JPH08225898A - 耐熱鋳鋼 - Google Patents
耐熱鋳鋼Info
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- JPH08225898A JPH08225898A JP6716195A JP6716195A JPH08225898A JP H08225898 A JPH08225898 A JP H08225898A JP 6716195 A JP6716195 A JP 6716195A JP 6716195 A JP6716195 A JP 6716195A JP H08225898 A JPH08225898 A JP H08225898A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】被削性に優れ、しかも熱疲労特性、耐酸化性を
良好にすることが可能な耐熱鋳鋼を提供する。 【構成】耐熱鋳鋼の組成を重量％で、Ｃ：≦０．５０
％、Ｓｉ：≦４．０％、Ｍｎ：≦３．０％、Ｐ：≦０．
５０％、Ｓ：≦０．５０％、Ｃｒ：１５〜２２％、Ｓ
ｅ：０．００１〜０．５０％、２×Ｓ＋Ｓｅ：≦１．０
０、残部実質的にＦｅから成る組成とすることを特徴と
する。またα−γ相変態温度を上昇させるためにＮｂ：
０．０１〜３．０％、Ｖ：０．１〜２．０％、Ｔｉ：
０．０１〜１．０％、Ａｌ：０．０１〜１．０％のを１
種または２種以上を添加する。また高温強度を向上させ
るためにＮ：０．０１〜０．１５％、Ｗ：０．１〜５．
０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜５．０
％、Ｃｏ：０．１〜５．０％を１種または２種以上を添
加する。さらに被削性を更に向上させるためにＢ：０．
００５〜０．１０％、Ｃａ：０．００１〜０．０５％の
１種または２種を添加する。さらに耐酸化性を向上させ
るためにＲＥＭ：０．００１〜０．５０％を添加する。
良好にすることが可能な耐熱鋳鋼を提供する。 【構成】耐熱鋳鋼の組成を重量％で、Ｃ：≦０．５０
％、Ｓｉ：≦４．０％、Ｍｎ：≦３．０％、Ｐ：≦０．
５０％、Ｓ：≦０．５０％、Ｃｒ：１５〜２２％、Ｓ
ｅ：０．００１〜０．５０％、２×Ｓ＋Ｓｅ：≦１．０
０、残部実質的にＦｅから成る組成とすることを特徴と
する。またα−γ相変態温度を上昇させるためにＮｂ：
０．０１〜３．０％、Ｖ：０．１〜２．０％、Ｔｉ：
０．０１〜１．０％、Ａｌ：０．０１〜１．０％のを１
種または２種以上を添加する。また高温強度を向上させ
るためにＮ：０．０１〜０．１５％、Ｗ：０．１〜５．
０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜５．０
％、Ｃｏ：０．１〜５．０％を１種または２種以上を添
加する。さらに被削性を更に向上させるためにＢ：０．
００５〜０．１０％、Ｃａ：０．００１〜０．０５％の
１種または２種を添加する。さらに耐酸化性を向上させ
るためにＲＥＭ：０．００１〜０．５０％を添加する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、自動車用エンジンの
排気マニホールド、タービンハウジング、フロントパイ
プおよびその結合部、排気ガス浄化装置用部品およびデ
ィーゼルエンジン用予燃室等の自動車用排気系部品の材
料として好適な耐熱鋳鋼に関する。
排気マニホールド、タービンハウジング、フロントパイ
プおよびその結合部、排気ガス浄化装置用部品およびデ
ィーゼルエンジン用予燃室等の自動車用排気系部品の材
料として好適な耐熱鋳鋼に関する。
【０００２】
【従来技術】自動車エンジンの排気マニホールド、ター
ビンハウジング等の排気系部品には従来から球状黒鉛鋳
鉄および高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄が用いられている。また一
部の高出力エンジンでは排気ガス温度が高く、高Ｓｉ球
状黒鉛鋳鉄でも耐久性が十分でないために、ステンレス
鋼板の溶接構造、ニレジスト鋳鉄，ステンレス鋳鋼等が
採用されている。
ビンハウジング等の排気系部品には従来から球状黒鉛鋳
鉄および高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄が用いられている。また一
部の高出力エンジンでは排気ガス温度が高く、高Ｓｉ球
状黒鉛鋳鉄でも耐久性が十分でないために、ステンレス
鋼板の溶接構造、ニレジスト鋳鉄，ステンレス鋳鋼等が
採用されている。
【０００３】ところで、近年自動車エンジンの高出力化
が一層進むとともに、自動車の排気ガス清浄化の要求が
高まっている。特にエンジンを始動させた時の排気ガス
をより早く清浄化するためには、排気ガスをより早く排
気ガス浄化装置が作用する温度にする必要がある。その
ためには、排気ガス浄化装置よりもエンジン側にある排
気マニホールド、タービンハウジング等の排気系部品に
奪われる熱量を極力減少させる必要があり、これら排気
系部品の薄肉軽量化が進められており、ステンレス鋼薄
板の溶接構造、および特殊な鋳造法により鋳造された薄
肉鋳物が使われ始めている。
が一層進むとともに、自動車の排気ガス清浄化の要求が
高まっている。特にエンジンを始動させた時の排気ガス
をより早く清浄化するためには、排気ガスをより早く排
気ガス浄化装置が作用する温度にする必要がある。その
ためには、排気ガス浄化装置よりもエンジン側にある排
気マニホールド、タービンハウジング等の排気系部品に
奪われる熱量を極力減少させる必要があり、これら排気
系部品の薄肉軽量化が進められており、ステンレス鋼薄
板の溶接構造、および特殊な鋳造法により鋳造された薄
肉鋳物が使われ始めている。
【０００４】しかしながら薄肉鋳物の場合、肉厚が薄く
なることにより熱応力が大きくなるとともに表面温度の
上昇が生じるため、従来の球状黒鉛鋳鉄では熱疲労特性
および耐酸化性が不十分であり、耐久性に問題が生じて
いる。そのため、一部でステンレス鋳鋼鋳物が使われつ
つある。
なることにより熱応力が大きくなるとともに表面温度の
上昇が生じるため、従来の球状黒鉛鋳鉄では熱疲労特性
および耐酸化性が不十分であり、耐久性に問題が生じて
いる。そのため、一部でステンレス鋳鋼鋳物が使われつ
つある。
【０００５】これらの排気系部品に使用されるステンレ
ス鋳鋼としては、熱疲労特性の点から熱膨張係数の小さ
いフェライト系ステンレス鋳鋼が一般的である。
ス鋳鋼としては、熱疲労特性の点から熱膨張係数の小さ
いフェライト系ステンレス鋳鋼が一般的である。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら従来のフ
ェライト系ステンレス鋼（例えばＡｌｌｏｙ Ｃａｓｔ
ｉｎｇ Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ 規格のＣＢ３０）は、球
状黒鉛鋳鉄と比較すると被削性が悪いために、その機械
加工コストが高くなっている。
ェライト系ステンレス鋼（例えばＡｌｌｏｙ Ｃａｓｔ
ｉｎｇ Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ 規格のＣＢ３０）は、球
状黒鉛鋳鉄と比較すると被削性が悪いために、その機械
加工コストが高くなっている。
【０００７】また、従来のフェライト系ステンレス鋳鋼
は、使用時にα−γ相変態が発生し、変態により発生す
る局部熱応力が原因となる著しい変形が生じるため、α
−γ変態温度以上では使用できないという欠点がある。
そのため、α−γ相変態温度の上昇させるか、あるいは
α−γ相変態を無くし、使用可能な上限温度を上昇させ
ることが求められている。
は、使用時にα−γ相変態が発生し、変態により発生す
る局部熱応力が原因となる著しい変形が生じるため、α
−γ変態温度以上では使用できないという欠点がある。
そのため、α−γ相変態温度の上昇させるか、あるいは
α−γ相変態を無くし、使用可能な上限温度を上昇させ
ることが求められている。
【０００８】また、フェライト系ステンレス鋼は一般的
に高温強度が小さいため、熱疲労特性を向上させるため
に、高温強度の増大が求められている。
に高温強度が小さいため、熱疲労特性を向上させるため
に、高温強度の増大が求められている。
【０００９】本発明はこのような課題を解決するために
なされたもので、被削性が優れるため機械加工費が安価
であり、かつα−γ相変態温度を高くするかあるいはα
−γ相変態を生じさせなくすることにより、使用上限温
度を上昇させ、さらに高温強度を増大させることにより
熱疲労特性を向上させること可能であり、従って安価で
優れた特性の排気系部品の製造が可能なフェライト系耐
熱鋳鋼を提供することを目的とする。
なされたもので、被削性が優れるため機械加工費が安価
であり、かつα−γ相変態温度を高くするかあるいはα
−γ相変態を生じさせなくすることにより、使用上限温
度を上昇させ、さらに高温強度を増大させることにより
熱疲労特性を向上させること可能であり、従って安価で
優れた特性の排気系部品の製造が可能なフェライト系耐
熱鋳鋼を提供することを目的とする。
【００１０】
【問題を解決するための手段】上記目的を達成するため
本願の発明は、耐熱鋳鋼の組成を重量％で、Ｃ：≦０．
５０％、Ｓｉ：≦４．０％、Ｍｎ：≦３．０％、Ｐ：≦
０．５０％、Ｓ：≦０．５０％、Ｃｒ：１５〜２２％、
Ｓｅ：０．００１〜０．５０％、２×Ｓ＋Ｓｅ：≦１．
００、残部実質的にＦｅから成る組成とすることを特徴
とする。
本願の発明は、耐熱鋳鋼の組成を重量％で、Ｃ：≦０．
５０％、Ｓｉ：≦４．０％、Ｍｎ：≦３．０％、Ｐ：≦
０．５０％、Ｓ：≦０．５０％、Ｃｒ：１５〜２２％、
Ｓｅ：０．００１〜０．５０％、２×Ｓ＋Ｓｅ：≦１．
００、残部実質的にＦｅから成る組成とすることを特徴
とする。
【００１１】本発明はα−γ相変態温度を上昇させるた
めにＮｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ａｌの何れか１種または２種以上
をＮｂ：０．０１〜３．０％、Ｖ：０．１〜２．０％、
Ｔｉ：０．０１〜１．０％、Ａｌ：０．０１〜１．０％
の量で含有させることができる。
めにＮｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ａｌの何れか１種または２種以上
をＮｂ：０．０１〜３．０％、Ｖ：０．１〜２．０％、
Ｔｉ：０．０１〜１．０％、Ａｌ：０．０１〜１．０％
の量で含有させることができる。
【００１２】また本発明は高温強度を向上させるために
Ｎ、Ｗ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｏ、の何れか１種または２種以
上をＮ：０．０１〜０．１５％、Ｗ：０．１〜５．０
％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜５．０
％、Ｃｏ：０．１〜５．０％の量で含有させることがで
きる。
Ｎ、Ｗ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｏ、の何れか１種または２種以
上をＮ：０．０１〜０．１５％、Ｗ：０．１〜５．０
％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜５．０
％、Ｃｏ：０．１〜５．０％の量で含有させることがで
きる。
【００１３】さらに本発明は被削性を更に向上させるた
めにＢ、Ｃａを何れか１種または２種をＢ：０．００５
〜０．１０％、Ｃａ：０．００１〜０．０５％の量で含
有させることができる。
めにＢ、Ｃａを何れか１種または２種をＢ：０．００５
〜０．１０％、Ｃａ：０．００１〜０．０５％の量で含
有させることができる。
【００１４】さらに本発明は耐酸化性を向上させるため
にＲＥＭをＲＥＭ：０．００１〜０．５０％の量で含有
させることができる。
にＲＥＭをＲＥＭ：０．００１〜０．５０％の量で含有
させることができる。
【００１５】次に本発明の各成分の働きと含有量の限定
理由を詳述する。 Ｃ：≦０．５０％ Ｃは鋳造時の溶湯の流動性を良くし、高温強度を高める
働きがある。しかし、Ｃ量の増加によりα−γ相変態温
度が低くなり、使用可能な上限温が著しく低下するので
上限を０．５０％とした。
理由を詳述する。 Ｃ：≦０．５０％ Ｃは鋳造時の溶湯の流動性を良くし、高温強度を高める
働きがある。しかし、Ｃ量の増加によりα−γ相変態温
度が低くなり、使用可能な上限温が著しく低下するので
上限を０．５０％とした。
【００１６】また、使用温度が上昇すると、α−γ相変
態量が増加し変態による局部熱応力が大きくなり変形量
が大きくなるため、特に９５０℃以上の高温で使用する
場合にはα−γ相変態を生じなくすることが望ましく、
そのため、特に高温で使用する場合にはα−γ相変態を
生じなくするためにＣ量を０．０６％未満とすることが
可能である。
態量が増加し変態による局部熱応力が大きくなり変形量
が大きくなるため、特に９５０℃以上の高温で使用する
場合にはα−γ相変態を生じなくすることが望ましく、
そのため、特に高温で使用する場合にはα−γ相変態を
生じなくするためにＣ量を０．０６％未満とすることが
可能である。
【００１７】しかし、Ｃ量を０．０６％以下にすると鋳
造性が劣化するために、特に薄肉鋳物鋳造することが困
難になるが、特殊な減圧鋳造法を用いることにより、複
雑形状の薄肉鋳物を鋳造欠陥無く鋳造できることを確認
した。
造性が劣化するために、特に薄肉鋳物鋳造することが困
難になるが、特殊な減圧鋳造法を用いることにより、複
雑形状の薄肉鋳物を鋳造欠陥無く鋳造できることを確認
した。
【００１８】Ｓｉ：≦４．０％ Ｓｉはフェライト安定化元素であり、α−γ変態を上昇
させるする働きがあるとともに、耐酸化性および溶湯の
流動性を向上させる働きがある。しかし、４．０％以上
の添加は延性を低下させ、高温でのσ相の形成を助長す
るので上限を４．０％とした。
させるする働きがあるとともに、耐酸化性および溶湯の
流動性を向上させる働きがある。しかし、４．０％以上
の添加は延性を低下させ、高温でのσ相の形成を助長す
るので上限を４．０％とした。
【００１９】Ｍｎ：≦３．０％ Ｍｎは耐酸化性を向上させるとともにＭｎＳおよびＭｎ
Ｓｅを生成して被削性を向上させる。しかし、３．０％
を越えて添加しても被削性向上の効果が現れないだけで
なく、延性を低下させるため上限を３．０％とする。
Ｓｅを生成して被削性を向上させる。しかし、３．０％
を越えて添加しても被削性向上の効果が現れないだけで
なく、延性を低下させるため上限を３．０％とする。
【００２０】Ｐ：≦０．５０％ ＰはＰ化合物を生成することにより、被削性を向上させ
る働きがあるが、０．５０％以上添加しても、被削性向
上の効果が現れないだけでなく、耐酸化性および熱疲労
特性の著しい劣化が生じるので、上限を０．５０％とす
る。ただし、Ｐは不純物として熱疲労特性を劣化せるの
で、被削性よりも熱疲労特性を重要視する場合には、
０．０４％以下にすることが可能である。
る働きがあるが、０．５０％以上添加しても、被削性向
上の効果が現れないだけでなく、耐酸化性および熱疲労
特性の著しい劣化が生じるので、上限を０．５０％とす
る。ただし、Ｐは不純物として熱疲労特性を劣化せるの
で、被削性よりも熱疲労特性を重要視する場合には、
０．０４％以下にすることが可能である。
【００２１】Ｓ：≦０．５０％ ＳはＭｎＳを生成することにより、被削性を向上させる
働きがあるが、０．５０％以上添加しても、被削性向上
の効果が現れないだけでなく、延性、耐酸化性および熱
疲労特性の著しい劣化が生じるので、上限を０．５０％
とする。ただし、ＭｎＳの生成は熱疲労特性を劣化せる
ので、被削性よりも熱疲労特性を重要視する場合には、
０．０４％以下にすることが可能である。
働きがあるが、０．５０％以上添加しても、被削性向上
の効果が現れないだけでなく、延性、耐酸化性および熱
疲労特性の著しい劣化が生じるので、上限を０．５０％
とする。ただし、ＭｎＳの生成は熱疲労特性を劣化せる
ので、被削性よりも熱疲労特性を重要視する場合には、
０．０４％以下にすることが可能である。
【００２２】Ｃｒ：１５〜２２ Ｃｒは耐酸化性を確保し、α−γ相変態温度を上昇させ
る働きがある。その効果を得るために下限を１５％とす
る。しかし多量の添加により高温でのσ相形成を助長
し、脆化を引き起こすので上限を２２％とする。
る働きがある。その効果を得るために下限を１５％とす
る。しかし多量の添加により高温でのσ相形成を助長
し、脆化を引き起こすので上限を２２％とする。
【００２３】Ｓｅ：０．００１〜０．５０％ ＳｅはＭｎＳｅを生成することにより、被削性を向上さ
せる働きがあり、その効果を得るためには０．００１％
以上の含有量が必要なため下限を０．００１％とする。
０．５０％以上添加しても被削性向上の効果が現れない
だけでなく、材料コストの上昇をまねくので上限を０．
５０％とする。
せる働きがあり、その効果を得るためには０．００１％
以上の含有量が必要なため下限を０．００１％とする。
０．５０％以上添加しても被削性向上の効果が現れない
だけでなく、材料コストの上昇をまねくので上限を０．
５０％とする。
【００２４】２×Ｓ＋Ｓｅ：≦１．００％ ＳおよびＳｅは、どちらもＭｎと化合物を生成して被削
性を向上させる働きがあり、Ｓ：Ｓｅ＝２：１の比で、
その効果が現れる。しかし、２×Ｓ＋Ｓｅが１．００％
を超えると、被削性向上の効果が現れないだけでなく、
延性、耐酸化性および熱疲労特性の著しい劣化、また
は、材料コストの上昇をまねくので上限を１．００％と
する。
性を向上させる働きがあり、Ｓ：Ｓｅ＝２：１の比で、
その効果が現れる。しかし、２×Ｓ＋Ｓｅが１．００％
を超えると、被削性向上の効果が現れないだけでなく、
延性、耐酸化性および熱疲労特性の著しい劣化、また
は、材料コストの上昇をまねくので上限を１．００％と
する。
【００２５】また、Ｓ、Ｓｅの添加量は、Ｓ＋Ｓｅ：
１．００％以下の範囲で、目的に応じて次のように使い
分けることができる。Ｓは被削性を向上せる効果が大き
く、また、含有量を増加させることによる材料コストの
上昇は小さいが、含有量の増加により熱疲労特性が劣化
する傾向がある。
１．００％以下の範囲で、目的に応じて次のように使い
分けることができる。Ｓは被削性を向上せる効果が大き
く、また、含有量を増加させることによる材料コストの
上昇は小さいが、含有量の増加により熱疲労特性が劣化
する傾向がある。
【００２６】一方、Ｓｅは、被削性の向上の効果はＳと
比較すると小さく、含有量を増加させることによる材料
コストの上昇が大きいが、含有量の増加による熱疲労特
性の劣化はほとんど見られない。そのため、被削性を向
上させ、材料コストの上昇を押えるためにはＳ含有量を
増加させることができ、被削性を向上させ、なおかつ、
熱疲労特性を劣化させないためには、Ｓｅの含有量を増
加させることができる。
比較すると小さく、含有量を増加させることによる材料
コストの上昇が大きいが、含有量の増加による熱疲労特
性の劣化はほとんど見られない。そのため、被削性を向
上させ、材料コストの上昇を押えるためにはＳ含有量を
増加させることができ、被削性を向上させ、なおかつ、
熱疲労特性を劣化させないためには、Ｓｅの含有量を増
加させることができる。
【００２７】Ｎｂ：０．０１〜３．０％ Ｎｂは安定なＮｂＣの生成により高温強度を増大させ、
α−γ相変態を上昇させる。またＮｂはＣｒにくらべ炭
化物形成傾向が高く、Ｃｒ炭化物の生成を抑制し、耐酸
化性を向上させる働きがあるため使用上限温度をさらに
上昇させたい場合には添加してもよい。その場合、０．
０１％以下ではその効果が現れないので下限を０．０１
％とする。しかし３．０％以上添加してもその効果が得
られなくなるばかりでなく延性の著しい低下を招くため
上限を３．０％とする。
α−γ相変態を上昇させる。またＮｂはＣｒにくらべ炭
化物形成傾向が高く、Ｃｒ炭化物の生成を抑制し、耐酸
化性を向上させる働きがあるため使用上限温度をさらに
上昇させたい場合には添加してもよい。その場合、０．
０１％以下ではその効果が現れないので下限を０．０１
％とする。しかし３．０％以上添加してもその効果が得
られなくなるばかりでなく延性の著しい低下を招くため
上限を３．０％とする。
【００２８】Ｖ：０．１〜２．０％ Ｖは安定なＶＣを生成し、α−γ相変態を上昇させる効
果が有り、かつ高温強度を向上させる働きがあるため、
使用上限温度ををさらに向上させたい場合には添加して
もよい。その場合、０．１％以下ではその効果が現れな
いので下限を０．１％とする。しかし、２．０％以上添
加してもその効果が現れないばかりでなく延性の著しい
低下をまねくので上限を２．０％とする。
果が有り、かつ高温強度を向上させる働きがあるため、
使用上限温度ををさらに向上させたい場合には添加して
もよい。その場合、０．１％以下ではその効果が現れな
いので下限を０．１％とする。しかし、２．０％以上添
加してもその効果が現れないばかりでなく延性の著しい
低下をまねくので上限を２．０％とする。
【００２９】Ｔｉ：０．０１〜１．０％ Ｔｉは安定なＴｉＣを生成し、α−γ相変態を上昇させ
る効果が有り、かつ高温強度を向上させる働きがあるた
め、使用上限温度ををさらに向上させたい場合には添加
してもよい。その場合、０．０１％以下ではその効果が
現れないので下限を０．０１％とする。しかし、１．０
％以上添加してもその効果が現れないばかりでなく延性
の著しい低下をまねくので上限を１．０％とする。
る効果が有り、かつ高温強度を向上させる働きがあるた
め、使用上限温度ををさらに向上させたい場合には添加
してもよい。その場合、０．０１％以下ではその効果が
現れないので下限を０．０１％とする。しかし、１．０
％以上添加してもその効果が現れないばかりでなく延性
の著しい低下をまねくので上限を１．０％とする。
【００３０】Ａｌ：０．０１〜１．０％ Ａｌはフェライトを安定させ、α−γ相変態を上昇させ
る効果が有り、かつ高温強度を向上させる働きがあるた
め、使用上限温度ををさらに向上させたい場合には添加
してもよい。その場合０．０１％以下ではその効果が現
れないので下限を０．０１％とする。しかし、１．０％
以上添加してもその効果が現れないばかりでなく延性の
著しい低下をまねくので上限を１．０％とする。
る効果が有り、かつ高温強度を向上させる働きがあるた
め、使用上限温度ををさらに向上させたい場合には添加
してもよい。その場合０．０１％以下ではその効果が現
れないので下限を０．０１％とする。しかし、１．０％
以上添加してもその効果が現れないばかりでなく延性の
著しい低下をまねくので上限を１．０％とする。
【００３１】Ｎ：０．０１〜０．１５％ Ｎは高温強度を向上させる効果があり、その場合、０．
０１％以下ではその効果が現れないので下限を０．０１
％とする。しかし、０．１５％以上の添加はＣｒ２Ｎの
過剰の析出により延性の低下を引き起こすので上限を
０．１５％とする。
０１％以下ではその効果が現れないので下限を０．０１
％とする。しかし、０．１５％以上の添加はＣｒ２Ｎの
過剰の析出により延性の低下を引き起こすので上限を
０．１５％とする。
【００３２】Ｗ：０．１〜５．０％ Ｗは固溶強化により高温強度を向上させるため、高温強
度をさらに向上させたい場合には添加してもよい。その
場合、０．１％以下ではその効果が現れないので下限を
０．１％とする。しかし、５．０％以上添加すると延性
が著しく低下するため上限を５．０％とする。
度をさらに向上させたい場合には添加してもよい。その
場合、０．１％以下ではその効果が現れないので下限を
０．１％とする。しかし、５．０％以上添加すると延性
が著しく低下するため上限を５．０％とする。
【００３３】Ｎｉ：０．１〜１．０％ Ｎｉは、固溶強化により高温強度を高める働きがあるた
め、高温強度をさらに向上させたい場合には添加しても
よい。その場合、０．１％以下ではその効果が現れない
ので、下限を０．１％とする。しかし、１．０％以上添
加してもその効果が現れないばかりでなく、α−γ相変
態温度を低下させるので上限を１．０％とする。
め、高温強度をさらに向上させたい場合には添加しても
よい。その場合、０．１％以下ではその効果が現れない
ので、下限を０．１％とする。しかし、１．０％以上添
加してもその効果が現れないばかりでなく、α−γ相変
態温度を低下させるので上限を１．０％とする。
【００３４】Ｍｏ：０．１〜５．０％ Ｍｏはフェライト相を安定させ、α−γ相変態温度を上
昇させる効果が有り、かつ高温強度を向上させる働きが
あるため、高温強度をさらに向上させたい場合には添加
してもよい。その場合、０．１％以下ではその効果が現
れないので下限を０．１％とする。しかし、５．０％以
上添加してもその効果が現れないばかりでなく延性の著
しい低下をまねくので上限を５．０％とする。
昇させる効果が有り、かつ高温強度を向上させる働きが
あるため、高温強度をさらに向上させたい場合には添加
してもよい。その場合、０．１％以下ではその効果が現
れないので下限を０．１％とする。しかし、５．０％以
上添加してもその効果が現れないばかりでなく延性の著
しい低下をまねくので上限を５．０％とする。
【００３５】Ｃｏ：０．１〜５．０％ Ｃｏは、固溶強化により高温強度を高める働きがあるた
め、高温強度をさらに向上させたい場合には添加しても
よい。その場合、０．１％以下ではその効果が現れない
ので、下限を０．１％とする。しかし、５．０％以上添
加してもその効果が現れないばかりでなく、α−γ相変
態温度を上昇させるので上限を５．０％とする。
め、高温強度をさらに向上させたい場合には添加しても
よい。その場合、０．１％以下ではその効果が現れない
ので、下限を０．１％とする。しかし、５．０％以上添
加してもその効果が現れないばかりでなく、α−γ相変
態温度を上昇させるので上限を５．０％とする。
【００３６】Ｂ：０．００５〜０．１０％ ＢはＢＮを生成し被削性を向上させる働きがあり、被削
性向上の効果を得るために添加してもよい。その場合、
０．００５％以下ではその効果が現れないので、下限を
０．００５％とする。しかし、０．１０％以上添加して
も、被削性向上の効果が現れないばかりでなく熱疲労特
性のの著しい低下をまねくので上限を０．１０％とす
る。
性向上の効果を得るために添加してもよい。その場合、
０．００５％以下ではその効果が現れないので、下限を
０．００５％とする。しかし、０．１０％以上添加して
も、被削性向上の効果が現れないばかりでなく熱疲労特
性のの著しい低下をまねくので上限を０．１０％とす
る。
【００３７】Ｃａ：０．００１〜０．０５％ ＣａはＣａ酸化物を生成し被削性を向上させる働きがあ
り、被削性向上の効果を得るために添加してもよい。そ
の場合、０．００１％以下ではその効果が現れないの
で、下限を０．００１％とする。しかし、０．０５％以
上添加しても、被削性向上の効果が現れないばかりでな
く熱疲労特性の著しい低下をまねくので上限を０．０５
％とする。
り、被削性向上の効果を得るために添加してもよい。そ
の場合、０．００１％以下ではその効果が現れないの
で、下限を０．００１％とする。しかし、０．０５％以
上添加しても、被削性向上の効果が現れないばかりでな
く熱疲労特性の著しい低下をまねくので上限を０．０５
％とする。
【００３８】ＲＥＭ：０．００１〜０．５０％ ＲＥＭは耐酸化性を向上させる働きがあるため、耐酸化
性をさらに向上させ、使用上限温度を上昇させたい場合
には添加してもよい。その場合、０．００１％以下では
その効果が現れないので、下限を０．００１％とする。
しかし、０．５０％以上添加しても、耐酸化性向上の効
果が現れないばかりでなく熱疲労特性の著しい低下をま
ねくので上限を０．５０％とする。
性をさらに向上させ、使用上限温度を上昇させたい場合
には添加してもよい。その場合、０．００１％以下では
その効果が現れないので、下限を０．００１％とする。
しかし、０．５０％以上添加しても、耐酸化性向上の効
果が現れないばかりでなく熱疲労特性の著しい低下をま
ねくので上限を０．５０％とする。
【００３９】
【実施例】次に本発明の実施例を詳述する。表１に示す
化学成分のものを５０ｋｇ高周波誘導炉で溶解し、ＪＩ
Ｓ Ａ号試験片に鋳込成形した。これを７５０℃に加熱
後空冷をして、各試験片を採取し、引張試験、熱疲労試
験、被削性試験に供した。結果を表２に示している。
化学成分のものを５０ｋｇ高周波誘導炉で溶解し、ＪＩ
Ｓ Ａ号試験片に鋳込成形した。これを７５０℃に加熱
後空冷をして、各試験片を採取し、引張試験、熱疲労試
験、被削性試験に供した。結果を表２に示している。
【００４０】
【表１】
【００４１】
【表２】
【００４２】尚、表中比較材１は、Ａｌｌｏｙ Ｃａｓ
ｔｉｎｇ Ｉｎｓｉｔｉｔｕｔｅ規格のＣＢ３０であ
る。
ｔｉｎｇ Ｉｎｓｉｔｉｔｕｔｅ規格のＣＢ３０であ
る。
【００４３】ここで引張試験は室温と９００℃とで行
い、また熱疲労試験、被削性試験は以下の条件で行っ
た。 ＜熱疲労試験＞円盤型試験片（直径４５ｍｍ、厚さ７．
５ｍｍ）を１５０℃の流動床炉中に３分間暴露した後、
９００℃又は９５０℃の流動床炉中に３分間暴露するサ
イクルを１０００回繰り返したの後の試験片円周上に発
生する割れの総長さ及び試験片の厚さの変化量を測定し
た。
い、また熱疲労試験、被削性試験は以下の条件で行っ
た。 ＜熱疲労試験＞円盤型試験片（直径４５ｍｍ、厚さ７．
５ｍｍ）を１５０℃の流動床炉中に３分間暴露した後、
９００℃又は９５０℃の流動床炉中に３分間暴露するサ
イクルを１０００回繰り返したの後の試験片円周上に発
生する割れの総長さ及び試験片の厚さの変化量を測定し
た。
【００４４】割れの長さは熱疲労による割れの発生のし
易さを表し、厚さの変化量は加熱冷却により発生する熱
応力及びα−γ変態により発生する局部熱応力による塑
性変形のし易さを表す。
易さを表し、厚さの変化量は加熱冷却により発生する熱
応力及びα−γ変態により発生する局部熱応力による塑
性変形のし易さを表す。
【００４５】＜被削性試験＞超硬合金チップによるフラ
イス加工を施したときのチップのコーナー摩耗量が２０
０μｍになるときの、切削長さを工具寿命として評価し
た。
イス加工を施したときのチップのコーナー摩耗量が２０
０μｍになるときの、切削長さを工具寿命として評価し
た。
【００４６】表２の結果から分かるように、発明例は被
削性試験における工具寿命が少なくとも２０００ｍｍ以
上であり、優れた被削性を有する。
削性試験における工具寿命が少なくとも２０００ｍｍ以
上であり、優れた被削性を有する。
【００４７】また発明例は、比較材と比較しても引張試
験における強度、伸びの著しい劣化は見られず、また９
００℃、９５０℃の熱疲労試験においても割れ長さ、変
形量が比較材よりも大きいものはなく、比較材と同等以
上の熱疲労特性を示す。
験における強度、伸びの著しい劣化は見られず、また９
００℃、９５０℃の熱疲労試験においても割れ長さ、変
形量が比較材よりも大きいものはなく、比較材と同等以
上の熱疲労特性を示す。
【００４８】発明例のうち２×Ｓ＋Ｓｅが０．５０％以
上である発明例４、６、８、１４は工具寿命が１０００
０ｍｍ以上で、特に優れた被削性を示す。また、Ｐが
０．１％以上である発明例７は工具寿命が５０００ｍｍ
以上である。
上である発明例４、６、８、１４は工具寿命が１０００
０ｍｍ以上で、特に優れた被削性を示す。また、Ｐが
０．１％以上である発明例７は工具寿命が５０００ｍｍ
以上である。
【００４９】また、請求項２の発明に従ってＮｂ、Ｖ、
Ａｌ、Ｔｉの１種または２種以上を含有させることによ
り、さらに、請求項３の発明に従ってさらにＮ、Ｗ、Ｎ
ｉ、Ｍｏ、Ｃｏの１種または２種以上を含有させること
により、９００℃での高温強度が増大しており、さらに
熱疲労試験における変形量が小さく、優れた熱疲労特性
を示す。
Ａｌ、Ｔｉの１種または２種以上を含有させることによ
り、さらに、請求項３の発明に従ってさらにＮ、Ｗ、Ｎ
ｉ、Ｍｏ、Ｃｏの１種または２種以上を含有させること
により、９００℃での高温強度が増大しており、さらに
熱疲労試験における変形量が小さく、優れた熱疲労特性
を示す。
【００５０】また、請求項４の発明に従ってさらにＢ、
Ｃａの１種または２種以上を含有させた比較例１５、１
６は工具寿命が１００００ｍｍ以上で、特に優れた被削
性を示す。また、請求項５の発明に従ってさらにＲＥＭ
を含有させた比較例１７、１８はＲＥＭの添加の効果に
より酸化試験における酸化増量が小さくなっており、優
れた耐酸化性を示す。
Ｃａの１種または２種以上を含有させた比較例１５、１
６は工具寿命が１００００ｍｍ以上で、特に優れた被削
性を示す。また、請求項５の発明に従ってさらにＲＥＭ
を含有させた比較例１７、１８はＲＥＭの添加の効果に
より酸化試験における酸化増量が小さくなっており、優
れた耐酸化性を示す。
【００５１】また表の結果から、Ｓ又はＰを０．０４％
以上含有させると９５０℃の熱疲労試験において、変形
量が小さいものも、微小な割れが発生し、熱疲労特性が
若干低下する。一方、Ｓｅの添加量を０．０４％以上と
した場合では、９５０℃の熱疲労試験でも割れは発生せ
ず、Ｓｅの添加量を増加させても熱疲労特性が劣化しな
いことがわかる。
以上含有させると９５０℃の熱疲労試験において、変形
量が小さいものも、微小な割れが発生し、熱疲労特性が
若干低下する。一方、Ｓｅの添加量を０．０４％以上と
した場合では、９５０℃の熱疲労試験でも割れは発生せ
ず、Ｓｅの添加量を増加させても熱疲労特性が劣化しな
いことがわかる。
【００５２】また表の結果から、Ｃを０．１０％以下に
した発明例１、９、１７は９５０℃の熱疲労試験におい
ても変形量が０．８ｍｍ以下で熱疲労特性に優れる。特
にＣを０．０６％未満にした発明例１、１７は９５０℃
の熱疲労試験において変形量が０．５ｍｍ以下で特に熱
疲労特性に優れる。
した発明例１、９、１７は９５０℃の熱疲労試験におい
ても変形量が０．８ｍｍ以下で熱疲労特性に優れる。特
にＣを０．０６％未満にした発明例１、１７は９５０℃
の熱疲労試験において変形量が０．５ｍｍ以下で特に熱
疲労特性に優れる。
【００５３】尚、本発明例を用いてガソリンエンジン用
排気マニホールド及びタービンハウジングを減圧鋳造法
を用いて鋳造したところ、湯回り不良や引け巣等の鋳造
欠陥を発生させず、鋳造歩留りも８０％以上を確保する
ことができ、鋳造性に優れていることを確認した。
排気マニホールド及びタービンハウジングを減圧鋳造法
を用いて鋳造したところ、湯回り不良や引け巣等の鋳造
欠陥を発生させず、鋳造歩留りも８０％以上を確保する
ことができ、鋳造性に優れていることを確認した。
【００５４】以上本発明の実施例を詳述したがこれはあ
くまでも一例示であり、本発明はその主旨を逸脱しない
範囲において、他の変更を加えた態様で実施可能であ
る。
くまでも一例示であり、本発明はその主旨を逸脱しない
範囲において、他の変更を加えた態様で実施可能であ
る。
【００５５】
【発明の効果】以上詳述したように、請求項１の発明に
よれば耐熱鋳鋼特有の高温強度、耐酸化性および熱疲労
特性を劣化させることなく、優れた被削性を付与し、以
て機械加工性を良好となし得て鋳品を安価に製造できる
ようになる。
よれば耐熱鋳鋼特有の高温強度、耐酸化性および熱疲労
特性を劣化させることなく、優れた被削性を付与し、以
て機械加工性を良好となし得て鋳品を安価に製造できる
ようになる。
【００５６】また請求項２の発明に従ってＮｂ、Ｖ、Ｔ
ｉ、Ａｌの１種又は２種以上を含有させることにより、
α−γ変態温度を上昇させ、高温強度を向上させて熱疲
労特性をに向上させることができ、また要求項３に従っ
てＮ、Ｗ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｏの１種または２種以上を含
有させることにより高温強度を向上させて熱疲労特性を
さらに向上させることができる。
ｉ、Ａｌの１種又は２種以上を含有させることにより、
α−γ変態温度を上昇させ、高温強度を向上させて熱疲
労特性をに向上させることができ、また要求項３に従っ
てＮ、Ｗ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｏの１種または２種以上を含
有させることにより高温強度を向上させて熱疲労特性を
さらに向上させることができる。
【００５７】また請求項４の発明に従って更にＢ、Ｃａ
の１種または２種を含有させることにより被削性をより
一層高めることができ、請求項５に従ってさらにＲＥＭ
を添加させることにより耐酸化性を更に向上させること
ができる。
の１種または２種を含有させることにより被削性をより
一層高めることができ、請求項５に従ってさらにＲＥＭ
を添加させることにより耐酸化性を更に向上させること
ができる。
Claims (5)
- 【請求項１】重量％で Ｃ：≦０．５０％ Ｓｉ：≦４．０％ Ｍｎ：≦３．０％ Ｐ：≦０．５０％ Ｓ：≦０．５０％ Ｃｒ：１５〜２２％ Ｓｅ：０．００１〜０．５０％ ２×Ｓ＋Ｓｅ：≦１．００％ 残部実質的にＦｅから成る組成を有することを特徴とす
る耐熱鋳鋼。 - 【請求項２】請求項１の成分に加え更にＮｂ、Ｖ、Ｔ
ｉ、Ａｌの何れか１種または２種以上を Ｎｂ：０．０１〜３．０％ Ｖ：０．１〜２．０％ Ｔｉ：０．０１〜１．０％ Ａｌ：０．０１〜１．０％ の量で含有させたことを特徴とする耐熱鋳鋼。 - 【請求項３】請求項１および２の成分に加え更にＮ、
Ｗ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｏの何れか１種または２種以上を Ｎ：０．０１〜０．１５％ Ｗ：０．１〜５．０％ Ｎｉ：０．１〜１．０％ Ｍｏ：０．１〜５．０％ Ｃｏ：０．１〜５．０％ の量で含有させたことを特徴とする耐熱鋳鋼。 - 【請求項４】請求項１、２および３の成分に加え更に
Ｂ、Ｃａの何れか１種または２種を Ｂ：０．００５〜０．１０％ Ｃａ：０．００１〜０．０５％ の量で含有させたことを特徴とする耐熱鋳鋼。 - 【請求項５】請求項１、２、３および４にＲＥＭを ＲＥＭ：０．００１〜０．５０％ の量で含有させたことを特徴とする耐熱鋳鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP06716195A JP3605874B2 (ja) | 1995-02-17 | 1995-02-17 | 耐熱鋳鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP06716195A JP3605874B2 (ja) | 1995-02-17 | 1995-02-17 | 耐熱鋳鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08225898A true JPH08225898A (ja) | 1996-09-03 |
| JP3605874B2 JP3605874B2 (ja) | 2004-12-22 |
Family
ID=13336901
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP06716195A Expired - Fee Related JP3605874B2 (ja) | 1995-02-17 | 1995-02-17 | 耐熱鋳鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3605874B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002167655A (ja) * | 2000-09-25 | 2002-06-11 | Daido Steel Co Ltd | 耐熱性および被削性にすぐれたステンレス鋳鋼 |
| WO2004024970A1 (en) * | 2002-09-16 | 2004-03-25 | Borgwarner, Inc. | High temperature alloy particularly suitable for a long-life turbocharger nozzle ring |
| US7914732B2 (en) | 2006-02-23 | 2011-03-29 | Daido Tokushuko Kabushiki Kaisha | Ferritic stainless steel cast iron, cast part using the ferritic stainless steel cast iron, and process for producing the cast part |
| CN103820739A (zh) * | 2014-02-28 | 2014-05-28 | 南车戚墅堰机车车辆工艺研究所有限公司 | 铁素体耐热铸钢及其制备方法和应用 |
| WO2022210793A1 (ja) * | 2021-03-29 | 2022-10-06 | ヒノデホールディングス株式会社 | 鉄鋳物 |
-
1995
- 1995-02-17 JP JP06716195A patent/JP3605874B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002167655A (ja) * | 2000-09-25 | 2002-06-11 | Daido Steel Co Ltd | 耐熱性および被削性にすぐれたステンレス鋳鋼 |
| WO2004024970A1 (en) * | 2002-09-16 | 2004-03-25 | Borgwarner, Inc. | High temperature alloy particularly suitable for a long-life turbocharger nozzle ring |
| US7914732B2 (en) | 2006-02-23 | 2011-03-29 | Daido Tokushuko Kabushiki Kaisha | Ferritic stainless steel cast iron, cast part using the ferritic stainless steel cast iron, and process for producing the cast part |
| CN103820739A (zh) * | 2014-02-28 | 2014-05-28 | 南车戚墅堰机车车辆工艺研究所有限公司 | 铁素体耐热铸钢及其制备方法和应用 |
| WO2022210793A1 (ja) * | 2021-03-29 | 2022-10-06 | ヒノデホールディングス株式会社 | 鉄鋳物 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3605874B2 (ja) | 2004-12-22 |
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