JPH06322473A - 鋳造用鉄合金及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 排気ガス温度が８００℃以上、特に８５０〜
９５０℃となる場合において、優れた耐酸化性、耐熱亀
裂性を示し、且つ安価で、鋳造性、加工性にも優れた鋳
造用鉄合金とその製造方法を得る。 【構成】 鋳造用鉄合金は、質量比で、Ｃ：０．５％〜
２．０％、Ｓｉ：３．２％を超え５．０％以下、Ｍｎ：
０．８％以下、残部が実質的にＦｅ及び不可避的元素か
らなり、その基地組織中に球状黒鉛を含み、且つ、その
金属基地組織が実質的にフェライト相からなり、球状黒
鉛の面積率が２〜７％とする。この鋳造用鉄合金は、凝
固後の上記組成となる溶湯を鋳型内に注湯し、凝固後鋳
造品の最も高温部分がＡ１変態点より低い温度となるま
で前記鋳型内で冷却した後、型ばらしを行なってパーラ
イトの析出を抑制して基地組織を実質的にフェライト相
とする製造方法で得られる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、高温で使用され、耐酸
化性、耐熱亀裂性等に優れているとともに、鋳造性、被
削性に優れた鋳造用鉄合金及びその製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】高温で使用される部材としては、例えば
自動車用内燃機関であるガソリンエンジンやディーゼル
エンジンなどの高温の燃焼ガスにさらされる排気系部品
等がある。これら排気系部品、所謂エキゾーストマニホ
ールド、ターボチャージャーハウジング、ターボチャー
ジャーハウジングの直下に接続して用いられるエキゾー
ストアウトレット、及び排気ガス浄化用触媒コンバータ
容器等を構成する部品の適用材質は、エンジンの全負荷
時における排気ガス温度、さらに排気ガス温度と時間当
たりの排気ガス排出量によって決まる総排出熱量、ある
いは、部品の形状、部品の拘束条件などを考慮して決め
られている。

【０００３】これらの排気系部材においては、通常、Ｆ
ＣＤ４００〜ＦＣＤ５００などの球状黒鉛鋳鉄や高Ｓｉ
球状黒鉛鋳鉄が主に使われている。更に、一部の超高性
能エンジン用には、Ｎｉを多量に含有するオーステナイ
ト球状黒鉛鋳鉄（ニレジスト鋳鉄）や、耐熱性に優れる
８％Ｃｒフェライト系あるいは１８％Ｃｒフェライト系
耐熱鋳鋼やＳＣＨ１２等のオーステナイト系耐熱鋳鋼が
採用され始めている。特に最近では、自動車用エンジン
の高出力化や高性能化、並びに高速燃費改善を目的とし
たガソリンエンジンの燃料冷却の低減などの要求により
熱負荷は増加する一途であり、内燃機関用の排気系部品
を構成する部材は、押し並べて、より耐熱性の高い材料
に移行しつつある。ところが、ＦＣＤ４００〜ＦＣＤ５
００などの球状黒鉛鋳鉄や高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄から、よ
り耐熱性の高い部材に変更しようと場合、ニレジスト鋳
鉄やフェライト系耐熱鋳鋼などの材料を選択するしかな
く、大幅なコストアップを余儀なくされている。すなわ
ち、ニレジスト鋳鉄は非常に高価な元素を２０〜３５質
量％含有するために、また、１８％Ｃｒフェライト系耐
熱鋳鋼では高合金で且つ高融点であるため特殊な鋳型や
鋳造方法を採用するために、ＦＣＤ４００〜ＦＣＤ５０
０などの球状黒鉛鋳鉄や高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄製の部品コ
ストに対して２〜５倍のコスト負担を強いられている。

【０００４】本発明は、上記の問題を解決するため、排
気ガス温度が８００℃以上、特に８５０〜９５０℃とな
る場合において、優れた耐酸化性、耐熱亀裂性を示し、
且つ安価で、鋳造性、加工性にも優れた鋳造用鉄合金と
その製造方法を提供することを目的とする。

【０００５】

【課題を解決するための手段】上述の課題を解決するた
めに鋭意研究の結果、ＦＣＤ４００や高Ｓｉ球状黒鉛鋳
鉄の耐酸化性や耐熱亀裂性は、基地組織中に点在する黒
鉛の平均粒径と粒数によって決定される黒鉛面積率と密
接な関係があることを突き止め、黒鉛面積率を減少させ
るほど、また同じ黒鉛面積率ならば黒鉛の平均粒径を小
さくするほど耐酸化性と耐熱亀裂性を向上できる知見を
得た。このためには、鋳造性を損なわない範囲内でＣ含
有量をできるだけ下げると共に基地組織を実質的にフェ
ライトとすることが不可欠であることを見い出し、本発
明に想到した。

【０００６】すなわち、本第１の発明の鋳造用鉄合金
は、化学成分が質量比で、Ｃ：０．５％〜２．０％、Ｓ
ｉ：３．２％を超え５．０％以下、Ｍｎ：０．８％以
下、残部が実質的にＦｅ及び不可避的元素からなり、そ
の基地組織中に球状黒鉛を含み、且つ、その金属基地組
織が実質的にフェライト相であることを特徴とする。

【０００７】本第２の発明の鋳造用鉄合金は、化学成分
が質量比で、Ｃ：０．５％〜２．０％、Ｓｉ：３．２％
を超え５．０％以下、Ｍｎ：０．８％以下、残部が実質
的にＦｅ及び不可避的元素からなり、その組織中に球状
黒鉛を含み、且つその金属基地組織が実質的にフェライ
ト相で、基地組織中に点在する球状黒鉛の面積率が２〜
７％であることを特徴とする。

【０００８】本第３の発明の鋳造用鉄合金の製造方法
は、上述の第１及び第２発明組成の鉄合金の溶湯を鋳型
内に注湯し、凝固後鋳造品の最も高温部分がＡ１変態点
より低い温度となるまで前記鋳型内で冷却した後、型ば
らしを行なってパーライトの析出を抑制することによ
り、その金属基地組織を実質的にフェライト相とするこ
とを特徴とする。

【０００９】本第４の発明の鋳造用鉄合金の製造方法
は、上述の第１及び第２発明組成の鉄合金の溶湯を鋳型
内に注湯し、凝固後その鋳造品の最も低い温度である部
位がＡ１変態点以上の温度である状態で前記鋳型から取
り出した後、Ａ１変態点以上の温度からパーライトが析
出しない冷却速度でＡ１変態点より低い温度まで冷却す
ることにより、その金属基地組織を実質的にフェライト
相とすることを特徴とする。

【００１０】本第５の発明の鋳造用鉄合金の製造方法
は、上述の第１及び第２発明組成の鉄合金を、Ａ１変態
点以上の温度から９５０℃の間の任意の温度に加熱保持
した後パーライトが析出しない冷却速度でＡ１変態点よ
り低い温度まで冷却する熱処理を施し、その金属基地組
織を実質的にフェライト相とすることを特徴とする。

【００１１】

【作用】以下に各元素の含有量（質量比）の限定理由を
述べる。

【００１２】（ａ）Ｃ：０．５％〜２．０％ 本発明においてＣは重要な役割を担う元素である。Ｃ含
有量の範囲を決定するに当っては、鋳造性の面、被削性
の面及び耐熱性（耐酸化性及び耐熱亀裂性）の面より考
えなければならない。鋳造性及び被削性はＣ含有量が高
いほど向上するが、逆に耐熱性はＣ含有量が低いほど向
上する。Ｃ含有量が０．５％以下になると、不廻り、引
け巣などの鋳造欠陥が多発するようになり、健全な鋳物
を経済的に造ることが困難になる。また、組織中の球状
黒鉛の量も極めて少なくなり、機械加工時の被削性も悪
くなる。従って、Ｃ含有量の下限は０．５％とする。一
方、形状がより複雑でしかも肉厚がより薄い鋳物を健全
に造るためにはＣ含有量を高くする必要があるが、Ｃ含
有量が２％を超えると組織中の球状黒鉛の量が極めて多
くなり耐熱性が劣化する。なお、Ｃ含有量が２％を超え
ると初晶粒界に球状化率の低い黒鉛が発生したり、耐熱
性を極度に劣化させる炭化物が初晶粒界に発生する場合
などがあり、組織の安定性を著しく低下させる。従っ
て、Ｃ含有量の上限を２．０％とする。好ましいＣ含有
量は１．０〜１．５％である。

【００１３】（ｂ）Ｓｉ：３．２％〜５．０％ Ｓｉは、耐酸化性の改善に対する効果が極めて大きい。
また同時に、Ａ１変態点を高温側に押し上げ常用温度域
の上限温度を高めたり、セメンタイトの生成を抑制しフ
ェライト化を促進して金属基地組織が実質的にフェライ
ト相となるように働くと同時にＣを黒鉛の形で安定にす
る。さらにＣと同じく融点を下げて鋳造性を向上させ、
且つ脱酸剤として働き鋳物のガス欠陥を低減する効果も
ある。以上のような観点から、Ｓｉは本発明において非
常に重要な元素であって、列記したような効果を得るた
めには、その含有量は３．２％以上を必要とする。一
方、基地中に固溶するＳｉが過多となると靱性や延性の
低下を招くのでその含有量の上限は５．０％とする。好
ましいＳｉの含有量は３．８％〜４．５％である。

【００１４】（ｃ）Ｍｎ：０．８％以下 ＭｎもＳｉと同様脱酸剤として有効であるがパーライト
化を促進する元素でもある。本発明の鋳造用鉄合金の基
地組織はできるだけフェライトであることが好ましい。
上述したＣ、Ｓｉの含有量の限定範囲内でＭｎが０．８
％を超えるとパーライトが多量に析出しやすくなるの
で、Ｍｎの含有量は０．８％以下とする。好ましいＭｎ
の含有量は０．６％以下である。

【００１５】（ｄ）冷却方法 本発明の鋳造用鉄合金の製造方法において、下記に説明
する方法の冷却を施すことにより所望の鋳造用鉄合金を
得ることができる。すなわち、凝固後の組成が前記組成
となるような溶湯を鋳型内に注湯し、凝固後鋳造品の最
も高温部分がＡ１変態点より低い温度となるまで前記鋳
型内で冷却した後型ばらしを行なう冷却方法によってパ
ーライトの析出を抑制し、その金属基地組織が実質的に
フェライト相である所望の鋳造用鉄合金を得ることがで
きる。型ばらし温度をＡ１変態点より低いに温度に限定
した理由は、Ａ１変態点以上の温度を超える部位が残存
しているとその部位が急冷されパーライトが多量に析出
して所望の材料特性が得られないことによる。

【００１６】本発明の鋳造用鉄合金の製造方法におい
て、下記に説明するもう一つの方法の冷却を施すことに
より所望の鋳造用鉄合金を得ることができる。すなわ
ち、凝固後の組成が前記組成となるような溶湯を鋳型内
に注湯し、凝固後その鋳造品の最も低い温度である部位
がＡ１変態点以上の温度である状態で前記鋳型から取り
出した後、Ａ１変態点以上の温度からパーライトが析出
しない冷却速度でＡ１変態点より低い温度まで冷却する
冷却方法により、その金属基地組織の全てがフェライト
相である所望の鋳造用鉄合金を得ることができる。

【００１７】（ｅ）熱処理方法 本発明の鋳造用鉄合金の製造方法において、下記に説明
する方法の熱処理を施すことにより所望の鋳造用鉄合金
を得ることができる。すなわち、鋳放しの金属基地組織
中のパーライト面積率が多くて所望の材料性質と被削性
が得られない場合には、Ａ１変態点以上の温度から９５
０℃の間の任意の温度に加熱保持した後パーライトが析
出しない冷却速度でＡ１変態点より低い温度まで冷却す
る熱処理方法より、その金属基地組織の全てがフェライ
ト相である鋳造用鉄合金を得ることができる。

【００１８】

【実施例】以下、本発明を実施例により説明する。 ［実施例（１）］表１は、本発明の各種材料特性を評価
するために作製した供試材の化学成分である。表中の材
料番号１〜１８は本発明材の実施例の化学成分を、また
同表の材料番号成分〜は従来例の化学成分を示す。

【００１９】

【表１】

【００２０】各供試材の作製にあたっては、溶解能力１
００ｋｇの高周波溶解炉を用いて大気溶解し１５５０℃
以上で出湯し脱酸等の溶湯処理を行ったの後、ＣＯ₂ 鋳
砂で成形したＹブロック形状のＪＩＳ規格Ｙ型Ｂ号供試
材の鋳型に１５００℃以上で注湯して供試用試験片を作
製した。上述により作製された供試材は、鋳放しのまま
試験に供試するものと、一部のものについては大気雰囲
気中の加熱炉にて８５０℃で２時間保持した後７００℃
まで炉冷し大気中にて自然冷却する熱処理を行なった。
ここで、表１の従来例の内〜の部材は自動車用エキ
ゾーストマニホールドやターボチャージャハウジング等
の排気系耐熱部品に使用されているもので、高Ｓｉ球状
黒鉛鋳鉄と呼称され一般に良く知られた鋳造用鉄合金で
ある。

【００２１】上述により作製した各供試材を用いて、以
下に述べるような各種の試験を実施した。

【００２２】先ず、耐熱疲労寿命を支配する要因解析を
する目的で、直径１０ｍｍで長さ２０ｍｍの中実円柱状
の試験片を用いて、８００℃、８５０℃の２水準の温度
において大気中保持２００時間による酸化試験を実施し
た。酸化試験の評価方法としては、酸化試験後にサンド
ブラスト処理により試験片表面に生じた酸化膜を除去
し、酸化試験前後の単位表面積当たりの重量変化（酸化
減量；ｍｇ／ｃｍ² ）により評価した。

【００２３】また、引張特性を調べるために、室温及び
高温での引張試験を実施した。常温引張試験にはＪＩＳ
４号標準引張試験片を用いて、高温引張試験にはＪＩＳ
のＧ０５６７に定められる直径１０ｍｍで標点間距離５
０ｍｍのつば付き高温引張試験片を用いて８５０℃の温
度において実施した。

【００２４】加熱冷却時の熱膨張及び熱収縮が拘束され
た状態で使用される内燃機関の排気系部品は過酷な熱疲
労条件にさらされる。従って排気系部品用としての耐熱
材料は、この熱疲労による亀裂並びに変形を生じにくい
ことが一義的に重要である。そこで、各本発明材につい
て、電気・油圧サーボ方式の熱疲労試験機を用いて熱疲
労寿命を測定した。熱疲労試験は、標点間距離が２０ｍ
ｍ、標点間の直径が１０ｍｍの試験片を用い、その試験
片の標点間を高周波コイル出力と冷却空気噴射を制御し
ながら加熱冷却する。この加熱冷却により生ずる標点間
の伸び縮みを伸び計を用いて検出し機械的に完全拘束す
る。加熱冷却条件は、下限温度を１５０℃、上限温度ま
での昇温時間２分、上限温度での保持時間を１分、下限
温度までの降温時間を４分とする１サイクル７分であ
る。なお、上限温度は８００℃及び８５０℃の２水準と
した。また、熱疲労寿命は試験片標点間が破断したサイ
クル数をもって定義した。

【００２５】表２は、本発明の実施例材及び従来材の金
属組織観察による黒鉛粒数、黒鉛球状化率、黒鉛面積
率、パーライト面積率の測定結果、並びに、ブリネル硬
さ測定、引張試験、酸化試験、及び熱疲労試験の結果を
まとめたものを示す。なお、黒鉛粒数、黒鉛球状化率の
測定については、粒径が５μｍ未満の黒鉛は測定対象か
ら除外した。

【００２６】

【表２】

【００２７】表２の実施例及び従来例の結果より、図１
にＣ含有量と８００℃の熱疲労寿命の関係を、図２にＣ
含有量と黒鉛面積率の関係を、図３にＳｉ含有量と８０
０℃の酸化減量の関係をそれぞれ図に表わして示す。こ
れらの関係より、Ｃ含有量の多い従来材の高Ｓｉ球状黒
鉛鋳鉄に比較して、本発明材は耐酸化性及び熱疲労寿命
が大幅に向上していることがわかる。図４には本発明材
における代表的な組成を有する実施例１の金属顕微鏡組
織を示す。図５には従来例の金属顕微鏡組織写真を示
す。実施例１の本発明材は、従来例と比較して黒鉛粒
が微細で且つ黒鉛面積率も小さいことが一目瞭然であ
る。図６には、表１の従来例の供試材から加工した熱
疲労試験片において、熱疲労試験を中断したものの標点
部中央の表面近傍のミクロ組織写真を示す。酸化を伴う
亀裂が基地中に存在する黒鉛を介して進行しつつあるこ
とがわかる。即ち、この事実は基地中に存在する黒鉛の
絶対量を減らすことが耐熱性の向上に不可欠であること
を明らかにしている。

【００２８】次に、延性の向上と機械加工性の向上等を
目的とした熱処理の効果について述べる。実施例４及び
７の鋳放し材は、フェライト化促進元素であるＳｉが本
発明で規定するの下限側に近いため、鋳型内でＡ１変態
点より低い温度まで冷却したにも拘らず基地組織中にパ
ーライトが面積率でそれぞれ実施例４で２５％、実施例
７で２７％析出していた。そこで、本供試材について、
室温から８５０℃まで加熱して２時間保持した後７００
℃まで炉冷してから室温中に放冷する熱処理を実施した
結果、パーライトは完全分解されて、基地はフェライト
一相となった。さらに、熱処理を施した供試材について
硬さ測定と引張試験を実施した結果、硬さは低くなり、
伸びも大幅に向上することを確認した。

【００２９】［実施例（２）］表３（ａ）に示す本発明
成分範囲にある種々の溶湯について、加給機付きの直列
４気筒エンジンに使用される一般肉厚４ｍｍのエキゾー
ストマニホールド（製品Ａ、図７参照）と、同じく一般
肉厚４ｍｍのターボチャージャハウジング（製品Ｂ、図
７参照）を各々鋳造し、その鋳造性と被削性の確認を行
なった。その結果、本発明材のいずれの条件においても
健全な鋳造部品を得ることができた。さらに、これらの
鋳造部品について機械加工を施して被削性の確認を行な
ったが、いずれのものについても従来材の高Ｓｉ球状黒
鉛鋳鉄と同程度の被削性を示し何等問題は生じなかっ
た。

【００３０】

【表３】

【００３１】［実施例（３）］次に、表３の（ａ）１の
化学成分で鋳造し加工したものからそれぞれ製品Ａのエ
キゾーストマニホールドと、製品Ｂのターボチャージャ
ハウジングを各一個抜取り、それらを組み付けた直列４
気筒、排気量２０００ｃｃの高性能ガソリンエンジンに
より、実機耐久試験を実施した。試験条件は、６０００
回転全負荷運転を連続１４分間−アイドリング１分間−
完全停止を１４分間−アイドリング１分間を１サイクル
とする熱冷（ＧＯ−ＳＴＯＰ）サイクルを５００サイク
ルまで実施した。全負荷時の排気ガス温度は、ターボチ
ャージャハウジングの入り口で９１０℃であった。この
条件下での、エキゾーストマニホールドの表面最高温度
は集合部で約８４０℃、ターボチャージャハウジングの
表面最高温度はウエイストゲート部で約８６０℃であっ
た。その結果、これらの部品は熱変形によるガス漏れや
熱亀裂が生ずることなく、優れた耐久性と信頼性を有す
ることが確認された。

【００３２】一方、表３（ｂ）に示す化学成分の従来材
である高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄で製品Ａと同形状のエキゾー
ストマニホールドと、同じく製品Ｂと同形状のターボチ
ャージャハウジングを製作して、同じエンジンを用いて
前記と同じ条件で試験を行なった。この結果、高Ｓｉ球
状黒鉛鋳鉄製エキゾーストマニホールドは、３６５サイ
クルで酸化と熱疲労が原因で集合部近傍に熱亀裂が生じ
使用不能となった。その後、エキゾーストマニホールド
を製品Ａに取替え試験を続行したところ、高Ｓｉ球状黒
鉛鋳鉄製ターボチャージャハウジングは４６３サイクル
目にスクロールのタング部から肉厚を貫通する亀裂を生
じた。以上の結果、本発明の鋳造用鉄合金で製作したエ
キゾーストマニホールド及びターボチャージャハウジン
グは優れた耐熱性を有していることが明らかとなった。

【００３３】

【発明の効果】以上詳細に説明の通り、本発明の鋳造用
鉄合金は、使用温度が８００℃以上となる領域で、Ｓｉ
含有量が同量の高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄に比べて極めて良好
な耐熱性を有し、例えば、酸化減量については本発明の
鋳造用鉄合金が同じＳｉ含有量の高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄の
約５０％〜７０％程度であり、また耐熱亀裂性は同じＳ
ｉ含有量の高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄に比較して約２倍であ
る。そして、本発明の鋳造用鉄合金の製造方法は、特に
材料要求特性として耐酸化性及び耐熱亀裂性が求めら
れ、従来の高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄を上回る特性を有し、且
つ鋳造性や被削性も従来の高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄と同等の
特性を有する鋳造用鉄合金を、廉価に製造することがで
き、優れた効果を奏するものである。

【図面の簡単な説明】

【図１】表１におけるＣ含有量と８００℃の熱疲労寿命
の関係を示す図である。

【図２】表１におけるＣ含有量と黒鉛面積率の関係を示
す図である。

【図３】表１におけるＳｉ含有量と８００℃の酸化減量
の関係を示す図である。

【図４】表１の実施例１の金属顕微鏡組織写真を示す図
である。

【図５】表１の従来例の金属顕微鏡組織写真を示す図
である。

【図６】表１の従来例の供試材から加工した熱疲労試
験片において、熱疲労試験を中断したものの標点部中央
の表面近傍のミクロ金属組織写真を示す図である。

【図７】本発明の一実施例のエキゾーストマニホールド
［製品Ａ］とターボチャージャハウジング［製品Ｂ］の
概要を示す図である。

フロントページの続き (72)発明者 吉田 敏樹 栃木県真岡市鬼怒ケ丘11番地 日立金属株 式会社素材研究所内

Claims (5)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 化学成分が質量比で、Ｃ：０．５％〜
   ２．０％、Ｓｉ：３．２％を超え５．０％以下、Ｍｎ：
   ０．８％以下、残部が実質的にＦｅ及び不可避的元素か
   らなり、その基地組織中に球状黒鉛を含み、且つ、その
   金属基地組織が実質的にフェライト相であることを特徴
   とする鋳造用鉄合金。
2. 【請求項２】 請求項１に記載する鋳造用鉄合金におい
   て、基地組織中に点在する球状黒鉛の面積率が２〜７％
   であることを特徴とする鋳造用鉄合金。
3. 【請求項３】 請求項１及び請求項２に記載の鋳造用鉄
   合金の製造方法において、凝固後の組成が前記組成とな
   る溶湯を鋳型内に注湯し、凝固後鋳造品の最も高温部分
   がＡ１変態点より低い温度となるまで前記鋳型内で冷却
   した後、型ばらしを行なってパーライトの析出を抑制す
   ることにより、その金属基地組織を実質的にフェライト
   相とすることを特徴とする鋳造用鉄合金の製造方法。
4. 【請求項４】 請求項１及び請求項２に記載の鋳造用鉄
   合金の製造方法において、凝固後の組成が前記組成とな
   る溶湯を鋳型内に注湯し、凝固後その鋳造品の最も低い
   温度である部位がＡ１変態点以上の温度である状態で前
   記鋳型から取り出した後、Ａ１変態点以上の温度からパ
   ーライトが析出しない冷却速度でＡ１変態点より低い温
   度まで冷却することにより、その金属基地組織を実質的
   にフェライト相とすることを特徴とする鋳造用鉄合金の
   製造方法。
5. 【請求項５】 請求項１及び請求項２に記載の鋳造用鉄
   合金の製造方法おいて、Ａ１変態点以上の温度から９５
   ０℃の間の任意の温度に加熱保持した後パーライトが析
   出しない冷却速度でＡ１変態点より低い温度まで冷却す
   る熱処理を施し、その金属基地組織を実質的にフェライ
   ト相とすることを特徴とする鋳造用鉄合金の製造方法。