JPH07197209A - 鋳造性の優れたフェライト系耐熱鋳鋼およびそれからなる排気系部品 - Google Patents
鋳造性の優れたフェライト系耐熱鋳鋼およびそれからなる排気系部品Info
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- JPH07197209A JPH07197209A JP31112894A JP31112894A JPH07197209A JP H07197209 A JPH07197209 A JP H07197209A JP 31112894 A JP31112894 A JP 31112894A JP 31112894 A JP31112894 A JP 31112894A JP H07197209 A JPH07197209 A JP H07197209A
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Abstract
0.15〜1.20%,C−Nb/8:0.05〜0.
45%,Si:2%以下,Mn:2%以下,Cr:1
6.0〜25.0%,Wおよび/またはMo:1.0〜
5.0 %,Nb:0.40〜6.0%,Ni:0.1
〜2.0%,N:0.01〜0.15,%残部:Feお
よび不可避不純物からなる組成を有し、通常のα相のほ
かにγ相から(α+炭化物)に変態したα’相を有する
と共に、α’の面積率{α’/(α+α’)}が20〜
70%である。このオーステナイト系耐熱鋳鋼は、自動
車の排気系部品に使用される。 【効果】 高温引張強度、耐熱疲労性、耐酸化性につい
て、従来の耐熱鋳鋼を上回る特性を示し、また、更に室
温強度、延性、鋳造性および加工性に優れているので、
安価に製造することができる。この排気系部品は、熱亀
裂を生じることなく、極めて優れた耐久性を示す。
Description
系部品等に適する耐熱鋳鋼に関し、特に熱疲労寿命、耐
熱変形性、耐酸化性といった耐久性に優れているととも
に、鋳造性、加工性に優れ、安価なコストで製造可能な
耐熱鋳鋼およびそれからなる排気系部品に関する。
えば表1に比較例として示すような組成のものがある。
自動車のエキゾーストマニフォールドやタービンハウジ
ングなどの排気系部品等においては、使用条件が高温で
過酷であることから、表1に示すような高Si球状黒鉛
鋳鉄、ニレジスト鋳鉄(Ni−Cr−Cu系オーステナ
イト鋳鉄)等の耐熱鋳鉄や、特開平2−175841号
公報に開示されるフェライト系耐熱鋳鋼、特例的にはオ
ーステナイト鋳鋼等の高価な高合金耐熱鋳鋼が採用され
ている。
鋳鉄、耐熱鋳鋼のうち、例えば高Si球状黒鉛鋳鉄やニ
レジスト鋳鉄は、比較的鋳造性が良好であるものの、耐
熱疲労性、あるいは耐酸化性といった耐久性が劣ること
から、900℃以上の高温となる部材には適用できな
い。特開平2−175841号公報に開示されるフェラ
イト系耐熱鋳鋼は耐熱疲労性に優れるが若干耐熱変形性
に劣る。また、オーステナイト系耐熱鋳鋼等の高合金耐
熱鋳鋼は、900℃以上での高温強度、耐熱変形性が優
れているものの、熱膨張係数が大きいことに起因して熱
疲労寿命が短いという欠点を有する。また、鋳造性が悪
いために、鋳造時にひけ巣や湯廻り不良等の鋳造欠陥が
発生しやすく、さらに機械加工性が悪いために、それか
ら部品等を製造する場合に、生産性が低いという問題点
もあった。なお、その他にフェライト系ステンレス鋳鋼
もあるが、通常のフェライト系ステンレス鋼は、高温の
耐久性を改善しようとすると、室温における延性に乏し
くなり、機械的衝撃等の加わる部材には使用できないと
いう問題がある。
耐熱鋳鋼の問題点を解決し、耐熱疲労性、耐熱疲労性、
耐酸化性といった耐久性、鋳造性、および加工性に優
れ、安価に製造可能な耐熱鋳鋼を提供することを目的と
する。
鋼からなる排気系部品を提供することを目的とする。
の結果、本発明者らは、Wおよび/またはMo,Nb,
あるいはそれらにNi,N等を適量添加することによ
り、鋳造性に優れ、かつフェライト基地および結晶粒界
を強化し、室温のおける延性を損なわずに変態点を上昇
させ、高温強度を向上することができることを見いだし
本発明に想到した。
フェライト系耐熱鋳鋼は、重量比率で、 C : 0.15〜 1.20%, C−Nb/8: 0.05〜 0.45%, Si: 2 %以下, Mn: 2 %以下, Cr:16.0 〜25.0 %, Wおよび/またはMo: 1.0 〜 5.0 %, Nb: 0.40〜 6.0 %, Ni: 0.1 〜 2.0 %, N : 0.01〜 0.15%, 残部:Feおよび不可避不純物 からなる組成を有し、通常のα相のほかにγ相からα+
炭化物に変態したα’相を有するとともに、α’相の面
積率{α’/(α+α’)}が20〜70%であること
を特徴とする。
耐熱鋳鋼において、α’相からγ相への変態点は900
℃以上である。
ば、鋳造後にγ+α混合領域未満の温度で焼鈍処理を施
す。
系耐熱鋳鋼からなる排気系部品は、第1の発明の組成を
有する耐熱鋳鋼により形成され、エキゾーストマニフォ
ールド、またはタービンハウジングである。
耐熱鋳鋼に、重量比率で、Wおよび/またはMoを1.
0〜5.0%、Nbを0.40〜6.0%、その他に必
要に応じて更に適当量のNi、Nを組み合わせて添加す
ると、α’相を含有する組織が得られ、それにより、従
来の高合金鋼を上まわる耐熱疲労性および耐酸化性を有
し、室温における延性を損なうことなく耐熱鋳鉄と同等
の鋳造性、加工性を有し、かつ低価格な耐熱鋳鋼が得ら
れる。さらに変態点温度が900℃以上となるので、耐
熱疲労性が向上する。
耐熱鋳鋼およびそれから排気系部品の各合金元素の組成
範囲の限定理由について詳細に説明する。
% Cは、溶湯の流動性すなわち鋳造性を改善するととも
に、α’相を適当量生成する作用を有し、さらには90
0℃以上の高温における強度を高く維持する働きがあ
る。また、Nbと共晶炭化物を生成し、鋳造性を高める
作用がある。このような作用を有効に発揮するために、
Cは0.15%以上必要である。なお、一般のフェライ
ト系耐熱鋳鋼では室温でα相のみであるが、炭素量の調
整により、高温から常温まで存在するα相のほかに、高
温ではCが固溶したγ相ができる。このγ相は冷却中に
炭化物を析出して(α相+炭化物)に変態する。このよ
うな相をα’相と呼ぶ。
α’相が存在しにくくなって、マルテンサイト組織にな
り、また耐酸化性、耐蝕性および加工性の低下を引き起
こすCr炭化物の析出が顕著になる。このため、Cは
0.15〜1.20%とする。望ましくは0.2〜1.
0%である。
45%, 本発明の鋳造性の優れたフェライト系耐熱鋳鋼は、Nb
の共晶炭化物を生成させて鋳造性を高めると共に、γ相
から変態したα’相を生成させ、高強度、高延性を得て
いる。共晶炭化物(NbC)は、重量比率でCとCの8
倍のNbとで形成されるが、共晶炭化物(NbC)のほ
かにα相を適量得るためには、共晶炭化物形成に消費さ
れるC以上のCが必要となる。即ち、本発明において鋳
造性が優れ、高強度、高延性のフェライト系耐熱鋳鋼を
得るためには、(C−Nb/8)が0.05%以上必要
である。しかし、(C−Nb/8)が0.45%を越え
ると硬く脆くなるので、0.05〜0.45%とする。
望ましくは、(C−Nb/8)は0.1〜0.30%で
ある。
め、組織の安定性を増し、耐酸化性の改善効果もある。
さらに、鋳造性の改善、脱酸剤としての作用、鋳物のピ
ンホール欠陥の低減効果等もある。しかし多すぎると、
Cとのバランス(炭素当量)により一次炭化物を粗大化
し、鋳鋼の加工性を低下したり、またフェライト基地組
織中のSi含有量が過多となって延性の低下を起こした
り、高温でのδ相を形成したりする。このためSiの含
有量は2%以下とする。望ましくは0.3〜1.5%で
ある。
また鋳造時の湯流れ性を向上させて生産性を改善する。
このような作用を有効にするため、Mnの含有量を2%
以下とする。望ましくは0.3〜1.5%である。
5.0% Crは耐酸化性を改善し、フェライト組織を安定にする
元素であるが、その効果を確実にするため16.0%以
上とする。一方、多量の添加はCrの一次炭化物を粗大
化させ、高温でのδ相形成を助長し、著しく脆化を起こ
す。そのため、Crの上限を25.0%とする。望まし
くは17.0〜22.0%である。
はMo(モリブデン):1.0〜5.0% Wはフェライト基地を強化して室温における延性を損な
わずに高温強度を向上させる作用を有する。従って、耐
クリープ性および変態点温度上昇による耐熱疲労性向上
の目的で、1.0%以上のWを添加する。しかし、その
含有量が5.0%を越えると、粗大な共晶炭化物が生成
し、延性の低下および機械加工性の悪化を引き起こすの
で、5.0%以下とする。
しても得られるので、Moを単独、またはWとMoを複
合添加することも可能である。望ましくは1.0〜3.
0%である。
6.0% Nbは、Cと結合して微細な炭化物を形成し、高温での
引張強さならびに耐熱疲労性を増大させる。また、Cr
の炭化物の生成を抑制することによって耐酸化性と切削
性を向上させる。更に、共晶炭化物を生成するため、排
気系部品のような薄肉鋳物製造に重要な鋳造性を向上さ
せる。このような目的で、Nbの含有量は0.40%以
上とする。しかし、多量に添加すると、結晶粒界に生成
する共晶炭化物が多くなり、強度と延性が著しく低下す
るため、Nbの含有量は6.0%以下とする。望ましく
は0.5〜3.0%である。
0% Niは、Cと同様にγ相形成元素であり、α’相を適当
量存在させるためには、0.1%以上添加するのが好ま
しい。一方、2.0%を越えると、耐酸化性の優れた
α’相が減少し、かつα’相がマルテンサイト化して、
著しく延性を低下させる。そのため、Ni含有量を2.
0%以下とする。望ましくは0.3〜1.5%である。
% Nは、Cと同様に高温強度および耐熱疲労性を改善する
元素で、0.01%以上で効果が現れる。一方、製造の
安定性を確保するためとCr窒化物の析出により脆化を
避けるため、0.15%以下とする。望ましくは0.0
3〜0.10%である。
耐熱鋳鋼は、通常のα相のほかにγから(α+炭化物)
に変態したα’相を有する。α相とはδ(デルタ)フェ
ライトを意味する。また、析出した炭化物は、Fe,C
r,W,Nb等の炭化物(M23C6 ,M7C3,MC等)
である。
α’)}が20%未満では、室温における延性が低く、
鋳鋼は極めて脆い。一方、70%を越えると硬くなりす
ぎ、室温における延性が低下するとともに、機械加工性
が著しく悪くなる。そのため面積率{α’/(α+
α’)}は20〜70%とする。望ましくは20〜60
%である。
鋼に対して、鋳造後にγ+α混合温度域未満の温度で焼
鈍処理を施す。このときの焼鈍処理の温度は、一般に7
00〜850℃であり、焼鈍時間は1〜10時間であ
る。これは、α’相がγ相に変態しない温度域である。
点が存在すると、加熱−冷却のサイクルを受けて発生す
る熱応力が増大し、熱疲労寿命が短くなる。そのため、
900℃以上の変態点を有する必要がある。このように
高い変態点を有するためには、フェライト生成元素であ
るCr,Si,Wおよび/またはMo,Nbとオーステ
ナイト生成元素であるC、Ni、N、Mnのバランスが
適正であることが必要である。
ト系耐熱鋳鋼における面積率および変態点は以下の通り
である。
イト系耐熱鋳鋼は、特に自動車の排気系部品を製造する
のに適している。自動車の排気系部品として、過給機付
き直列4気筒エンジンに取り付けられた一体構造型エキ
ゾーストマニフォールドを図1に示す。エキゾーストマ
ニフォールド1はターボチャージャのタービンハウジン
グ2に結合しており、またタービンハウジング2には、
エキゾーストアウトレットパイプ3を介して、排気ガス
浄化用触媒コンバータ容器4が接続している。さらにコ
ンバータ容器4にはメインキャタライザ5が接続してい
る。メインキャタライザ5の出口はマフラー(D)に連
通している。一方、タービンハウジング2は、インテー
クマニフォールド(B)に連通しており、かつ(C)よ
り吸気されるようになっている。なお排気ガスは、
(A)よりエキゾーストマニフォールド1に流入する。
やタービンハウジング2は、熱容量を小さくするため
に、できるだけ薄肉にするのが好ましい。エキゾースト
マニフォールド1およびタービンハウジング2の肉厚
は、例えば、それぞれ2.5〜3.4mm、2.7〜
4.1mmである。
ェライト系耐熱鋳鋼からなる薄肉のエキゾーストマニフ
ォールド1やタービンハウジング2は、加熱−冷却の熱
サイクルを受けても、亀裂が生じることがなく、優れた
耐久性を有する。
る。実施例1〜11、比較例1〜5 表1に示す種類の鋳造性の優れたフェライト系耐熱鋳鋼
について、鋳造によりJIS規格のY形B号供試材を作
製した。なお、鋳造にあたっては、100kg用高周波
炉を用いて大気溶解し、直ちに1550℃以上で出湯し
て約1500℃で注湯した。
ト系耐熱鋳鋼については、鋳造時の湯流れが良く、鋳造
欠陥の発生が見られなかった。次に、鋳造した実施例1
〜11供試材(Yブロック)を加熱炉中にて800℃で
2時間保持後空冷する熱処理を行った。一方、比較材
(比較例1〜5)については全て鋳放しのまま試験に供
した。
5)はいずれも自動車のターボチャージャー用ハウジン
グやエキゾーストマニフォールド等の耐熱部品に使用さ
れているもので、比較例1の供試材は、高Si球状黒鉛
鋳鉄であり、比較例2の供試材はニレジスト鋳鉄であ
り、比較例3の供試材はACI(Alloy Cast
ing Institute)規格のCB−30であ
り、また比較例4の供試材はオーステナイト系耐熱鋳鋼
(JIS規格SCH12相当)と称されるものの一種で
あり、さらに比較例5の供試材は、特開平2−1758
41号公報に開示される鋳造性の優れたフェライト系耐
熱鋳鋼である。
〜11は、変態点温度が900℃以上あり、比較例1お
よび3に比較して高いことがわかる。
種の評価試験を行った。 (1) 室温引張試験 標点間距離が50mm、標点間の直径が14mmの丸棒
試験片(JIS4号試験片)を用いて行った。
つき試験片を用いて、900℃で行った。
試験片を用い、加熱−冷却による伸び縮みを完全に拘束
した状態で、下記の条件で、加熱−冷却サイクルを繰り
返し、熱疲労破壊を起こさせた。 下限温度:100℃ 上限温度:900℃ 各サイクル:12分 なお、試験機として、電気−油圧サーボ方式の熱疲労試
験機を用いた。
00℃において200時間大気中に保持し、取り出し後
に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重量変化(酸化減
量;mg/cm2)を求めることにより、耐酸化性を評
価した。
張試験、熱疲労試験および酸化試験の結果を表3にそれ
ぞれ示す。
明による実施例1〜11は、従来材である比較例1〜5
の供試材と比較して、高温強度、耐酸化性および熱疲労
寿命が著しく改善されていることがわかる。これは、適
量のWおよび/またはMo、Nb、NiおよびNを含有
することにより、フェライト基地が強化され、室温の延
性を損なわずに変態点が900℃以上に上昇したためで
ある。
1〜11)は硬さ(HB)が192〜217と比較的低
く、機械加工性にも優れていることがわかる。
顕微鏡写真(100倍)を、それぞれ図2および図3に
示す。図2の灰白色部はδ−フェライトと呼ばれる通常
のα相で、ふちどりの内部のやや灰黒色部はγ相から変
態したα’相であり、実施例3では、α’の面積率
{α’/(α+α’)}が40%である。
ト系耐熱鋳鋼を用いて、図1に示すエキゾーストマニフ
ォールド(パイプ部肉厚:2.5〜3.4mm)および
タービンハウジング(肉厚:2.7〜4.1mm)を鋳
造した。得られた耐熱鋳鋼部品はいずれも健全なもので
あった。
て、切削性の評価を行ったが、いずれのものにも何等問
題は生じなかった。
ニホールドとタービンハウジングを組み付けた直列4気
筒で排気量2000ccの高性能ガソリンエンジン相当
の排気ガスを発する排気シミュレータにより、耐久試験
を実施した。試験条件として、6000回転相当での全
負荷運転(連続14分)−アイドリング(1分)−完全
停止(14分)−アイドリング(1分)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、タービン
ハウジングの入口温度で、930℃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温度は、エキゾ
ーストマニホールドの集合部で、約870℃、タービン
ハウジングの表面温度は、ウエストゲート部で約890
℃であった。評価試験の結果、熱変形によるガスの漏洩
や熱亀裂は生じず、優れた耐久性および信頼性を有する
ことが確認された。
鉛鋳鉄によりエキゾーストマニフォールドを作製し、ま
た同表の化学成分のNI−RESIST D2(INC
O社の商標)なるオーステナイト系球状黒鉛鋳鉄により
タービンハウジングを作製した。この結果、高Si球状
黒鉛鋳鉄製エキゾーストマニフォールドは、98サイク
ルで集合部近傍に酸化による熱亀裂が生じ、使用不能と
なった。その後、エキゾーストマニフォールドを実施例
3のものに取り替え、試験を続行したところ、324サ
イクル目にオーステナイト系球状黒鉛鋳鉄のタービンハ
ウジングのスクロール部に肉厚を貫通する亀裂が生じ
た。以上の結果、本発明品であるエキゾーストマニフォ
ールドおよびタービンハウジングは、優れた耐久性を有
していることが明らかとなった。
にWおよび/またはMo、Nb、Ni、およびNを適量
添加することにより、それぞれフェライト基地および結
晶粒界を強化し、室温の延性を損なわずに変態点を上昇
させ、特に重要な高温引張強度、耐熱疲労性、耐酸化性
について、従来の耐熱鋳鋼を上回る特性を示す。また、
鋳造性、加工性に優れているので、安価に製造すること
がでる。このような本発明の鋳造性の優れたフェライト
系耐熱鋳鋼は、エンジン排気系部品に特に好適である。
本発明の鋳造性の優れたフェライト系耐熱鋳鋼からなる
排気系部品は熱亀裂を生じることなく、極めて優れた耐
久性を示す。
により作製し得るエキゾーストマニフォールドおよびタ
ービンハウジングを示す概略図である。
鋼の金属組織を示す顕微鏡写真(100倍)である。
真(100倍)である。
Claims (6)
- 【請求項1】 重量比率で、 C : 0.15〜 1.20%, C−Nb/8: 0.05〜 0.45%, Si: 2 %以下, Mn: 2 %以下, Cr:16.0 〜25.0 %, Wおよび/またはMo: 1.0 〜 5.0 %, Nb: 0.40〜 6.0 %, Ni: 0.1 〜 2.0 %, N : 0.01〜 0.15%, 残部:Feおよび不可避不純物 からなる組成を有し、通常のα相のほかにγ相からα+
炭化物に変態した相(以下「α’相」という)を有する
とともに、α’相の面積率{α’/(α+α’)}が2
0〜70%であることを特徴とする鋳造性の優れたフェ
ライト系耐熱鋳鋼。 - 【請求項2】 請求項1記載のフェライト系耐熱鋳鋼に
おいて、α’相からγ相への変態点が900℃以上であ
ることを特徴とする鋳造性の優れたフェライト系耐熱鋳
鋼。 - 【請求項3】 請求項1または請求項2記載の鋳造性の
優れたフェライト系耐熱鋳鋼において、鋳造後にγ+α
混合領域未満の温度で焼鈍処理が施されていることを特
徴とする鋳造性の優れたフェライト系耐熱鋳鋼。 - 【請求項4】 請求項1乃至3いずれかに記載の鋳造性
の優れたフェライト系耐熱鋳鋼からなる排気系部品。 - 【請求項5】 請求項4記載の排気系部品において、エ
キゾーストマニフォールドであることを特徴とする排気
系部品。 - 【請求項6】 請求項4記載の排気系部品において、タ
ービンハウジングであることを特徴とする排気系部品。
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---|---|---|---|
JP31112894A JP3332189B2 (ja) | 1993-11-25 | 1994-11-21 | 鋳造性の優れたフェライト系耐熱鋳鋼 |
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Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
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JP31894693 | 1993-11-25 | ||
JP5-318946 | 1993-11-25 | ||
JP31112894A JP3332189B2 (ja) | 1993-11-25 | 1994-11-21 | 鋳造性の優れたフェライト系耐熱鋳鋼 |
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Publication Number | Publication Date |
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JPH07197209A true JPH07197209A (ja) | 1995-08-01 |
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ID=26566594
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JP31112894A Expired - Lifetime JP3332189B2 (ja) | 1993-11-25 | 1994-11-21 | 鋳造性の優れたフェライト系耐熱鋳鋼 |
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