JPH0672294B2

JPH0672294B2 - ステンレス鋼鋳造合金およびその製造方法

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Publication number: JPH0672294B2
Application number: JP60229768A
Authority: JP
Inventors: エー・メンデルソンラルフ
Original assignee: Garrett Corp
Current assignee: Garrett Corp
Priority date: 1985-06-26
Filing date: 1985-10-15
Publication date: 1994-09-14
Anticipated expiration: 2009-09-14
Also published as: JPS624855A; ES8707569A1; EP0207697B1; BR8505304A; DE3665488D1; EP0207697A1; ATE46194T1; ES556779A0

Description

【発明の詳細な説明】（産業上の利用分野）本発明はステンレス鋼鋳造合金およびその製造方法に関
する。

本発明によるステンレス鋼鋳造合金は例えばタービンハ
ウジング、ターボチヤージヤハウジング、排気マニホル
ド、燃焼室等の材料として有用であり、最大2000゜F（約
1093℃）の動作範囲内で良好な耐腐蝕性および室温・高
温特性を有する。

（従来の技術）一般に自動車や航空機のターボチヤージヤハウジングは
最高2000゜F（約1093℃）の高作動温度を受け且つ極めて
高速で回転するタービン羽根車を、破壊を来すことなく
確実に収納可能に構成する必要がある。例えばトラツク
のデイーゼルエンジンのターボチヤージヤにおいては、
温度は1300〜1400゜F（約704〜760℃）に達するで、ハウ
ジングの金属温度が1200〜1300゜F（約649〜704℃）とな
る。一方自動車のターボチヤージヤにおいては作動温度
は最高1750〜2000゜F（約954〜1093℃）まで達するの
で、ターボチヤージヤのガス導入部すなわち舌部がター
ビン排気ガス温度と大きな差のない温度となり且つ熱が
急速に発散されないような断熱構成がとられているか
ら、ターボチヤージヤハウジングの舌部における金属温
度が1550〜1950゜F（約843〜1065℃）に達する。従つて
相対的に高価なステンレス鋼鋳造合金を用いないと、排
気ガスが初期にターボチヤージヤと接触するガス導入部
のような金属部分に熱破壊を生ずる危惧がある。

従来、タービンハウジング等にはインターナシヨナルニ
ツケルカンパニの開発したNiResistあるいは30％のクロ
ム、20％のニツケル、残りが実質的に鉄であるクロム・
ニツケル・鉄のステンレス鋼合金、HK30のような市販さ
れ延性に富む高ニツケル鋳造合金が用いられている。

またクロム26〜30％およびニツケル４〜７％を含む市販
のHD系合金も提案されているが、デユープレツクス組織
となつており、HD合金のニツケル含有量が比較的低いた
めHD合金にシグマ相が生成し極めてもろくなり、高温で
使用された場合、特に熱サイクルを受けるとき熱破壊が
生じていた。一方このようなHD系合金の欠点はニツケル
約18〜22％を含むと共に全ての組成をオーステナイト相
であるHKステンレス鋼合金の如くニツケル含有量の高い
ステンレス鋼鋳造合金を採用することにより解決してお
り、HK系ステンレス鋼合金はクリープ強さの点では最強
のステンレス鋼鋳造合金に属するものといえる。

更に米国特許第3,969,109号にはCrが21〜30％、Niが２
〜10％、Ｃが0.25〜0.45％、Mnが0.01〜2.5％およびＮ
が0.36〜0.55％のステンレス鋼錬造合金が提案されてお
り、この場合市販の21−４ステンレス鋼合金の炭素およ
びマンガンの含有量を減らすことによつて高温での強
度、耐硫化性および耐酸化性が得られる。

（発明が解決しようとする問題点）しかしながら、ターボチヤージヤハウジングに要求され
る高温特性条件を満足し得るようなこれら合金は総じて
相当に高価になり、又ニツケルの含有量が高いため鋳造
による製造が煩雑になる問題があつた。

また上述の米国特許における鋳造合金は全てオーステナ
イト相であり、特に低熱膨張特性を得れなかつた。

しかして本発明の一目的は最高1950゜F（約1065℃）まで
の作動温度において耐熱亀裂性および室温における引張
り強さが優れ、且つクリープ強さが高く、耐破断性に富
むと共に安価なステンレス鋼鋳造合金を提供することに
ある。

また本発明の他の目的は優れた鋳造特性を示す低コスト
のステンレス鋼鋳造合金を提供することにある。

本発明の更に他の目的は高温で使用可能なステンレス鋼
製品を安価に且つ効果的に鋳造する方法を提供すること
にある。

（問題点を解決するための手段）本発明によれば上記の目的はステンレス鋼鋳造合金が、
フエライトが実質的に20〜80％、残りがオーステナイト
の金属組織学上の２相を有し、1500〜1950゜F（約815〜1
065℃）の使用温度と室温との間における熱サイクルの
被熱時の耐熱亀裂性に優れ、室温における引張強さが少
なくとも75,000psi（約52,725t/m²）で伸び率が少なく
とも７％であり、シグマ相が存在せず、クロムが28〜32
重量％、ニツケルが４〜８重量％、窒素が0.2〜0.5重量
％、炭素が0.2〜0.4重量％、コルンビユームが0.5〜1.5
重量％、ケイ素が最大2.0重量％、マンガンとモリブデ
ンからなる群から選択された硫化生成物が最高1.0重量
％、硫黄が0.2〜0.4重量％、残りが鉄でなることにより
達成される。尚上述の組成がその範囲を越えると所定の
破壊強度、引張り強さ等の所期の特性を実現できない。

（作用）本発明によれば、デユープレツクスステンレス鋼合金、
即ちフエライト組織とオーステナイト組織の両方を有す
る２相合金を得ることができ、自動車のターボチヤージ
ヤハウジング、ガソリンエンジンの排気マニホルド、鋳
造炉や燃焼室のような高温度を受ける、鋳造部品として
使用され得、オーステナイト相の高温特性とフエライト
相の低熱膨張特性とをかね備える作用を得れる。

（実施例）本発明におけるステンレス鋼鋳造製品、特にタービンハ
ウジングに好適に使用されるステンレス鋼鋳造合金は比
較的ニツケル含有量の低いＨ系ステンレス鋼材で形成さ
れ、ニツケルが窒素と結合して、フエライト相が20〜80
％、好ましくは40〜60％にされ、残部がオーステナイト
相のフエライト・オーステナイトの二相構造に改質さ
れ、耐熱性が改善される。この合金のミクロ構造内に存
在するフエライトの量は合金の化学的成分、二次加工技
術および採用する加熱処理法により決定される。フエラ
イト相は鋳造合金の高温特性に寄与しないものと考えら
れる。

通常ステンレス鋼鋳造製品は極めてもろいため、本発明
においては加熱処理を施す。一方加熱処理前に鋳造鋼が
もろさ（脆弱性）を持つことを利用して本発明の鋼鋳造
法の生産性を高め得る。即ち鋳造鋼の湯口を機械加工に
よらず、単に折り取りにより除去し得る。加熱処理は20
00〜2200゜F（約1093〜1204℃）で１〜４時間実行し、次
いで空気により冷却することが好ましい。この加熱処理
後に、合金は最大24時間、1400〜1600゜F（約760〜871
℃）で強化処理を行うことが望ましいが、この合金製品
は使用中通常この範囲の温度を受けることになるので合
金製品のテスト使用時においてその使用当初にこの強化
処理を行い得ることが理解されよう。

本発明のステンレス鋼鋳造製品は主として固溶体強化母
材内に分散された炭化物により強化される。生成された
２種類の炭化物、すなわちMCとM₂₃C₆の内のMC炭化物
（Ｍは実質的にCb）は溶体化処理により比較的影響を受
けないので、加熱処理後強化成分として残る。一方もろ
いM₂₃C₆成分（Ｍは実質的にCr）は加熱処理時に球状化
（spher−Oidize）又は一部溶解される。この溶解され
た炭化物は通常低温で析出して合金の強度が向上され
る。即ち加熱処理によりM₂₃C₆炭化物が再分布、すなわ
ち球状化又は溶解され、球状化又は小滴化されたM₂₃C₆
炭化物は元の角状の態様の場合より延性が高められる。

機械加工性を高めるため、硫黄が本発明のステンレス鋼
鋳造合金に0.2〜0.4％添加され、マンガン又はモリブデ
ンと結合されて、MnS又はMoSとなる。又鋳造合金の流動
性を高めるよう作用するシリコンが通常市販の鋼内には
最高２％含まれており、一方2.5〜1.5％のコルンビユー
ム（ニオビウム）が強度を増すために添加される。コル
ンビユームは極めて安定したMC炭化物を生成する。

本発明によるステンレス鋼合金における他の特徴は鋳造
工程にある。すなわち、延性ねずみ鉄を鋳造する際に通
常採用されるような低廉の鋳造法を効果的に採用する。
主として鋼鋳造は3100゜F（約1700℃）台の高温で、一方
鉄鋳造は2600〜2900゜F（約1427〜1593℃）で注型される
から、鋼鋳造法は鉄鋳造法よりコスト高となる。本発明
においてはステンレス鋼は2850゜F（約1566℃）のタツプ
温度（ステンレス鋼の湯がとりべに移されるときの温
度）で鋳造できることが判明している。また気孔率を低
下させるため湯口を増やす場合、鋼鋳造に通常採用され
る構成を本発明の合金の鋳造に採用でき、鋳造製品の品
質を顕著に向上できる。本発明により鋳造される合金製
品は独特の化学的成分およびミクロ構造を有すると共
に、加熱処理時に一部溶解されるもろい炭化物成分M₂₃C
₆が存在するため、湯口を折り取り除去できる。即ち注
型連続状態でこの炭化物成分が存在するので、通常オー
ステナイト型鋼鋳造に採用されるようなコスト高の機械
加工作業による湯口除去法に因ることなく、単なる折り
取りにより湯口を除去できる。

実験例本発明による表Ｉに示す各種のDMS016合金を用いて鋳造
しタービンハウジングを作成し、これらのタービンハウ
ジングの特性を試験した。この結果を表IIに示す。また
表ＩにはDMS016合金に近いHC、HDおよびHK系合金も併記
してある。注型温度は12本のとりべを2733〜2770゜F（約
1500〜1521℃）にした。湯材は本発明によるDMSO16合金
の所望の化学特性に近い市販の混合物を用いた。

第１図には0.16％のＮで改質され、約10％のオーステナ
イトを含むDMSO16合金のミクロ構造が400倍に拡大して
示される。図中の明るい部分はオーステナイト相、暗い
部分はフエライト相である。また第２図〜第４図には夫
々異なつた合金のミクロ構造（Ｎが夫々0.20、0.32およ
び0.35％）が示されており、夫々オーステナイトが約20
％、40〜50％および50〜55％含まれる。

タービンハウジングには、ハウジング内に回転する羽根
車が確実に収納され保持されて、タービンハウジングが
破断を来さないことが要求される。収納テストにおいて
は、所定の合金で作られたタービンハウジング内に、所
定のテスト条件に従い、羽根車の回転速度を上昇せしめ
て羽根車を破断させたときも確実に収納可能か否かを調
べる。ターボチヤージヤのメーカは通常例えば自動車
（ガソリン）エンジン、デイーゼルエンジンおよび航空
機用エンジンのターボチヤージヤに対しこの収納テスト
を多数回行う。自動車エンジンおよびデイーゼルエンジ
ン用のターボチヤージヤに対するテストは通常相対的に
強度のある同一の羽根車を用いて行うが、航空機用エン
ジンのターボチヤージヤに対するテストは意図的に機械
的に弱い羽根車を用いて収納テストを逐行する。本発明
による合金、すなわちDMSO16²に対し収納テストを行つ
た。シヤフト並びに羽根車は簡単に破断するような航空
機用の標準試験要綱に従い、ハブ部に１つの軸方向に延
びる穴を且つ背デイスクに３つの穴をあけハブ部が３片
に破裂するよう設けた。タービンのガス導入部温度はタ
ービンの入口フランジで1750゜F（約954℃）になるよう
に調整し、且つこの温度で10分間、速度97,500rpmで定
常に回転した。次にターボチヤージヤを、弱化せしめた
羽根車が破断するまで急加速し、159,000rpmで破断させ
た。この状態でも破壊された羽根車がハウジング内に確
実に収容され続けることが判明した。このテスト結果か
ら、本発明による合金DMSO16²で作成したターボチヤー
ジヤハウジングが、現在航空機のターボチヤージヤハウ
ジングに採用されているオーステナイト合金であるHK30
＋Cbに対するものと同一の収納テストに合格するもので
あることが判明した。

更に第５図に示す周知の型式の航空機用のタービンハウ
ジング10を本発明による合金DMSO16²で鋳造し、ガス導
入部温度1750゜F（約954℃）で600時間のガス放置サイク
ルの耐久テストを行つた。このテスト後のタービンハウ
ジングを検査した結果、舌部12並びに渦巻き部（ガス通
過）面の頂部14のいずれにも亀裂が発見されなかつた。
これにより合金DMSO16²で鋳造されたハウジングの耐熱
亀裂性も優れていることが判明した。

1500゜F（約816℃）で酸化テストも行つたが、100時間経
過後0.03％の重量損だけであつた。1700゜F（約927℃）
で硫化テストも行つたが、１時間で0.4％の重量損だけ
であつた。

本発明の合金は300〜1000℃の範囲に亘り、18.6x10^-6／
℃（10.1x10^-6／゜F）の線膨張率を示した。この線膨張
率はHK30ステンレス鋼と実質的に同一である。

第５図に示すタービンハウジングの素子有限熱応力モデ
ルを標準のNiResist材料（Ｄ−5S）と本発明による合金
で夫々鋳造して比較した。この結果を表IIIに示す。こ
れにより表IIIからも明らかなように、DMSO16²の方が応
力が大きく疲れ寿命も長いことが判明した。この場合舌
部12の温度が、1520゜F（約827℃）であるとき破棄する
湯口部16内の温度は1480゜F（約804℃）であつた。これ
らの結果は限られたクリープ（材料試験に荷重を加えた
結果生じる歪）であつて、耐荷重時間に依存する歪を指
す試験データに基づいてはいるが、本発明によればクリ
ープ試験データも顕著に改善された。即ち表IIIに示す
クリープ試験データから明らかなように、本発明による
合金DMSO16²の耐久性が大であることが判明した。

素子有限応力分析を、疲れ亀裂が生じることが予期され
る２つの臨界面、即ち舌部12および湯口部16に対し行つ
た。これによりDMSO16²はD5S（NiResist）に比し、高温
における強度が高く且つ弾性率も高くなる反面、熱膨張
率が僅かに低くなることが判明した。従つて本発明によ
る合金は高い熱応力を持つことが理解されよう。

尚上表Ｉ、IIおよびIIIにおいて、“NiResist型D5S"は
インターナシヨナル・ニツケル・カンパニーの開発した
合金の商品名、“HD"、“HK"、“DMS"は夫々、“HD系合
金”、“HK系合金”、“DMS系合金”の略である。

異なる量の窒素（Ｎ）を含むDMSO16のサンプルを５個作
成し機械的テストを行つた。このテスト結果を表IVに示
す。満足する延性を得るに必要な伸び率は最小７％であ
り、表IVのデータから最小0.20％の窒素（Ｎ）が必要で
あることが理解されよう。表IVからも明らかなように、
窒素成分が、0.20％以上のDMSO16合金の鋳造サンプルに
は脆弱なシグマ相が実質的に含まれていないことが判明
した。窒素（Ｎ）の最大溶解度は0.6％であり、窒素
（Ｎ）が0.5％のときもろい窒素化合物が現れ延性が低
下する。

上述したテストおよび模擬環境あるいは実環境にさらし
たタービンハウジングについて、本発明のDMSO16合金に
よるものはD5S NiResistに比べ鋳造性、機械加工性およ
び使用特性のいずれも少なくとも同等以上であり、多岐
に亘つてHK30ステンレス鋼ないしは高価なハイニツケル
材の特性に近く、所定の条件を満足するものと考え得よ
う。

本発明は上述した実施例に限定されるものではなく、特
許請求の範囲の技術的思想に含まれる設計変更を包有す
ることは理解されよう。

（発明の効果）上述のように構成された本発明によれば、低ニツケルの
デユープレツクスステンレス鋼に窒素を適量添加するこ
とにより、耐熱亀裂性を向上でき、高ニツケルステンレ
ス鋼を得る従来の構成に比べ合金が効果的に改良され
得、且つオーステナイトステンレス鋼と実質的に同一の
強度特性、耐腐蝕性およびクリープ特性が得ることがで
きる。また特にニツケルではなく窒素を添加することに
より、合金の耐熱亀裂性、即ち強度を高くする反面、熱
膨張を小さくし得、機能的にHK系ステンレス鋼合金と等
価な合金を大巾に低廉に提供できる等の効果を実現す
る。

【図面の簡単な説明】

第１図〜第４図は夫々0.16％、0.20％、0.32％および0.
35％の窒素（Ｎ）を含んだ本発明によるDMSO16で鋳造さ
れたタービンハウジングからのサンプルのミクロ組織を
400倍に拡大して示す図、第５図はテスト用のタービン
ハウジングモデルの斜視図である。 10……タービンハウジング、12……舌部、14……頂部、
16……湯口部

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】フエライトが20〜80％、残りがオーステナ
イトの金属組織学上の２相を有し、815.55〜1065.56℃
の使用温度と室温との間における熱サイクルの被熱時の
耐熱亀裂性に優れ、室温における引張強さが少なくとも
5273.02Kgf/cm²で伸び率が少なくとも７％であり、シグ
マ相が存在せず、クロムが28〜32重量％、ニツケルが４
〜８重量％、窒素が0.2〜0.5重量％、炭素が0.2〜0.4重
量％、コルンビユームが0.5〜1.5重量％、ケイ素が最大
2.0重量％、マンガンとモリブデンからなる群から選択
された硫化生成物が最大1.0重量％、硫黄が0.2〜0.4重
量％、残りが鉄でなるステンレス鋼鋳造合金。
【請求項２】窒素含有量が0.3〜0.4重量％である特許請
求の範囲第１項記載のステンレス鋼鋳造合金。
【請求項３】40〜60％のフエライト相、残りがオーステ
ナイト相の２相組織である特許請求の範囲第１項記載の
ステンレス鋼鋳造合金。
【請求項４】鋼混合物を溶融して、クロムが28〜32重量
％、ニツケルが４〜８重量％、炭素が0.2〜0.4重量％、
マンガンが0.5〜1.0重量％、ケイ素が最大2.0重量％、
モリブデンが最大1.0重量％、シリコンが１〜２重量
％、コルンビユームが0.5〜1.5重量％、窒素が0.3〜0.4
重量％、燐が最大0.03重量％、硫黄が0.2〜0.4重量％、
銅が最大0.50重量％、アルミニウムが最大0.20重量％の
合金湯を作成する工程と、合金湯を所定の時間、約156
5.55〜1593.34℃の温度まで加熱して合金を均質化する
工程と、1565.55℃のタツプ温度で多孔度を最小にする
湯口状の型に注入する工程と、鋳造された合金を１〜４
時間以上の間、約1093.33〜1204.45℃で加熱処理し、M
₂₃C₆炭化物を再分散させる工程と、熱処理後鋳造合金を
約760〜871.12℃で最高24時間の間、強化熱処理する工
程とを包有してなる、フエライト相が実質的に20〜80
％、残りがオーステナイト相の２相組織のステンレス鋼
鋳造合金の製造方法。
【請求項５】鋳造合金を室温まで冷却した後、加熱処理
前に湯口を折り取つて除去する工程を包有してなる特許
請求の範囲第４項記載の製造方法。
【請求項６】加熱処理された後、鋳造合金を空気で冷却
してなる特許請求の範囲第４項記載の製造方法。
【請求項７】加熱処理後鋳造合金を約760〜871.12℃
で、最大24時間の間強化熱処理してなる特許請求の範囲
第４項記載の製造方法。