態が繰り返されると、大きな変態ひずみが発生し、熱疲労破壊が問題となる。従って、このＡ_ｃ１変態温度をエキゾーストマニホールドの実使用温度域外へと高めることは、エキゾーストマニホールド自体の変形抑制や耐熱疲労性向上にも寄与する。ここで、図２（ｂ）に示されるフェライト域からオーステナイト域へのＡ_ｃ１変態は、図２（ａ）に示される熱機械分析（ＴＭＡ）の分析結果のＰ部分に相当する。

Ａ_ｃ１変態開始温度は、Ｓｉの含有量を増加させるに従って上昇する。本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、Ｓｉを４．０〜４．４質量％含有する。Ｓｉを４．６質量％より多く添加すると、延性が著しく低下する場合があるためである。Ｓｉ含有量を上記範囲とすることにより、本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は９００℃以上のＡ_ｃ１変態開始温度が確保できる。よって、相変態に伴う大きな変態ひずみの発生が抑制され、熱疲労寿命を改善することができる。

本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、組成の観点で以上のような向上が図られており、８００〜９００℃域での高温強度に優れているため、自動車の排気系部品の材料として非常に有用である。自動車の排気系部品としては、エキゾーストマニホールド、タービンハウジング、ターボハウジング、ターボハウジングアウトレットパイプ、又はターボハウジング一体型エキゾーストマニホールドが挙げられる。特に、エキゾーストマニホールドに用いることにより、該エキゾーストマニホールドの熱変形による吹き抜けを防止することができる。

さらに、本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、Ａ_ｃ１変態開始温度が９００℃以上であるため、排気ガス温度の高い小型車の直噴ターボ仕様のエキゾーストマニホールドへも適用可能となり、エンジンのダウンサイジングによる軽量化と高出力化、低燃費化に貢献できる。また、クリープ特性に優れるため、長時間の過酷な高温連続運転をしても信頼性が高いという効果がある。

本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、鋳造性が従来のフェライト系球状黒鉛鋳鉄とほぼ同等であるため、既存の鋳鉄生産ラインで生産対応可能であり、設備投資が不要である。また、従来の鋳造方案及び鋳造条件等を適用できるため、量産の立上げに時間とコストがかからないという利点がある。本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、鋳造材であるため、パイプエキマニや板金エキマニに比べて形状の自由度が大きく、設計が容易であるという利点もある。さらに、原材料や加工にかかるコストが安いため、高価なニッケルを多量に含むオーステナイト系鋳鉄やフェライト系耐熱鋳鋼と比較して、極めて低価格な部品製品を提供することができる。

本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、熱処理を行うことにより、さらなる特性が確保される。その内容を以下に説明する。
［熱処理］
本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、鋳造したまま熱処理を行わずに鋳放しで用いることができるが、任意に熱処理を施すこともできる。熱処理を行うことにより、フェライト系球状黒鉛鋳鉄の延性を改善し、機械加工性を高めることができる。

フェライト系球状黒鉛鋳鉄は、Ｗの含有量が０．６質量％を超えると、延性が低下し、脆化する場合がある。この脆化の原因は、３０％を超える面積率を占めるパーライトの過剰析出である。パーライトを分解し、消失させるためには、通常、鋳鉄をオーステナイト域まで昇温し、保持した後、炉冷などによりゆっくり冷却する。しかし、鋳鉄をオーステナイト域に保持した場合、パーライトのような炭化物は分解するが、同時に黒鉛表面から基地内への著しい炭素の拡散が起こる。これは、保持温度が高いほどオーステナイトの炭素固溶度が高くなるためであり、黒鉛表面からの炭素の拡散速度が増し、粒径の小さな黒鉛は消失して黒鉛粒数が激減する。その後、冷却によって過飽和となったオーステナイト中の炭素は、残存している球状化が崩れた黒鉛の表面に向かって逆に拡散を起こすため、熱履歴前と比べて黒鉛は粗大化し、球状化率も低下する。その結果、硬さは低下するものの強度を大きく劣化させてしまう。本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄では、オーステナイト化温度（Ａ_ｃ１変態終了温度）が９３０℃以上と極めて高いため（表８、図１３）、黒鉛形態の変化はいっそう顕著となる。そこで、本発明者は、新しい熱処理条件を考案した。

本発明で採用することができる熱処理は、好適には、上記組成を有するフェライト系球状黒鉛鋳鉄の鋳造後に、Ａ_ｃ１変態開始温度直下の温度に一定時間保持した後、空冷または５℃／分以下の冷却速度でＡ_ｒ１変態終了温度以下まで徐冷することにより行う。フェライト系球状黒鉛鋳鉄の鋳造は、従来の方法に従って行うことができる。熱処理は、鋳造の直後から機械加工までの任意の期間に行ってよい。

Ａ_ｃ１変態開始温度直下の温度に一定時間保持する工程では、鋳造後のフェライト系球状黒鉛鋳鉄をＡ_ｃ１変態開始温度−７０℃からＡ_ｃ１変態開始温度の間の温度に０．２〜２時間保持する。本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄のＡ_ｃ１変態開始温度は、およそ９００〜９１５℃の範囲にある。保持温度は、Ｓｉ含有量の他、製品の重量や肉厚により決まり、重量や肉厚が大きい場合は、保持温度を長めとすることが好ましい。保持時間は、基地パーライト面積率や黒鉛サイズ、黒鉛粒数などが目安となる。Ａ_ｃ１変態開始温度直下の温度に保持することにより、基地パーライトを急速に分解させることができる。

Ａ_ｃ１変態開始温度直下の温度に０．２〜２時間保持した後は、Ａ_ｒ１変態終了温度以下まで、好ましくは徐冷する。本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄のＡ_ｒ１変態終了温度は、Ｓｉの組成範囲よりおよそ８２５〜８０５℃の範囲にある。冷却速度は、０．１〜５℃／分とすることが好ましく、０．５〜２℃／分とすることがより好ましい。ゆっくりと冷却することにより、黒鉛成長や黒鉛球場化率の低下を最低限に抑制しつつ、基地組織の完全フェライト化を実現することができる。Ａ_ｒ１変態終了温度以下に冷却された後は、室温まで空冷などにより任意の速度で冷却してよい。

以上の熱処理には、大気焼鈍炉、雰囲気調整焼鈍炉等を用いることができる。熱処理は、大気雰囲気で行うこともできるが、製品外観と表面からの脱炭を抑制する目的で、窒素やアルゴンなど大気圧以上の不活性ガス中で行ってもよい。また、熱処理の保持温度がＡ_ｒ１変態終了温度に対し３０℃以内であれば空冷してもよい。ここで言う空冷とは、鋳鉄を熱処理用の焼鈍炉等から取り出し、そのまま放冷することであり、Ａ_ｒ１変態終了温度までの空冷の冷却速度はおよそ４０〜１７０℃／分である。

上記熱処理を施すことにより、黒鉛成長を伴わずにパーライトのみを分解させることができる。よって、基地パーライト面積率をほぼ０％まで低下させることができ、かつ８０％以上の黒鉛球状化率を実現することができる。このため、フェライト系球状黒鉛鋳鉄の強度低下を最小限に抑え、延性を改善することができる。熱処理後のフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、硬さも最大１００〜１０１ＨＲＢ程度に抑えられており、機械加工性（切削性）に優れている。上述したように、Ｗの含有量が０．６質量％を超えるフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、パーライト析出が促進されて硬さが高まり、延性が低下し、脆化する場合があるが、熱処理を行うことによりこれらの問題を解決することができる。しかし、Ｗの含有量が１．１質量％を超えると、共晶凝固までの過程で粗大なＷＣ炭化物が基地内に偏析するため、熱処理を施しても延性の改善は難しくなる場合がある。従って、上記熱処理が適用されるフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、Ｗの含有量が１．１質量％以下であることが好ましい。同様に、上記熱処理が適用されるフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、Ｓｉ及びＷの含有量の合計が５．４５質量％以下であることが好ましい。Ｗの含有量を１．１質量％まで許容し、ＳｉとＷの含有量の合計を５．４５質量％まで許容できることにより、高温強度の更なる向上効果がある。

以下、実施例及び比較例によって、本発明をさらに具体的に説明する。

本実施例では、従来材（特許文献３のフェライト系球状黒鉛鋳鉄）へのＷ添加の優位性について検討を行った。表１に従来材、実施材、比較材のそれぞれの成分組成を示す。各供試材は、量産用の５００ｋｇの高周波溶解炉を使用して製造したものである。元湯におけるＳｉの含有量は目標値より低く設定し、接種剤、黒鉛球状化剤の添加によって所定のＳｉ組成になるよう調整した。ここで、接種剤はＳｉを７５質量％含有し、球状化剤は５０質量％のＳｉと質量５％のＭｇ、２質量％のＣａを含有する。球状化処理は置き注ぎ法を用い、球状化剤としてＬＣＳ（東洋電化）、カバー剤としてシリベスト（ニューアロイ）も使用した。注湯温度は、全て１４００℃±２０℃の範囲で統一し、Ｍｏ、Ｖ、Ｗの添加及び濃度調整は、炉中にて行った。また、使用した鋳型は生型であり、各供試材共、サンドメタル比を同一とした。供試材はＪＩＳ Ｇ５５０２に準拠したＹブロックＢ号片の指定部位１より採取したものである（図３）。
表１において、「−」は分析未実施であることを示し、「０．００」は分析値が０．０１未満であることを表す（以下の表においても同様）。

得られた供試材について、以下の観点に基づいて各種実験を行った。
［１］高温強度の向上と延性の確保
［２］クリープ特性の向上
［３］高温焼鈍処理
［４］共析変態温度の確保
［５］基地フェライト内部の析出物同定

［１］高温強度の向上と延性の確保
供試材について高温引張試験を行った。高温引張試験は、供試材の優劣判断を容易にするため、全ての供試材の共析変態温度以下の８００℃で実施した。また、フェライト系鋳鉄特有の中温脆性の有無を確認するために４００℃でも実施した。高温引張試験では、供試材を３０分かけて各試験温度まで昇温し、室温（２０℃）、４００℃、又は８００℃の各試験温度に３０分保持した後、引張を開始した。ここで、８００℃以上に加熱すると、パーライト分解が起こるため、試験温度への保持時間を３０分間に厳守した。各供試材は、図４に示す形状のものを採用した。引張速度は、室温では１ｍｍ／ｍｉｎ、４００℃以上では５ｍｍ／ｍｉｎに設定した。引張試験には、引張試験機（ＡＧ−Ｅ型 ２５０ＫＮオートグラフ、（株）島津製作所製）、及び変位計（ＤＴ−１０Ｓ型、（株）島津製作所製）を用いた。

室温、４００℃、及び８００℃における高温引張特性の測定結果を、それぞれ表２、表３、及び表４に示す。図５には、８００℃における従来材、実施材１〜３、５、及び６、比較材１、２、及び６〜１１の測定データのグラフを示している。表３及び表４で実施材４について引張特性の試験結果を図示していないのは、Ｗ添加の効能を評価する上で実施材３とＷ含有量がほぼ同等だったためである。また、表２では、実施材１について破断位置が標点間外であったため伸び及び絞りの記載を省いた。

表５には、各供試材のＳｉ及びＷの含有量と室温での破断伸びを示す。破断伸びは、原標点間長さに対する変位量をパーセンテージで示した。実施材１について破断位置が標点間外であったため伸びは記載しなかった。

図５から、８００℃域では、実施材１〜３、５、及び６が、Ｗの含有量の増加に伴い０．２％耐力と引張強さが増加する傾向があることが示された。また、比較材１１は、８００℃域において、０．２％耐力と引張強さの値が低かった。このことから、Ｖの含有量が０．２質量％未満であると、Ｗを添加しても８００℃域における強度改善効果は得られないことが分かった。さらに、実施材２及び３は、Ｎｂ、Ｔａ、又はＲｅを添加した比較材６〜１０と比較して８００℃域での引張強さと０．２％耐力が高かった。従って、高温強度（引張強さ、０．２％耐力）を改善するためには、Ｗの添加が極めて有効であることが分かった。

表５のデータをもとに、室温での破断伸びとＷ含有量との関係を図６に示し、室温での破断伸びとＳｉ含有量との関係を図７に示す。さらに、室温での破断伸びと、ＳｉとＷの含有量の合計との関係を図８に示す。図６を参照すると、３％以上の破断伸びを確保するためには、Ｓｉの含有量が４．２１〜４．３８質量％の場合はＷの含有量を約０．４質量％以下とし、Ｓｉの含有量が４．０質量％の場合はＷの含有量を約０．６質量％以下とすることが好適であることが分かった。図７からは、Ｗ等の他の金属含有量が一定でない場合、Ｓｉの含有量の破断伸びとの間に必ずしも相関関係は存在しないことが分かった。一方、図８に示されるように、ＳｉとＷの含有量の合計が増加するほど、破断伸びが低下することが分かった。図８によれば、３％以上の破断伸びを確保するためには、ＳｉとＷの含有量の合計を約４．７質量％以下とすることが好適であることが分かった。また、４００℃域では、実施材１〜３について３％以上の破断伸びが確保されていた（表３）。よって、Ｗの含有量が０．６質量％以下、又はＳｉとＷの含有量の合計が４．７質量％以下であれば、４００℃でも３％以上の破断伸びを確保できることが示された。

図９には、表４のデータをもとに、８００℃における０．２％耐力及び引張強さと、Ｗ含有量との関係を示す。図９に示されるように、８００℃での０．２％耐力及び引張強さは、Ｗの含有量が約０．５質量％まで漸次増加し、０．５質量％を超えると増加率が小さくなった。

また、室温における硬さを、ロックウェル試験機を用いて測定した。また、パーライト面積率及び黒鉛球状化率は、デジタル画像計測ソフト（Ｑｕｉｃｋ Ｇｒａｉｎ Ｐｒｏ 株式会社イノテック製）により測定した。表６にその結果を示す。表６のデータをもとに、平均硬さ（ＨＲＢ）とＷ含有量との関係を、図１０に示す。
表６及び図１０に示されるように、Ｗの含有量が増加するほど硬さが増加していた。硬さを１０１ＨＲＢ以下にするためには、Ｗの含有量を約０．５質量％以下にすることが好適であることが分かった。なお、実施材１のみ硬さ計測をビッカース硬さで実施したため、ＨＲＢへの換算値とした。

［２］クリープ特性の向上
高温クリープ試験は、初期応力１５ＭＰａ、試験温度８００℃の一定荷重方式で行い、時間とともに増大するクリープひずみを測定した。クリープ試験は、神港科学器械（株）ＳＫ−３（容量３０ｋＮ）の試験機にて実施した。各供試材は、図１１に示す形状とした。クリープ試験の測定結果を表７及び図１２に示す。比較には、従来よりエキゾーストマニホールド材料として既知の従来材及び比較材１、２と、Ｗ添加の効能を検証するため、Ｗを除き他の元素の成分組成がほぼ同一なベース合金にそれぞれＮｂ、Ｔａ、Ｒｅを添加した比較材６、９、１０とを用いた。

表７及び図１２に示されるように、実施材２及び３は、従来材や比較材と比べて最小クリープ速度が小さく、クリープ破断時間が長いことが分かった。具体的には、実施材２を従来材と比べると、最小クリープ速度が約半分であり、クリープ破断時間は約８０％向上していた。実施材３を従来材と比べると、クリープ破断時間は約２．４倍に向上していた。実施材２を、比較材１又は２と比べると、最小クリープ速度が６〜８５／１０００とさらに小さく、クリープ破断時間はそれぞれ約１８倍又は約５倍長かった。従って、Ｓｉを多く含むフェライト系球状黒鉛鋳鉄へ０．４２質量％のＷを添加するだけでも高温クリープ特性の改善に極めて有効であることが分かった。

［３］共析変態温度の確保
実施材３と従来材についてＴＭＡによる熱分析を行い、変態温度を測定した。実施材３と従来材とを比較したのは、Ｗ添加による共析変態温度への影響を調査するためである。ＴＭＡ熱分析では、窒素雰囲気下で、１０ｇの圧縮荷重を負荷しつつφ５×ｈ１５ｍｍの試験片の線膨張量の変化を測定した。加熱範囲は室温〜１０００℃とし、加熱⇔冷却の速度は５℃／分とした。ＴＭＡ熱分析には、ＴＭＡ８１４０Ｃ（（株）リガク製）を用いた。実施材３と従来材のそれぞれについて２つのサンプルを用いた。ＴＭＡ熱分析の測定結果を表８及び図１３に示す。ここで、図１３の（ａ）は従来材のサンプル１、（ｂ）は従来材のサンプル２、（ｃ）は実施材３のサンプル１、（ｄ）は実施材３のサンプル２の測定結果を示している。図１３（ａ）〜（ｄ）において、実線はＴＭＡ（線膨張変位）、破線は加熱温度を表している。

表８及び図１３に示されるように、Ｗを０．４２質量％含有する実施材３は従来材と比べてＡ_ｃ１変態開始温度が若干低下するものの、目標値である９００℃以上の温度を確保していることが分かった。

［４］熱処理
次いで、熱処理の前後における硬さと金属組織の変化を観察するため、実施材１、３、５、及び６、比較材１及び２に熱処理を行った。実施材１、３、５、及び６、比較材１及び２を比較に用いたのは、基地パーライト面積率の異なる供試材にて熱処理の効能を定量比較するためである。図１４に、熱処理パターン１を示す。各供試材を、約１．５時間かけて、Ａ_ｃ１開始温度直下である９００℃に昇温し、そのままの温度で約０．４、１、２、又は７時間保持した。その後、６００℃以下になるまで約１時間かけて、５℃／分以下の冷却速度で徐冷した。９００℃に０．４時間保持した実施材１、３、５、及び６については、熱処理前後の金属組織を光学顕微鏡（オリンパス製）を用いて観察し（図１５）、黒鉛球状化率とパーライト率をデジタル画像計測ソフト（Ｑｕｉｃｋ Ｇｒａｉｎ Ｐｒｏ 株式会社イノテック製）を用いて求めた（表９）。さらに、各供試材の硬さをロックウェル試験機を用いて測定した（表１０）。

さらに、熱処理温度の下限値を設定するため、Ｗの含有量が最も高く、かつパーライト面積率が大きい実施材６について、Ａ_ｃ１変態開始温度−７０℃に相当する８３０℃で熱処理を行った。図１６に熱処理パターン２を示す。実施材６を約１時間かけてＡ_ｃ１変態開始温度−７０℃に相当する８３０℃に昇温し、そのままの温度で０．２５、０．５、１．０、又は１．５時間それぞれ保持した後、空冷した。熱処理後の実施材６の硬さを表１１に示す。また、実施材６の熱処理前後の金属組織を光学顕微鏡（オリンパス製）を用いて観察した（図１７）。

図１５及び表９によると、熱処理後のパーライト面積率は０％であり、熱処理によって基地パーライトが完全分解したことが示された。さらに、熱処理後の黒鉛球状化率はいずれの実施材も８０％以上という高い値であった。また、熱処理前のＷの添加率が０．６質量％以下である実施材１及び実施材３はいずれも、パーライト面積率が３０％以下であり、かつ黒鉛球状化率が８０％以上であった。表１０からは、いずれの供試材も熱処理により硬さが低下しており、特にＷの含有量が０．６質量％を超える実施材５及び６は、硬さが熱処理前と比べて７．４〜８．１ポイントも低下することが分かった。
また、図１７及び表１１によると、Ｗの含有量が１．０７%と多い実施材であっても、Ａ_ｃ１変態開始温度−７０℃に相当する８３０℃に０．２５時間保持するだけで、その後空冷をしても基地パーライトは完全分解することが示された。黒鉛成長は起きておらず、硬さが５．６ポイントも低下して９９．６ＨＲＢとなり、延性を改善すると共に切削性も支障のないレベルまで改善できることが分かった。従って、強度低下を最小限に抑え、延性を改善する新しい熱処理システムを採用すれば、Ｗの含有量を最大１．１質量％まで、Ｓｉ＋Ｗの含有量も５．４５質量％まで許容可能になることが明らかになった。

［５］基地フェライト内部の析出物同定
実施材で認められた高温での著しい性能向上のメカニズムを探るため、透過電子顕微鏡により実施材３の基地フェライト内部を観察した。分析には鋳放し材の他、析出物の安定性を調査するため８００℃×５０時間保持の熱履歴を与えた試料を用いた。分析方法は、抽出レプリカ法を採用した。鋳込みＹブロック全長さの１／４位置で横断面試料を採取し、中央より析出物を選択捕捉した抽出レプリカを採取した。機械研磨最終仕上げはダイヤモンド粉１μｍでの研磨後、ＯＰ−ＡＮ（０．０３μｍのアルミナ懸濁液）で仕上げ研磨し、その後、電解エッチングを行った。電解エッチング条件は１０％アセチルアセトン−９０％メタノール溶液を使用し、３Ｖの定電圧とした。次に、抽出レプリカに捕捉された析出物を透過型電子顕微鏡（日立製作所製ＨＦ−２０００、電解放射型透過電子顕微鏡（ＦＥ−ＴＥＭ）、加速電圧２００ｋＶ）を用い、径５０ｎｍ以下の大きさの析出物につき成分分析で組成を確認の後にナノディフラクション（Ｋｅｖｅｘ社製Ｓｉｇｍａ、エネルギー分散型Ｘ線検出器、カメラ長０．８ｍ）により析出物の格子定数を測定し、ＪＣＰＤＳデータを参照して構造解析を行った。具体的には、ＴＥＭによる明視野像（図１８Ａ）にて観察した粒子状の析出物の中から、分析点１、２、３、及び４（図１８Ａ、矢印で示す）を選択し、それぞれの分析点についてナノディフラクション及びＥＤＸ成分分析を行った。図１８Ａにおいて、（ａ）は熱履歴材、（ｂ）は鋳放し材を表す。それぞれの分析点から得たナノディフラクションパターン（電子線回折像）を図１８Ｂ及び図１８Ｃに示し、ＥＤＸ分析結果を図１９に示す。図１８Ｂ及び図１８Ｃにおいて、矢印は電子線の回折方位を表し、矢印の先に記載された数値は結晶方位の座標を表す。回折斑点の座標から計算した格子定数を、ＪＣＰＤデータと共に表１２に示す。次に、ＴＥＭによって得られた明視野像から、無作為に選択した視野で観察される析出物の平均析出物径、数密度、析出物面積率を、画像解析ソフト（Ｐｌａｎｅｔｒｏｎ（株）製Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ）を用いて求めた（表１３、表１４）。鋳放し材については１視野（視野Ｎｏ．１）を用いて計算し、熱履歴材では７視野（視野Ｎｏ．１〜７）を用いて計算した。ここで、平均析出物径は円相当直径（（１）式）を用いて求めた。

図１８Ａによると、まず、実施材３のフェライト内部からは微細な粒子の析出が発見された。ＥＤＸによる成分分析（図１９）、及び格子定数（図１８Ｂ、Ｃ、及び表１２）の実測データを、ＪＣＰＤＳデータと比較すると、この粒子はＭｏ、Ｗを固溶したＶ_８Ｃ_７であることが分かった。また、既述析出物について、各視野毎の析出物径を見ると鋳放し材はＭｉｎ．５３．６ｎｍ（略５０ｎｍ）、熱履歴材ではＭａｘ．２２７ｎｍ（略２３０ｎｍ）であり（表１３、表１４）、既述のＭｏ、Ｗを固溶したＶ_８Ｃ_７粒子は長時間の連続高温保持により僅かに粗大化はしているものの、その数密度から判断して十分な分散・析出強化が期待できることが分かった。以上のように、実施材３は析出物面積率が２〜１０％であって、かつＭｏとＷを固溶した粒子径５０〜２３０ｎｍサイズ（平均粒子物径が約６５〜１５５ｎｍ）のＶ_８Ｃ_７粒子により析出強化されていることで著しく高温特性が改善されることを発見した。

本発明は、高温強度と耐熱疲労性がさらに向上し、かつ切削性も改善されたフェライト系球状黒鉛鋳鉄及びこれを用いた排気系部品を提供することができる。

１ 指定部位
１１ エキゾーストマニホールド
１２ ターボフランジ
１３ ターボチャージャ締結ボルト
１４ シリンダヘッドフランジ
１５ ターボガスケット
１７ シリンダヘッドガスケット
１８ スタッドボルト
１９ 締結ナット
２０ スティフナー
２１ ボルト
２２ 締結ボルト

Claims (10)

1. 質量％で、Ｃ：３．０〜３．６％、Ｓｉ：４．０〜４．４％、Ｍｏ：０．３〜０．７％、Ｖ：０．２〜０．５％、及びＷ：０．０９〜１．１％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなるフェライト系球状黒鉛鋳鉄。
2. 前記Ｗの含有量が、０．０９〜０．６％である、請求項１に記載のフェライト系球状黒鉛鋳鉄。
3. 前記Ｓｉ及びＷの含有量の合計が、４．７質量％以下である、請求項１または２に記載のフェライト系球状黒鉛鋳鉄。
4. 基地パーライト面積が３０％以下であり、かつ黒鉛球状化率が８０％以上である、請求項１〜３のいずれかに記載のフェライト系球状黒鉛鋳鉄。
5. 請求項１に記載のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を熱処理して得られるフェライト系球状黒鉛鋳鉄であって、
   前記熱処理が、前記フェライト系球状黒鉛鋳鉄の鋳造後に、Ａ_ｃ１変態開始温度−７０℃からＡ_ｃ１変態開始温度の間の温度に０．２〜２時間保持した後、空冷または５℃／分以下の冷却速度でＡ_ｒ１変態終了温度以下まで徐冷することを含むフェライト系球状黒鉛鋳鉄。
6. 前記Ｓｉ及びＷの含有量の合計が、５．４５質量％以下である、請求項５に記載のフェライト系球状黒鉛鋳鉄。
7. Ｍｏ及びＷを固溶したＶ_８Ｃ_７粒子によって分散・析出強化されたフェライト系球状黒鉛鋳鉄であって、前記Ｖ_８Ｃ_７粒子が、フェライト内部に面積率２〜１０％で析出しており、５０〜２３０ｎｍの粒子径を有する、請求項１〜６のいずれかに記載のフェライト系球状黒鉛鋳鉄。
8. 請求項１〜７のいずれかに記載のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を用いて製造される自動車の排気系部品。
9. 前記排気系部品が、エキゾーストマニホールド、タービンハウジング、ターボハウジング、ターボハウジングアウトレットパイプ、又はターボハウジング一体型エキゾーストマニホールドである請求項８に記載の排気系部品。
10. 質量％で、Ｃ：３．０〜３．６％、Ｓｉ：４．０〜４．４％、Ｍｏ：０．３〜０．７％、Ｖ：０．２〜０．５％、及びＷ：０．０９〜１．１％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる溶湯を鋳造する工程と、
    鋳造後に熱処理を行う工程と
    を含み、前記熱処理が、前記フェライト系球状黒鉛鋳鉄の鋳造後に、Ａ_ｃ１変態開始温度−７０℃からＡ_ｃ１変態開始温度の間の温度に０．２〜２時間保持した後、空冷または５℃／分以下の冷却速度でＡ_ｒ１変態終了温度以下まで徐冷することを含む、フェライト系球状黒鉛鋳鉄の製造方法。