JP6481692B2 - 熱疲労特性に優れたオーステナイト系耐熱鋳鋼及びそれからなる排気系部品 - Google Patents
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Description
C:0.3〜0.6%、
Si:0.5〜3%、
Mn:0.5〜2%、
Cr:15〜30%、
Ni:6〜30%、
Nb:0.6〜5%、
N:0.01〜0.5%、及び
S:0.01〜0.5%を含有し、
CとNの含有量比C/Nが4〜7であり、
残部Fe及び不可避的不純物からなり、
かつ下記式(1) 及び(2) により表されるCr炭化物生成指数AとNb炭化物生成指数Bとの比率A/Bが0.6〜1.7である
A=8.5C−Nb+0.05Cr+0.65Ni−5・・・(1)
B=7.8Nb・・・(2)
[ただし、各式中の元素記号はその含有量(質量%)を示す。]
ことを特徴とする。
本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼の構成について以下詳細に説明する。なお、耐熱鋳鋼を構成する各元素の含有量は、特に断りのない限り質量%で示す。
(1) C(炭素):0.3〜0.6%
Cは溶湯の流動性、すなわち鋳造性を良くするとともに、一部基地を固溶強化し、また炭化物を形成して高温強度を向上させる。このような作用を有効に発揮するために、Cの含有量は0.3%以上必要である。しかし、Cが0.6%を超えると炭化物が多くなり過ぎ、耐熱鋳鋼の熱疲労特性及び被削性が低下するとともに、延性が低下する。従って、Cの含有量は0.3〜0.6%とする。Cの含有量の下限は好ましくは0.35%であり、より好ましくは0.4%である。また、Cの含有量の上限は好ましくは0.55%であり、より好ましくは0.5%である。
Siは溶湯の脱酸剤としての役割を有するほか、耐酸化性の向上と、これに起因する熱疲労特性の改善に有効な元素である。このような作用を得るためにSiの含有量は0.5%以上必要である。しかし、過剰なSiはオーステナイト組織を不安定にし、耐熱鋳鋼の鋳造性を劣化させ、さらに硬化により被削性を悪化させる。このためSiの含有量は3%以下とする。従って、Siの含有量は0.5〜3%とする。Siの含有量の下限は好ましくは0.8%であり、より好ましくは1%である。また、Siの含有量の上限は好ましくは2%であり、より好ましくは1.6%である。
SはMnやCrと結合してMnS、(Mn/Cr)S等の硫化物を形成し、硫化物の潤滑作用により耐熱鋳鋼の被削性を向上させる。この効果を得るには、Sは0.01%以上必要である。しかし、Sが0.5%を超えると、耐熱鋳鋼の高温強度や延性の劣化傾向が高まるとともに、硫化物が過剰に生成して耐熱鋳鋼の熱疲労特性を悪化させる。そのため、Sの含有量は0.01〜0.5%とする。Sの含有量の下限は好ましくは0.05%であり、より好ましくは0.1%である。また、Sの含有量の上限は好ましくは0.3%であり、より好ましくは0.2%である。
Mnは、Siと同様に溶湯の脱酸剤として有効であるほか、Sと結合してMnS等の硫化物を形成することにより耐熱鋳鋼の被削性を改善する。これらの効果を発揮させるために、Mnの含有量は0.5%以上必要である。しかし、過剰なMnは耐熱鋳鋼の耐酸化性を劣化させるので、Mnの含有量は2%以下とする。このためMnの含有量は0.5〜2%とする。Mnの含有量の下限は好ましくは0.7%であり、Mnの含有量の上限は好ましくは1.3%である。
Crは、後述のNiとともに耐熱鋳鋼の組織をオーステナイト化することにより、耐熱鋳鋼の耐熱性(高温強度及び耐酸化性)を高めるのに有効な元素である。特に1000℃付近の高温域での耐熱性の効果を発揮させるためには、Crは15%以上必要である。しかし、Crは、Cr23C6及びCr7C3を主体とするCr炭化物を晶出させる元素である。Cr炭化物は結晶構造的にオーステナイト基地とミスフィットであるため、Cr炭化物とオーステナイトとの共晶界面は脆弱であり、亀裂の伝播経路となる。Crの含有量が30%を超えるとCr炭化物の晶出が多くなり、亀裂の伝播が促進される傾向が高まって、耐熱鋳鋼の熱疲労特性及び延性を著しく低下させる。また、Crは過剰に含有すると、組織中にフェライトが晶出して高温強度が低下してしまう。このため、Cr含有量は15〜30%とする。Crの含有量の下限は好ましくは20%であり、より好ましくは24%である。また、Crの含有量の上限は好ましくは28%であり、より好ましくは26%である。
Niはオーステナイト生成元素であり、耐熱鋳鋼のオーステナイト組織を安定化するとともに、Crとともに耐熱鋳鋼の高温強度及び耐酸化性を高めるほか、薄肉で複雑形状の排気系部品の鋳造性を高める。このような作用を発揮するために、Niの含有量は6%以上である必要がある。しかし、30%を超えてNiを含有すると、基地中へのNiの固溶量の増加にともなって、基地のCの固溶限を低下させ、Cr炭化物の晶出が過剰となって、耐熱鋳鋼の熱疲労特性を低下させる。また、Niは30%を超えて含有しても上記特性の向上効果は飽和するとともに、高価な元素のため経済的に不利である。このため、Ni含有量は6〜30%とする。Niの含有量の下限は好ましくは10%であり、より好ましくは11%である。また、Niの含有量の上限は好ましくは25%であり、より好ましくは22%である。
NbはCrより優先的にCと結合し、微細なNb炭化物を形成する。これによりCr炭化物の晶出を抑制して間接的に耐熱鋳鋼の高温強度及び熱疲労特性を向上させる。さらに、NbはオーステナイトとNb炭化物との共晶炭化物を形成するため、排気系部品のような薄肉で複雑形状の鋳物を製造する際に重要な鋳造性を向上させる。このような目的で、Nbは0.6%以上必要である。一方、Nbが5%を超えると、結晶粒界に生成する硬質の共晶炭化物が多くなって、かえって耐熱鋳鋼の高温強度及び熱疲労特性が低下し、また脆化して延性が著しく低下する。さらに過剰なNbは、粒径の小さなNb炭化物とオーステナイトとの共晶炭化物をコロニー状に密集して生成し、酸化傾向を助長するため、耐熱鋳鋼の耐酸化性を低下させる。従って、Nb含有量は0.6〜5%とする。Nbの含有量の下限は好ましくは0.8%である。また、Nbの含有量の上限は好ましくは3%であり、より好ましくは2.2%である。
Nは強力なオーステナイト生成元素であり、耐熱鋳鋼のオーステナイト基地を安定化して高温強度を向上させる。Nはまた、結晶粒微細化のための鍛造又は圧延を行うことができない複雑形状の鋳造品の結晶粒を微細化させるのに有効な元素である。Nを含有することにより結晶粒が微細化し、もって耐熱鋳鋼の延性及び被削性が向上する。またNはCの拡散速度を遅らせるので、析出炭化物の凝集を遅らせて炭化物の粗大化を抑制し、もって脆化を有効に防止する。このような効果を得るために、Nの含有量は0.01%以上必要である。しかし、0.5%超のNは、Niと同様に、基地のCの固溶限を低下させて、Cr炭化物の晶出が過剰となって、耐熱鋳鋼の熱疲労特性を低下させる。またNは0.5%を超えて多量に含有すると、基地中へのNの固溶量が増加して、耐熱鋳鋼が硬化するとともに、Cr及びAlと結合してCr2N、AlN等の硬くて脆い窒化物を多量に析出させ、耐熱鋳鋼の高温強度及び延性を悪化させる。さらに、過剰なNは、鋳造時にピンホールやブローホール等のガス欠陥の発生を助長し、鋳造歩留りを悪化させる。そのため、Nの含有量は0.01〜0.5%とする。Nの含有量の下限は好ましくは0.05%であり、より好ましくは0.06%である。また、Nの含有量の上限は好ましくは0.4%であり、より好ましくは0.2%である。
CとNの含有量比(C/N)の最適化は、炭窒化物の晶出を制御するための一手段である。侵入型元素であるCとNは、いずれも基地中に固溶してオーステナイト基地を安定にして高温強度を向上する。またC及びNは基地に固溶することで固定されるので、これらと結合して凝固末期に粒界に晶出する炭窒化物が減少して熱疲労特性の低下が抑制される。特に、Cr含有量の多い本発明の耐熱鋳鋼においては、Cr23C6及びCr7C3を主体とする板状又は網目状のCr炭化物が粒界に晶出して熱疲労特性を著しく悪化させるので、Cはできるだけ基地中に固溶させるのが望ましい。Cを基地に固溶するためにはNの含有量を極力低減させることも考えられるが、本発明の耐熱鋳鋼においては、Nはオーステナイト結晶粒の微細化による延性及び被削性の向上、並びに析出炭化物の粗大化抑制による脆化防止にも有効に作用するために適量必要となる。CとNを適量含有したうえで、基地中へのCの固溶を促進するためには、C/Nを最適化することが有効である。C/Nの最適化によって、N含有の効果を享受しつつ、Cの固溶限を大きくすることができる。
本発明では、各元素が上記組成範囲を満足した上で、さらに下記式(1) 及び(2) で表されるCr炭化物生成指数AとNb炭化物生成指数Bの比率A/Bが0.6〜1.7を満たすのが好ましい。
A=8.5C−Nb+0.05Cr+0.65Ni−5・・・(1)
B=7.8Nb・・・(2)
[ただし、各式中の元素記号はその含有量(質量%)を示す。]
本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼は、Zrの含有により、結晶粒の微細化したオーステナイトからなる基地に、Cr炭化物粒子、Nb炭化物粒子、MnS等の硫化物粒子及びZr窒化物粒子が分散した組織を有する。特に、円相当径が1.5μm以上のZr窒化物粒子が視野面積0.25 mm2当たり20〜150個有すると、耐熱鋳鋼の基地が強化され、耐熱鋳鋼の熱疲労特性が向上する。
本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼に含有される不可避的不純物は主に、原材料及び/又は脱酸剤から混入するP、Al、W及びMoである。Pは結晶粒界に偏析して靭性を著しく低下させるので少ないほど好ましく、0.06%以下とするのが望ましい。AlはAl2O3からなるスラグやノロといった介在物を生成して鋳造欠陥を助長して鋳造歩留りを悪化させ、また硬くて脆いAlNを生成して、延性及び被削性を低下させる。そのため、Alは少ないほど好ましく、0.05%以下とするのが望ましい。W及びMoは炭化物を生成して延性を低下させる。さらにW及びMoは、基地に固溶してCrの基地への固溶量を減少させることで、基地の耐酸化性を低下させ、かつCr炭化物の晶出を促進することで熱疲労特性を悪化させるので、少ないほど好ましく、W及びMoを各々0.5%以下とするのが好ましく、合計でも0.5%以下とするのがより好ましい。
本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼は、Zrを含有することにより、組織中に円相当径1.5μm以上のZr窒化物粒子を視野面積0.25 mm2当たり20〜150個有するのが好ましい。円相当径1.5μm以上のZr窒化物粒子が視野面積0.25 mm2当たり20個以上存在すれば、基地が強化され、耐熱鋳鋼の熱疲労特性が向上する。なお、円相当径1.5μm未満のZr窒化物粒子では熱疲労特性の向上効果が大きくないので、本発明では円相当径1.5μm以上のZr窒化物粒子の数を規定した。一方、Zr窒化物粒子は硬くて脆いため、視野面積0.25 mm2当たりのZr窒化物粒子の数が150個を超えると、耐熱鋳鋼の延性及び被削性を低下させる。視野面積0.25 mm2当たりの円相当径1.5μm以上のZr窒化物粒子の数は30〜100個であるのがより好ましい。なお、耐熱鋳鋼の延性及び被削性を向上するために、Zr窒化物粒子は微細なほど好ましい。具体的には、Zr窒化物粒子のサイズは平均円相当径で1.5〜10μmが好ましく、1.5〜5μmがより好ましく、1.5〜3μmが最も好ましい。
排気系部品には、エンジンの運転(加熱)と停止(冷却)の繰り返しに対する熱疲労寿命が長いことが要求される。熱疲労寿命は、熱疲労特性の優劣を表す指標の1つである。熱疲労試験での加熱冷却の繰り返しで生じる亀裂や変形により、熱疲労破壊に至るまでのサイクル数が多いほど熱疲労寿命が長く、熱疲労特性に優れている。熱疲労寿命を評価するための熱疲労試験には、(a) 材料を拘束して加熱と冷却による温度振幅を繰り返し与えることで、加熱冷却に伴う伸縮を機械的に拘束して熱疲労破壊を起こさせる熱疲労寿命試験(TMF:Thermo-Mechanical Fatigue)と、(b) 材料を一定温度及び一定ひずみ振幅で引張・圧縮により繰り返しひずみを加除することで熱疲労破壊を起こさせる高温低サイクル疲労試験(LCF:Low-Cycle Fatigue)とがある。
本発明の排気系部品は上記オーステナイト系耐熱鋳鋼からなる。排気系部品の好ましい例は、タービンハウジング、エキゾーストマニホルド、タービンハウジングとエキゾーストマニホルドとを一体に鋳造したタービンハウジング一体エキゾーストマニホルド、触媒ケース、触媒ケースとエキゾーストマニホルドとを一体に鋳造した触媒ケース一体エキゾーストマニホルド、及びエキゾーストアウトレットであるが、勿論限定的でない。
実施例1〜25のオーステナイト系耐熱鋳鋼の化学組成、C/N及びA/Bを表1-1及び表1-2に示し、比較例1〜33の耐熱鋳鋼の化学組成、C/N及びA/Bを表2-1及び表2-2に示す。比較例1〜33は、化学組成、C/N及びA/Bの少なくとも1つが本発明の範囲外である。比較例33はWO 2005/103314に記載の高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼の一例であり、2.8質量%のWを含有する。なお、比較例33のWを除き、各耐熱鋳鋼中の不可避的不純物として、Pは0.02%以下、Alは0.03%以下、Wは0.1%以下、及びMoは0.1%以下であった。
熱疲労特性として、熱疲労寿命試験(TMF)及び高温低サイクル疲労試験(LCF)により熱疲労寿命を測定した。
1インチYブロックの各供試材から標点間距離25 mm及び直径10 mmの平滑丸棒試験片を切り出し、これを電気-油圧サーボ式材料試験機(株式会社島津製作所製、商品名サーボパルサーEHF-ED10TF-20L)に拘束率0.25で取り付け、各試験片に対して大気中で、冷却下限温度150℃、加熱上限温度1000℃及び温度振幅850℃で、1サイクルを昇温時間2分、保持時間1分及び冷却時間4分の合計7分とする加熱冷却サイクルを繰り返し、加熱冷却に伴う伸縮を機械的に拘束して熱疲労破壊を起こさせることにより、熱疲労寿命を測定した。
高温低サイクル疲労試験(LCF)は、2003年6月2日(社)日本材料学会発行の「高温低サイクル疲労試験法標準(JSMS-SD-7-03)」に準拠して、以下の通り実施した。すなわち、1インチYブロックの各供試材から標点間距離25 mm及び直径10 mmの平滑丸棒つばつき試験片を切り出し、これをTMFと同じ電気-油圧サーボ式材料試験機に取り付け、各試験片に対して大気中で、900℃の一定温度で、ひずみ波形を圧縮保持とし、ひずみ振幅0.5%、ひずみ速度0.1%/秒、及び圧縮保持時間1分の条件で、1サイクルを引張による0.25%のひずみ加除を5秒、圧縮による0.25%のひずみ加除を5秒、及び圧縮による0.25%のひずみ保持を60秒の合計70秒とする引張・圧縮によりひずみの加除を繰り返した。なお、ひずみ振幅を0.5%としたのは、実際の自動車用の排気系部品で亀裂を発生する部位でのひずみ量が約0.5%と推定されるためであり、ひずみ速度を0.1%/秒としたのは、「高温低サイクル疲労試験法標準(JSMS-SD-7-03)」で推奨するひずみ速度が0.1%/秒であるからである。
エンジンからの950〜1100℃の排ガス(硫黄酸化物、窒素酸化物等の酸化性ガスを含有する)に曝される排気系部品の表面には、酸化膜が形成される。酸化が進行すると酸化膜を起点に亀裂が入り、排気系部品内部まで酸化が進展し、最終的には排気系部品の表面から裏面まで亀裂が貫通して排ガスの漏洩や排気系部品の割れを招く。そのため、排気系部品の1050℃における耐酸化性を評価するために、以下の方法により酸化減量を求めた。すなわち、1インチYブロックの各供試材から直径10 mm及び長さ20 mm丸棒試験片を切り出し、これを大気中1050℃に200時間保持した後、ショットブラスト処理を施して酸化スケールを除去し、酸化試験前後の単位面積当たりの質量変化[酸化減量(mg/cm2)]を求めた。実施例1〜25及び比較例1〜33における酸化減量をそれぞれ表3及び表4に示す。
排気系部品には、エンジンの運転(加熱)と停止(冷却)の繰り返しによっても熱変形を生じにくい耐熱変形性が要求される。十分な耐熱変形性を確保するためには、高い高温強度を有するのが好ましい。高温強度は、1050℃における0.2%耐力(高温耐力)により評価できる。1インチYブロックの各供試材から標点間距離50 mm及び直径10 mmの平滑丸棒つばつき試験片を切り出し、これをTMFと同じ電気-油圧サーボ式材料試験機に取り付け、各試験片について大気中1050℃での0.2%耐力(MPa)を測定した。実施例1〜25及び比較例1〜33の高温耐力をそれぞれ表3及び表4に示す。
排気系部品には、エンジンの運転(加熱)と停止(冷却)の繰り返しによっても熱変形を生じにくい耐熱変形性が要求される。十分な耐熱変形性を確保するためには、高い高温耐力の他に高い延性を有するのが好ましい。延性を評価するために、1インチYブロックの各供試材から標点間距離50 mm及び直径10 mmの平滑丸棒つばつき試験片を切り出し、これをTMFと同じ電気-油圧サーボ式材料試験機に取り付け、各試験片の大気中25℃での室温伸び(%)を測定した。実施例1〜25及び比較例1〜33の室温伸びをそれぞれ表3及び表4に示す。
実施例26〜49のオーステナイト系耐熱鋳鋼、及び比較例34の耐熱鋳鋼の化学組成、C/N及びA/Bを表5-1及び表5-2に示す。なお、各耐熱鋳鋼中の不可避的不純物として、Pは0.02%以下、Alは0.03%以下、Wは0.1%以下、及びMoは0.1%以下であった。
表6から明らかなように、実施例26〜49のTMF熱疲労寿命は全て1000サイクル以上であり、LCF熱疲労寿命は全て2000サイクル以上であった。これから、本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼は熱疲労特性に優れ、1000℃付近の温度までの加熱と冷却とを繰り返す排気系部品に使用した場合に、排気系部品が十分な耐熱性及び耐久性を発揮することが期待される。これに対して、Nb含有量が少なすぎ、C/Nが小さい比較例34の鋳鋼はTMF熱疲労寿命が900サイクル未満であり、LCF熱疲労寿命が1500サイクル未満であった。
表6から明らかなように、実施例26〜49の酸化減量は全て30 mg/cm2未満であった。これから、本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼は耐酸化性に優れ、1000℃付近の温度に到達する排気系部品に使用した場合に十分な耐酸化性を発揮することが分る。これに対して、Nb含有量が少なすぎ、C/Nが小さい比較例34の鋳鋼は、酸化減量が30 mg/cm2を超えていた。これは、比較例34の鋳鋼は1000℃付近の温度に到達する排気系部品に使用した場合に十分な耐酸化性を発揮できないことを意味する。
表6から明らかなように、実施例26〜49の高温耐力は20 MPa以上であった。これから、本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼は高温耐力に優れ、1000℃付近の温度に到達する排気系部品に使用した場合に十分な高温強度を発揮することが分る。
表6から明らかなように、実施例26〜49の室温伸びは全て2.0%以上であった。これから、本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼は室温伸びに優れ、また加熱/冷却を繰り返す排気系部品に使用した場合に十分な耐熱変形性を発揮することが分る。
実施例35の供試材の1インチYブロックの底部から切り出した組織観察用試験片を鏡面研磨し、腐食なしで、電界放出型走査電子顕微鏡(FE-SEM:株式会社日立ハイテクノロジーズ製のSU-70)を用いて、158μm×119μmの視野の電子顕微鏡写真を撮った。図1は電子顕微鏡写真の一枚である。図1において、薄い灰色部分はオーステナイト相1であり、白色粒子は塊状のNb炭化物2であり、角状の灰白色粒子はZr窒化物3であり、濃い灰色粒子はCr炭化物4であり、黒色粒子はMnS等の硫化物粒子5である。Zr窒化物粒子は、電界放出型走査電子顕微鏡に装着されたエネルギー分散型X線分析装置(EDS:アメテック株式会社製のEDAX Genesis)を用いた分析により確認した。
Claims (6)
- 質量基準で、
C:0.3〜0.6%、
Si:0.5〜3%、
Mn:0.5〜2%、
Cr:15〜30%、
Ni:6〜30%、
Nb:0.6〜5%、
N:0.01〜0.5%、及び
S:0.01〜0.5%を含有し、
CとNの含有量比C/Nが4〜7であり、
残部Fe及び不可避的不純物からなり、
かつ下記式(1) 及び(2) により表されるCr炭化物生成指数AとNb炭化物生成指数Bとの比率A/Bが0.6〜1.7である
A=8.5C−Nb+0.05Cr+0.65Ni−5・・・(1)
B=7.8Nb・・・(2)
[ただし、各式中の元素記号はその含有量(質量%)を示す。]
ことを特徴とする熱疲労特性に優れたオーステナイト系耐熱鋳鋼。 - 請求項1に記載のオーステナイト系耐熱鋳鋼において、さらに0.005〜0.5質量%のZrを含有することを特徴とするオーステナイト系耐熱鋳鋼。
- 請求項2に記載のオーステナイト系耐熱鋳鋼において、組織中の円相当径1.5μm以上のZr窒化物粒子の数が視野面積0.25 mm2当たり20〜150個であることを特徴とするオーステナイト系耐熱鋳鋼。
- 請求項1〜3のいずれかに記載のオーステナイト系耐熱鋳鋼において、試験温度900℃、ひずみ振幅0.5%、ひずみ速度0.1%/秒、及び圧縮保持時間1分の条件で引張・圧縮によりひずみを加除する高温低サイクル疲労試験により測定した疲労寿命が1500サイクル以上であることを特徴とするオーステナイト系耐熱鋳鋼。
- 請求項1〜4のいずれかに記載のオーステナイト系耐熱鋳鋼からなることを特徴とする排気系部品。
- 請求項5に記載の排気系部品において、タービンハウジング、エキゾーストマニホルド、タービンハウジング一体エキゾーストマニホルド、触媒ケース、触媒ケース一体エキゾーストマニホルド、又はエキゾーストアウトレットであることを特徴とする排気系部品。
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