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

Abstract

(57)【要約】 【構成】 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：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

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、自動車エンジンの排気
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。

【０００２】

【従来の技術】従来の耐熱鋳鉄、耐熱鋳鋼としては、例
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。

【０００３】

【発明が解決しようとする課題】このような従来の耐熱
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。

【０００４】従って、本発明は、上記従来の耐熱鋳鉄、
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。

【０００５】本発明のもう一つの目的は、かかる耐熱鋳
鋼からなる排気系部品を提供することを目的とする。

【０００６】

【課題を解決するための手段】上記目的に鑑み鋭意研究
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。

【０００７】すなわち、本第１の発明の鋳造性の優れた
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。

【０００８】上記本発明の鋳造性の優れたフェライト系
耐熱鋳鋼において、α’相からγ相への変態点は９００
℃以上である。

【０００９】また、残留歪の除去や加工上必要があれ
ば、鋳造後にγ＋α混合領域未満の温度で焼鈍処理を施
す。

【００１０】本第２の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、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。

【００１１】

【作用】上述したように、鋳造性の優れたフェライト系
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。

【００１２】以下、本発明鋳造性の優れたフェライト系
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。

【００１３】（１） Ｃ（炭素）：０．１５〜１．２０
％ 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。

【００１４】一方、Ｃの含有量が１．２０％を越えると
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。

【００１５】（２） Ｃ−Ｎｂ／８： ０．０５〜０．
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。

【００１６】（３）Ｓｉ（ケイ素）：２％以下 Ｓｉは、本発明のＦｅ−Ｃｒ系合金のγ相の範囲を狭
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。

【００１７】（４） Ｍｎ（マンガン）：２％以下 Ｍｎは、Ｓｉと同様に溶湯の脱酸剤として有効であり、
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。

【００１８】（５） Ｃｒ（クロム）：１６．０〜２
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。

【００１９】（６） Ｗ（タングステン）および／また
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。

【００２０】なお、Ｗとほぼ同様の効果は、Ｍｏを添加
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。

【００２１】（７） Ｎｂ（ニオビウム）：０．４０〜
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。

【００２２】（８） Ｎｉ（ニッケル）：０．１〜２．
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。

【００２３】（９） Ｎ（窒素）：０．０１〜０．１５
％ 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。

【００２４】（１０） α’相の面積率：２０〜７０％ 上記組成を有する本発明の鋳造性の優れたフェライト系
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。

【００２５】このα’相の面積率｛α’／（α＋
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。

【００２６】なお、鋳造性の優れたフェライト系耐熱鋳
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。

【００２７】なお、使用温度域にα’相からγ相に変態
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。

【００２８】なお、各実施例の鋳造性の優れたフェライ
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。

【００２９】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、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。

【００３０】このような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、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。

【００３１】このような本第１発明の鋳造性の優れたフ
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。

【００３２】

【実施例】以下、本発明を実施例により詳細に説明す
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。

【００３３】実施例１〜１１の鋳造性の優れたフェライ
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。

【００３４】なお、表１において、比較材（比較例１〜
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。

【００３５】

【表１】 化学成分（重量％） 実施例 C Si Mn Cr W Mo Nb Ni N C-Nb/8 No.1 0.18 0.52 0.51 16.4 1.15 - 0.51 0.23 0.04 0.12 2 0.36 0.53 0.45 18.8 1.98 - 1.02 0.65 0.05 0.23 3 0.41 0.64 0.63 18.5 3.59 - 2.15 0.83 0.03 0.14 4 0.45 1.63 0.88 22.0 4.58 - 3.08 1.25 0.08 0.05 5 1.18 1.24 0.77 24.6 4.28 - 5.80 1.75 0.12 0.45 6 0.38 0.92 0.70 18.8 1.75 - 2.52 1.30 0.05 0.06 7 0.65 1.11 0.52 19.4 2.65 - 4.25 0.78 0.07 0.12 8 0.45 0.94 0.54 20.5 3.08 - 2.08 0.96 0.06 0.19 9 0.75 0.75 0.42 18.8 3.02 - 4.78 0.58 0.05 0.15 10 0.42 0.58 0.54 18.6 - 1.5 2.35 0.72 0.05 0.13 11 0.45 0.63 0.58 18.3 1.28 1.01 2.46 0.58 0.05 0.14 比較例 C Si Mn Cr W Mo Nb Ni N No.1 3.33 4.04 0.35 - - 0.62 - - - 2 2.01 4.82 0.45 1.91 - - - 35.3 - 3 0.28 1.05 0.44 17.9 - - - - - 4 0.21 1.24 0.50 18.8 - - - 9.1 - 5 0.12 1.05 0.48 18.1 - - 1.12 - -

【００３６】 表１（続き） ｛α’／（α＋α’）｝ 変態点 （％） （℃） 実施例 No.1 50 940 2 45 960 3 40 1000 4 35 1030 5 30 1050 6 40 930 7 55 960 8 60 950 9 30 960 10 35 950 11 40 980 比較例 No.1 - 800〜850 2 - - 3 93 910 4 - - 5 0 ＞1100

【００３７】表１に示す通り、本発明材である実施例１
〜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。

【００３８】次に、各供試材を用いて、以下に述べる各
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。

【００３９】（２） 高温引張試験 標点間距離が５０ｍｍ、標点間の直径が１０ｍｍのつば
つき試験片を用いて、９００℃で行った。

【００４０】（３） 熱疲労試験 標点間距離が２０ｍｍ、標点間の直径が１０ｍｍの丸棒
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。

【００４１】（４） 酸化試験 直径１０ｍｍ×長さ２０ｍｍの丸棒試験片を作製し、９
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。

【００４２】以上の室温引張試験結果を表２に、高温引
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。

【００４３】

【表２】 室温 0.2%耐力 引張強さ 伸び 硬さ (MPa) (MPa) (%) (HB) 実施例 NO. 1 380 515 8 197 2 370 470 6 201 3 355 450 4 197 4 360 480 5 201 5 330 440 3 192 6 360 500 5 201 7 370 490 3 217 8 350 470 5 192 9 340 450 5 197 10 330 495 3 197 11 350 500 5 197 比較例 No. 1 510 640 11 215 2 245 510 19 139 3 540 760 4 240 4 250 560 20 170 5 300 370 1 149

【００４４】

【表３】 ９００℃ 0.2%耐力 引張強さ 伸び 熱疲労寿命 酸化減量 (MPa) (MPa) (%) (サイクル) (mg/cm2) 実施例 No. 1 20 35 48 186 3 2 25 40 52 232 3 3 27 42 48 390 2 4 27 44 42 162 1 5 25 38 44 338 1 6 26 52 52 220 2 7 25 50 50 205 1 8 28 58 56 334 1 9 26 55 42 280 1 10 24 45 52 294 2 11 26 55 56 284 2 比較例 No. 1 20 40 33 9 200 2 40 90 44 23 20 3 25 42 58 18 1 4 65 128 31 35 2 5 15 28 93 185 2

【００４５】表２および表３から明らかなように、本発
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。

【００４６】また、表２に示す通り、本発明材（実施例
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。

【００４７】なお、実施例３および比較例５についての
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。

【００４８】次に、実施例３の鋳造性の優れたフェライ
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。

【００４９】更に、これらの鋳鋼部品に機械加工を施し
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。

【００５０】次に、図１に示すように、エキゾーストマ
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。

【００５１】一方、表４に示す化学成分の高Ｓｉ球状黒
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。

【００５２】

【表４】 化学成分（重量％） 材種 C Si Mn P S Cr Ni Mo Mg 高Ｓｉ 球状黒鉛鋳鉄 3.15 3.95 0.47 0.024 0.008 0.03 - 0.55 0.048オーステナイト 系 球状黒鉛鋳鉄 2.91 2.61 0.81 0.018 0.010 2.57 21.5 - 0.084

【００５３】

【発明の効果】以上の説明の通り、本発明によれば、特
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。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の鋳造性の優れたフェライト系耐熱鋳鋼
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。

【図２】実施例３の鋳造性の優れたフェライト系耐熱鋳
鋼の金属組織を示す顕微鏡写真（１００倍）である。

【図３】比較例５の耐熱材料の金属組織を示す顕微鏡写
真（１００倍）である。

【符号の説明】

１ エキゾーストマニフォールド ２ タービンハウジング ３ エキゾーストアウトレット ４ コンバータ容器 ５ メインキャタライザ

Claims (6)

【特許請求の範囲】
1. 【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。
2. 【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。
3. 【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。
4. 【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。
5. 【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。
6. 【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。