JP5488941B2 - オーステナイト系鋳鉄、オーステナイト系鋳鉄鋳物およびその製造方法 - Google Patents
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Description
また、前述のニレジスト鋳鉄よりもさらにNi量を少なくする一方でSi量を増やしたオーステナイト系鋳鉄が、特許文献2に開示されている。特許文献2は、オーステナイト系鋳鉄に関する耐熱性の一指標である耐酸化性に関して、Si量が増大する程、単位面積あたりの酸化増量が少なくなることを開示している(特許文献2の第6図参照)。しかし、本発明者の研究によれば、Si量が過多になると、オーステナイト系鋳鉄の伸びの低下や被削性の悪化を招く。このため、オーステナイト系鋳鉄からなる耐熱部材の信頼性や量産性等を考慮すると、Si量の調整だけでその耐酸化性を実用上充分なレベルにまで高めることは現実的ではない。
炭素(C)、ケイ素(Si)、クロム(Cr)、ニッケル(Ni)、マンガン(Mn)および銅(Cu)からなる基本元素と、
残部が鉄(Fe)と不可避不純物および/または特性改善に有効な微量の微量改質元素と、
からなり、常温域でオーステナイト相を主相とするFe合金からなる基地で組織された鋳鉄であるオーステナイト系鋳鉄であって、
前記基本元素は、前記鋳鉄全体を100質量%(以下単に「%」と表示する。)としたとき、下記の条件を満足する組成範囲内にあることを特徴とする。
C : 2.0〜3.0 %
Si : 4.0〜5.4 %
Cr : 0.8〜2.0 %
Mn : 3.9〜5.6 %
Ni : 17〜22 %
Cu : 0.9〜1.6 %
該溶湯を鋳型に注湯する注湯工程と、
該鋳型に注湯された溶湯を冷却して凝固させる凝固工程と、
からなり、上述した本発明のオーステナイト系鋳鉄からなる鋳物が得られることを特徴とするオーステナイト系鋳物の製造方法であってもよい。
晶出または析出する黒鉛の核となる接種剤と該黒鉛の球状化を促進する球状化剤との少なくとも一種を含む助剤を該元湯に直接または間接に添加する助剤添加工程と、
該助剤添加工程後または該助剤添加工程中の溶湯を鋳型に注湯する注湯工程と、
該鋳型に注湯された溶湯を冷却して凝固させる凝固工程と、
からなり、基地中に略球状の黒鉛が晶出または析出した前述のオーステナイト系鋳鉄からなる鋳物が得られることを特徴とするものであってもよい。
<組成>
本発明のオーステナイト系鋳鉄は、基本元素と残部であるFeとからなり、基本元素はC、Si、Cr、Mn、NiおよびCuの6種の元素よりなる。以下、これらの各元素の作用または機能と、好適な組成について説明する。
オーステナイト系鋳鉄(鋳物)の金属組織、耐酸化性、耐腐食性、常温域または高温域における強度、靱性等の機械的特性、電気的特性等、種々の特性を改善するために、微量な元素を含有させると好ましい。このような改質元素を含むオーステナイト系鋳鉄も、基本元素が上述した範囲内にある限り、当然に本発明の範囲内である。
不可避的不純物として、たとえば、リン(P)や硫黄(S)がある。Pは黒鉛の球状化に有害であり、また、結晶粒界に析出して耐酸化性と室温伸びを低下させる。Sも黒鉛球状化に有害である。従って、これらの各不可避不純物は0.05%以下、0.03%以下、0.02%以下さらには0.01%以下とするのが好ましい。
本発明は、オーステナイト系鋳物の製造方法であるから、前述したような溶湯調製工程、注湯工程および凝固工程を備える。もっとも、自動車部品等の高い信頼が要求される部材を鋳物で製造する場合、本発明のオーステナイト系鋳鉄が球状黒鉛鋳鉄であることが要求される。そこで、オーステナイト相からなる基地中に、多数の球状黒鉛を微細に晶出させることが望まれ、接種剤や球状化剤等の助剤の配合や添加がされる。
本発明のオーステナイト系鋳物は、上述した本発明のオーステナイト系鋳鉄からなる所望形状の部材であるが、その形状や肉厚等を問わないことはいうまでもない。
<溶湯調製工程>
C、Si、Cr、Mn、NiおよびCu(基本元素)と残部Feを含む原料を種々配合、混合し、それを高周波炉で大気溶解して47kgの溶湯を得た。
<注湯工程>
この溶湯を予め用意しておいた鋳型に注湯した。鋳型は砂型を使用した。このとき、約1550℃で出湯し、約1450℃で注湯した。
<凝固工程>
注湯後の溶湯は、自然冷却で凝固させ、所定の形状の試験片(すなわち鋳放しの鋳物)を得た。
<1.合金組成の分析>
各試料の厚さ25mmの部分から採取した試料について、湿式分析により組成分析して、鋳鉄全体の分析組成を得た。こうして得た基本元素組成を「分析組成」として各表に示した。表7には基本組成のみが示されているが、助剤として添加されたMg等も微量であるが検出された。なお、合金組成のうち「−」は、未配合、未分析もしくは未測定、分析不可もしくは測定不可のいずれかを示す。
はじめに、試験片C8の厚さ25mmの部分から採取した試料について、X線管球としてCoを用いたX線回折(XRD)測定を行った。XRD測定は、鋳放し材およびそれを600℃の大気中で100時間保持した熱処理材について行った。結果を図5に示した。さらに、表1および表2、表4および表5、に示した各試験片についても同様に、XRD測定を行った。なお、熱処理は、各試験片(鋳放し材)を500℃または600℃の大気中で100時間、200時間または300時間保持して行った。
耐酸化性は、JIS Z 2282に基づき酸化減量を測定することで、表7に示した各試験片を評価した。具体的には、先ず、鋳込みにより作製したJIS B号およびJIS D号のYブロックからそれぞれ採取したφ20mm×20mmの各試験片を750℃、800℃または850℃の大気雰囲気中に100時間保持した。この加熱処理後の試験片の表面に、ショット球径が0.4mmの鉄球を、表面の酸化皮膜が無くなるまで投射した。ここで、酸化減量は、単位面積あたりの試験片の質量減少量である。酸化減量は上記加熱処理直後(ショット前)の試験片の質量から、ショット後の試験片の質量を差し引いたものである。850℃で熱処理した場合の酸化減量(2つの数平均値)を表9および図7に示した。
表7に示す各試験片について、JIS G 0567に準じて室温(RT:25℃)、600℃または800℃において試験を行い、耐力、引張強さおよび伸びを測定した。結果を表8および図8〜図10に示した。なお、試料には、鋳込んだJIS B号Yブロックの垂直断面長方形の部分からφ6mmの丸棒試験片を作製して使用した。
試験片R4、C7、C8およびE1の熱疲労強度または熱疲労寿命を、鋳込んだJIS B号Yブロックから採取したφ8mmの丸棒試験片を用いて測定した。この試験は、所定の拘束率の試験片の温度を800℃と200℃に繰り返し変更して、応力が10%低下するサイクル数と、応力が25%低下するサイクル数と、応力が50%低下するサイクル数と、分離破断するサイクル数(破断サイクル数)と、を調べた。この結果を表9および図11に示した。なお、応力の低下する割合は、引張側のピーク応力がサイクル数=2の時のピーク応力を基準とした。
図5に示したように、試験片C8は、鋳放しの状態ではほぼ100%オーステナイト相(γ相)からなるが、600℃の大気中で100時間保持したことで、オーステナイト(γFe)のほとんど全部がフェライト(αFe)に変態した。これは、Si含有量が5.1%であって850℃での耐酸化性に優れたが、Ni量が過少かつMn量も不足したことに起因すると考えられる。
上記の製造方法と同様にして、配合組成が異なるF1〜F3の試験片を製造した。
上記の手順と同様にして、合金組成の分析、組織評価、ビッカース硬さ測定、および引張試験を行った。結果を表10〜12に示した。なお、引張試験は、室温を23℃とし、耐力、引張強さおよび伸びに加えて、絞りも算出した。
F1〜F3のいずれの試験片も、伸びおよび絞りの値が大きく延性に優れ、加工に適した硬さであった。
試験片F1よりもSi量、Cr量およびMn量が少なく、Ni量およびCu量が多い試験片F3は、試験片F1よりも硬さが低減された。一方、試験片F1よりもSi量、Cr量およびMn量が多く、Ni量およびCu量が少ない試験片F2は、試験片F1よりも硬さが上昇した。これは、図4からも明らかであるように、本発明の合金系では、Crの添加が硬さの向上に、NiおよりCuの添加が硬さの低減に、それぞれ寄与する傾向にあるためである。
特に、C量を2.2〜2.8%、Si量を4.3〜5.1%、Cr量を1〜2%、Mn量を4〜5%、Ni量を19〜21%、Cu量を1〜1.6%とすることで、高温下での耐酸化性および中温域でのオーステナイト相の安定性、さらには機械的特性をバランスよく発揮できるオーステナイト系鋳鉄が得られることがわかった。
また、E1およびF1〜F3の結果より、Si量を4.4〜5.1%さらには4.4〜4.9%、Cr量を1.2〜1.8%さらには1.2〜1.6%、Mn量を4.0〜4.9%さらには4.0〜4.5%、Ni量を19〜21%さらには19.5〜21%,Cu量を1.1〜1.6%さらには1.2〜1.6%とすることで、オーステナイト相の安定性はもちろん、加工性にも優れたオーステナイト系鋳鉄が得られることがわかった。
Claims (11)
- 炭素(C)、ケイ素(Si)、クロム(Cr)、ニッケル(Ni)、マンガン(Mn)および銅(Cu)からなる基本元素と、
残部が鉄(Fe)と不可避不純物およびマグネシウム(Mg)、希土類元素(R.E.)、アルミニウム(Al)、カルシウム(Ca)、バリウム(Ba)、ビスマス(Bi)、アンチモン(Sb)、スズ(Sn)、チタン(Ti)、ジルコニウム(Zr)、モリブデン(Mo)、バナジウム(V)、タングステン(W)、ニオブ(Nb)、窒素(N)、Si、Cuから選択される微量改質元素と、
からなり、常温域でオーステナイト相を主相とするFe合金からなる基地で組織された鋳鉄であるオーステナイト系鋳鉄であって、
前記微量改質元素の総量は、前記鋳鉄全体を100質量%としたとき、1質量%以下であり、
前記鋳鉄は、前記微量改質元素として、少なくともSi、Ca、Bi、Ba、Al、Sn、Cuまたは希土類元素から選択される元素、及び、少なくともMg、希土類元素、Sbから選択される元素を含有し、
前記基本元素は、前記鋳鉄全体を100質量%(以下単に「%」と表示する。)としたとき、下記の条件を満足する組成範囲内にあることを特徴とするオーステナイト系鋳鉄。
C : 2.0〜3.0 %
Si : 4.0〜5.4 %
Cr : 0.8〜2.0 %
Mn : 3.9〜5.6 %
Ni : 17〜22 %
Cu : 0.9〜1.6 % - 前記Cは2.1〜3.0%である請求項1記載のオーステナイト系鋳鉄。
- 前記Cuは1〜1.6%である請求項1または2記載のオーステナイト系鋳鉄。
- 前記MnおよびNiの合計が21〜27%である請求項1〜3のいずれかに記載のオーステナイト系鋳鉄。
- 前記Niは19.5〜21.5%である請求項1〜4のいずれかに記載のオーステナイト系鋳鉄。
- 前記Cは2.2〜2.8%、前記Siは4.3〜5.1%、前記Crは1〜2%、前記Mnは4〜5%、前記Niは19〜21%、前記Cuは1〜1.6%である請求項1〜5のいずれかに記載のオーステナイト系鋳鉄。
- 鋳造後に大気中600℃300時間保持した後のオーステナイト率が60%以上である請求項1〜6のいずれかに記載のオーステナイト系鋳鉄。
- 請求項1〜6のいずれかに記載した組成範囲の基本元素と鉄を含む溶湯からなる元湯を調製する元湯調製工程と、
晶出または析出する黒鉛の核となるSi、Ca、Bi、Ba、Al、Sn、Cuまたは希土類元素の一種以上からなる接種剤及び該黒鉛の球状化を促進するMg、希土類元素、Sbの一種以上からなる球状化剤を含む助剤を該元湯に直接または間接に添加する助剤添加工程と、
該助剤添加工程後または該助剤添加工程中の溶湯を鋳型に注湯する注湯工程と、
該鋳型に注湯された溶湯を冷却して凝固させる凝固工程と、
からなり、請求項1〜7のいずれかに記載のオーステナイト系鋳鉄からなる鋳物が得られることを特徴とするオーステナイト系鋳物の製造方法。 - 請求項8に記載の製造方法により得られることを特徴とするオーステナイト系鋳物。
- 請求項1〜7のいずれかに記載のオーステナイト系鋳鉄からなることを特徴とする排気系部品。
- 可変ノズルターボのハウジングである請求項10に記載の排気系部品。
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