JPH0987796A

JPH0987796A - 耐熱球状黒鉛鋳鉄

Info

Publication number: JPH0987796A
Application number: JP24648995A
Authority: JP
Inventors: Makoto Imaizumi; 誠今泉; Koichi Akiyama; 耕一秋山
Original assignee: Hitachi Metals Ltd; Nissan Motor Co Ltd
Current assignee: Nissan Motor Co Ltd; Proterial Ltd
Priority date: 1995-09-25
Filing date: 1995-09-25
Publication date: 1997-03-31
Anticipated expiration: 2015-09-25
Also published as: JP3821310B2

Abstract

(57)【要約】【課題】繰り返し高温にさらされる条件下で耐酸化
性、耐熱亀裂性に優れたターボチャージャーハウジング
やエキゾーストマニホルドを安価に得ることができる、
耐熱球状黒鉛鋳鉄を提供することである。【解決手段】重量比でＣ２．７〜３．２％、Ｓｉ４．
４〜５．０％、Ｍｎ０．６％以下、Ｃｒ０．５〜１．０
％、Ｎｉ０．１〜１．０％、Ｍｏ１．０％以下、球状化
処理剤０．１％以下、残部実質的にＦｅよりなり、基地
組織がフェライト相主体で、黒鉛が球状化しており、耐
酸化性、耐熱亀裂性に優れた自動車用エンジンの排気系
部品用の耐熱球状黒鉛鋳鉄である。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は繰り返し高温にさら
される使用条件で、耐酸化性、耐熱亀裂性に優れた耐熱
球状黒鉛鋳鉄の改良に関するものである。本発明は例え
ば自動車用エンジンの排気系部品であるターボチャージ
ャーハウジング、エキゾーストマニホルドなどに利用す
ることができる。

【０００２】

【従来の技術】例えば、自動車用エンジンの排気系部品
としてターボチャージャーハウジング、エキゾーストマ
ニホルドがある。これらの部品は排気ガスにより繰り返
し高温にさらされるため高い耐酸化性、耐熱亀裂性が要
求されている。そこで従来のターボチャージャーハウジ
ングやエキゾーストマニホルドにはＳｉを４％前後に増
量して耐酸化性を改善した高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄（例えば
特公昭６０−５３７３６号公報、特公昭６０−１７８１
９号公報等）が主に使用されている。

【０００３】ところで近年のエンジンの高性能化および
各国の環境規制に伴い、現状より更に排気ガス温度が上
昇し、そのため排気系部品に一層の耐酸化性、耐熱亀裂
性が要求され始めている。これらの要求に対応するため
にＮｉを２０〜３５％添加したオーステナイト球状黒鉛
鋳鉄、あるいはＣｒを１８％以上添加したフェライト系
またはＣｒを１８％以上、Ｎｉを８％以上添加したオー
ステナイト系のステンレス鋳鋼やステンレス鋼管によっ
て製作されたターボチャージャーハウジング、エキゾー
ストマニホルドが増加している。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】従来の高Ｓｉ球状黒鉛
鋳鉄は製造が容易で、安価に得ることが可能であるが、
耐酸化性、耐熱亀裂性に限界があり、排気ガスの高温化
に対応することが出来ない。また、より高温の条件に対
応が可能なオーステナイト球状黒鉛鋳鉄、ステンレス鋳
鋼あるいはステンレス鋼管等の材質はＮｉ、Ｃｒなどの
金属を大量に添加するため高価であり、鋳造や溶接に関
して難易度の高い製造技術を必要とする。さらに材質は
難削材となり加工に関しても高度の技術を要し、コスト
アップの要因となる。本発明は上記した実情に鑑みなさ
れたものであり、その目的は繰り返し高温にさらされる
条件下で耐酸化性、耐熱亀裂性に優れたターボチャージ
ャーハウジングやエキゾーストマニホルドを安価に得る
ことができる、耐熱球状黒鉛鋳鉄を提供することにあ
る。

【０００５】

【課題を解決するための手段】本発明に係わる耐熱球状
黒鉛鋳鉄は重量比で、Ｃ２．７〜３．２％、Ｓｉ４．４
〜５．０％、Ｍｎ０．６％以下、Ｃｒ０．５〜１．０
％、Ｎｉ０．１〜１．０％、Ｍｏ１．０％以下、残部実
質的にＦｅよりなり、Ｍｇ、Ｃａ、Ｃｅ等の黒鉛球状化
剤を、処理終了後に０．１％以下となるように計量添加
して黒鉛球状化処理を行なったものである。

【０００６】また本発明においては、図１に示す熱処理
の温度条件に基づいて熱処理を行うことにより、基地組
織をフェライト相主体にしている。すなわち、図１にお
いて、製品を９３０℃に保持することにより、基地組織
中のパーライト相を形成するセメンタイトを分解してオ
ーステナイト化し、熱処理炉内で徐冷して７２０℃で保
持することによりフェライト相の生成を促す。この熱処
理により基地組織をフェライト相を主体とすることが可
能となる。基地組織をフェライト相主体とする効果とし
て、耐熱亀裂性、高温での寸法安定性、被削性に有利と
なる点が挙げられる。

【０００７】この構成とすることにより、本発明の耐熱
球状黒鉛鋳鉄は、従来の高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄よりも優れ
た耐酸化性、耐熱亀裂性を示し、従来の高Ｓｉ球状黒鉛
鋳鉄熱と同等の鋳造性、被削性を確保できるため、極め
て実用的価値大である。以下、本発明による耐熱球状黒
鉛鋳鉄の成分範囲（重量％）の限定理由について説明す
る。

【０００８】Ｃ（炭素）：２．７〜３．２％ＣはＳｉと共に鋳鉄において重要な成分であり、一般的
な球状黒鉛鋳鉄ではＣ３．５％、Ｓｉ２．５％が標準的
な組成である。本発明では後述するようにＳｉ含有量を
高く設定するため、以下に従ってＣ含有量を決定した。
即ち、Ｃ含有量は炭素当量ＣＥ＝Ｃ％＋０．３１Ｓｉ％
＝４．３〜４．５を満足するため、２．７〜３．２％を
目標とする。その理由として、ＣＥ値が４．３未満では
亜共晶組成となり、ピンホール欠陥が発生し易く、また
ＣＥ値が４．５を越えると過共晶組成になり過ぎ、カー
ボンドロス（黒鉛の偏析）が発生し易くなる。そのた
め、２．７〜３．２％にＣ含有量の範囲を設定する。

【０００９】Ｓｉ（けい素）：４．４〜５．０％ＳｉはＣと共に鋳鉄において重要な成分であり、Ｃの黒
鉛化、基地のフェライト化に効果がある。一般的な球状
黒鉛鋳鉄ではＣ３．５％、Ｓｉ２．５％が標準的な組成
である。また高いＳｉ球状黒鉛鋳鉄では耐酸化性を向上
する目的で４．０％前後添加される。本発明では従来の
高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄より、更に耐酸化性を向上させる目
的でＳｉ含有量の下限を４．４％とする。また、Ｓｉ含
有量が過多であると材質が脆くなる弊害が発生するため
上限を５．０％とする。

【００１０】Ｍｎ（マンガン）：０．６％以下Ｍｎは材料に不可避的に含まれるＳをＭｎＳの形で固定
化して影響を除外するため、球状黒鉛鋳鉄の製造に必要
不可欠な元素であるが、同時に基地のパーライト化を促
進して耐熱亀裂性を低下させるため、その上限を０．６
％とする。さらに好ましくは０．４％以下の成分範囲と
する。

【００１１】Ｃｒ（クロム）：０．５〜１．０％Ｃｒは一般的な球状黒鉛鋳鉄では添加を行なわないが、
例えば高温使用を目的として耐酸化性および高温強度向
上のため使用される場合がある。またステンレス鋳鋼、
ステンレス鋼管にはフェライト系、オーステナイト系共
に１８％以上添加されるが、炭化物の発生で鋳造性や被
削性を低下させる要因となる。本発明では耐酸化性の向
上およびフェライト基地の強化による耐熱亀裂性向上を
目的とし、０．５％以上添加する。但しその添加量が多
くなり過ぎると、炭化物の増加などにより硬度が高くな
って被削性を損なう弊害が発生するため上限を１．０％
とする。

【００１２】Ｎｉ（ニッケル）：０．１〜１．０％Ｎｉの効果としては基地のオーステナイト化、高温にお
ける引張強さ、耐力の強化が挙げられ、例えばニレジス
ト鋳鉄の製造に２０〜３５％、オーステナイト系ステン
レス鋳鋼に１０〜２０％程度の割合で添加されるが、高
価な金属であるため、これらの材料のコストアップの要
因となっている。本発明では高温における引張強さ、耐
力の強化により耐熱亀裂性を向上する目的で０．１％以
上添加する。但しその添加量が多くなり過ぎると、基地
のパーライト化傾向が強くなるため上限を１．０％とす
る。また添加が少量であるため、コストアップ要因とは
ならない。

【００１３】Ｍｏ（モリブデン）：１．０％以下ＭｏはＮｉと同様に高温における引張強さ、耐力を強化
して耐熱亀裂性を向上する目的で添加することができ
る。但しその添加量が多くなり過ぎると、炭化物の増加
などにより、硬度が高くなって被削性を損なう弊害が発
生するため上限を１．０％とする。

【００１４】球状化処理剤：０．１％以下球状化処理剤としては、Ｍｇ（マグネシウム）、Ｃａ
（カルシウム）、Ｃｅ（セリウム）等を用いることがで
きるが、例えばＭｇの場合、含有量が多すぎると炭化物
の発生やドロス（酸化物の巻き込み）欠陥の発生が見ら
れるため、黒鉛球状化処理後の含有量が０．１％以下と
なるように、歩留まりを計算して用いることが望まし
い。

【００１５】Ｐ（リン）：０．１％以下Ｐが多いとＦｅとＰの化合物が析出して機械的性質を低
下させるため、０．１％以下とするのが望ましい。

【００１６】Ｓ（イオウ）：０．０４％以下球状黒鉛鋳鉄においてＳが多いと黒鉛の球状化を著しく
阻害するため、０．０４％以下とするのが望ましい。

【００１７】

【発明の実施の形態】以下、本発明の耐熱球状黒鉛鋳鉄
の実施の形態について、実施例に基づき比較材と共に説
明する。

【００１８】

【実施例】まず、原材料となる鋼板屑または球状黒鉛鋳
鉄の戻り屑を、３００ｋｇ高周波誘導炉を用いて溶解温
度１５００℃で溶解し、更にＦｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ｃｒ、
Ｆｅ−Ｍｏの各合金とＮｉ地金を用いて成分調整を行な
った。次に鋼板屑によるカバー材と共にＦｅ−Ｓｉ−Ｍ
ｇ合金を設置した取鍋内に溶湯を注入してサンドイッチ
法による球状化処理を行なった。そして球状化処理の反
応が停止後、直ちにＹブロック鋳型に注湯を行なった。
この際、取鍋内あるいは注湯の流れ中にＦｅ−Ｓｉ合金
粉末を添加して接種を行なった。以上の鋳造作業によ
り、表１に示す組成を有する本発明に係わる試片Ｎｏ．
１〜６並びに比較材としての試片７（従来の高Ｓｉ球状
黒鉛鋳鉄）を得た。以上の試片１〜７は、図１に示す温
度パターンによって熱処理され、フェライト相化された
基地組織を得た後に、所定の形状に加工され試験に供さ
れた。

【００１９】表１においてパーライト率は、黒鉛を除く
マトリックス組織全体を１００％としたときパーライト
相が組織に占める面積比を示し、組織の残部はフェライ
ト相となる。表１の結果から見ると、本発明材である試
片Ｎｏ．１〜６のパーライト率は従来の高Ｓｉ球状黒鉛
鋳鉄（試片Ｎｏ．７）と同等かやや高い程度であり、基
地組織のフェライト相化に問題はない。また、本発明材
である試片Ｎｏ．１〜６のブリネル硬度は、従来の高Ｓ
ｉ球状黒鉛鋳鉄と同等かやや高い程度であり被削性は同
等である。

【００２０】また図２の（Ａ）〜（Ｆ）に本発明材であ
る試片Ｎｏ．１〜６の断面組織写真（倍率：４００倍）
を示す。図３の（Ｇ）に表１に示す比較材としての試片
Ｎｏ．７（公知の高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄相当材）の断面組
織写真（倍率：４００倍）を示す。図２と図３に示す断
面組織写真において、黒色球状のものは黒鉛、白色部分
はフェライト相、縞状部分はパーライト層である。本発
明材である試片Ｎｏ．１〜６の基地組織は、比較材であ
る試片Ｎｏ．７と同様にフェライト相を主体とすること
は図の写真から明らかである。表１に示す本発明材とし
ての試片Ｎｏ．１〜３は比較材としての試片Ｎｏ．７
（公知の高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄相当材）に、Ｃの減量とＳ
ｉの増量およびＣｒ、Ｎｉの添加、Ｍｏの減量を行なっ
たものであり、試片Ｎｏ．４は比較材としての試片Ｎ
ｏ．７にＣの減量とＳｉの増量およびＣｒ、Ｎｉの添加
を行なったものである。さらに、試片Ｎｏ．５、６は比
較材としての試片Ｎｏ．７にＣの減量とＳｉの増量およ
びＣｒ、Ｎｉの添加、Ｍｏの増量を行なったものであ
る。

【００２１】

【表１】

【００２２】上記で得た試片Ｎｏ．１〜７について高温
における耐酸化性を評価するために、酸化試験を行なっ
た。酸化試験は保持温度を８００℃、８５０℃の２水準
とし、昇温１２分〜保持６分〜降温２０分を１サイクル
として断続加熱を２５０サイクル繰り返し、酸化減量の
測定を行なった。その結果を図４に示す。図４の棒グラ
フにおいて白地にハッチングは８００℃、黒地にハッチ
ングは８５０℃における結果を表す。

【００２３】本発明材としての試片Ｎｏ．１〜６は酸化
減量の改善が見られ、従来材である試片Ｎｏ．７の酸化
減量は８００℃において約４５（ｍｇ／ｃｍ²）である
のに対し、特に試片Ｎｏ．１、２の酸化減量は１０〜１
５（ｍｇ／ｃｍ²）となり改善が顕著であった。この結
果は８５０℃においても同様で、従来材である試片Ｎ
ｏ．７の酸化減量約６０（ｍｇ／ｃｍ²）に対し、本発
明材の試片Ｎｏ．１、２では酸化減量６〜１６（ｍｇ／
ｃｍ²）と改善され、従来材と比較してより高温に対応
できることは明らかである。以上の結果は従来材である
試片Ｎｏ．７（公知の高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄）に対し、Ｓ
ｉの増量およびＣｒの限定した添加を行なって耐酸化性
を改善した効果であり、本発明の優位性を示すものであ
る。

【００２４】次に試片Ｎｏ．１〜７について高温におけ
る耐熱亀裂性を評価するために、熱疲労試験を行なっ
た。熱疲労試験は電気−油圧サーボ式熱疲労試験機を用
い、図５に示す丸棒試験片（以下ＴＰという。）の平行
部を繰り返し加熱冷却し、試験片の伸び縮みを機械的に
拘束して生ずる歪みにより試験片を破断させることによ
り行なった。評価は試験片が破断するまでの加熱冷却の
繰り返し回数で行なった。図５中に記載の各数値はこの
ＴＰの寸法（ｍｍ）を示す。

【００２５】実施例の場合、下限温度を１５０℃、上限
温度を８００℃とし、昇温２分〜保持１分〜降温４分を
１サイクルとした温度サイクルで加熱冷却を行ない、各
試験片の拘束率は０．２５とした。ここで拘束率は以下
の式によって求められる値である。拘束率＝（自由伸び−拘束伸び）／自由伸び実際の自動車エンジンの排気系部品の拘束率は０．１〜
０．４程度になると推定されるため、本実施例の熱疲労
試験では拘束率を０．２５と設定した。試験の結果を図
６の棒グラフに示す。従来材である試片Ｎｏ．７は熱疲
労寿命が約４４０回であるのに対し、特に発明材である
試片Ｎｏ．２の熱疲労寿命は１２５０回と３倍近くに寿
命が伸びており耐熱亀裂性が向上していることは明らか
である。その他の発明材においても、従来材の約２倍以
上の熱疲労寿命を有しており耐熱亀裂性は改善されてい
る。

【００２６】次に実際にエキゾーストマニホルドに使用
した場合の耐熱亀裂性を確認するために、図７に示す１
２０°ベンド管を、発明材で試片Ｎｏ．１〜６および従
来材である試片Ｎｏ．７で製作した。この１２０°ベン
ド管の両端フランジを固定し、管内部に燃焼ガスを流し
て実際のエキゾーストマニホルドと同様のサイクル加熱
で耐久試験を行ない、耐熱亀裂性の評価を試みた。試験
の温度サイクルは下限温度を１５０℃、上限温度を８０
０℃とし、加熱５分〜冷却４分を１サイクルとして耐久
試験を行なった。この場合、拘束率は０．３５に相当し
た。試験の結果を図８に示す。従来材である試片Ｎｏ．
７による１２０°ベンド管の熱疲労寿命は約１５０回
で、これに対し発明材である試片Ｎｏ．１〜６による１
２０°ベンド管の熱疲労寿命は図８に示す通り、従来材
と同等以上の耐熱亀裂性を示した。特に本発明材のう
ち、試片Ｎｏ．４からなる１２０°ベンド管の熱疲労寿
命は５２０回と、熱疲労寿命の伸びが顕著である。以上
の効果は従来材である試片Ｎｏ．７に対してＣｒおよび
Ｎｉを限定して添加を行ない、高温の引張強さ、耐力を
改善した効果であり、本発明の優位性を示すものであ
る。

【００２７】

【発明の効果】以上説明したように、本発明の耐熱球状
黒鉛鋳鉄は、Ｓｉの増量およびＣｒ、Ｎｉの限定添加の
効果により、８００℃〜１５０℃といった繰り返し熱負
荷を受ける環境下で、従来の高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄より優
れた耐酸化性、耐熱亀裂性を持つことは明らかである。
また従来の高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄と鋳造性、被削性が同等
で容易に製造が可能であり、極めて実用的価値が大き
い。本発明材を自動車用エンジンの排気系部品であるタ
ーボチャージャーハウジング、エキゾーストマニホルド
等に利用した場合、従来の高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄では対応
が出来なかった排気ガスの高温化に対応することが可能
となり、従来排気ガスの高温化に対処するため使用され
てきたオーステナイト球状黒鉛鋳鉄やステンレス鋳鋼の
ような高級材料に比べ、安価にターボチャージャーハウ
ジングやエキゾーストマニホルドを提供することが可能
となる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の耐熱球状黒鉛鋳鉄の製造に関する熱処
理サイクルを示す図である。

【図２】（Ａ）〜（Ｆ）は本発明材の断面の組織写真
（倍率：４００倍）を示す図である。

【図３】（Ｇ）は比較材の断面の組織写真（倍率：４０
０倍）を示す図である。

【図４】本発明材と従来材の酸化試験の結果を示すグラ
フである。

【図５】本発明材と従来材の熱疲労試験に用いた丸棒試
験片の形状を示す図である。

【図６】本発明材と従来材の丸棒試験片による熱疲労試
験の結果を示すグラフである。

【図７】本発明材と従来材の耐熱亀裂性の評価に用いた
１２０°ベンド管の形状を示す図である。

【図８】本発明材と従来材の１２０°ベンド管の耐久試
験結果を示すグラフである。

【符号の説明】

１ベンド管

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量比でＣ２．７〜３．２％、Ｓｉ４．
４〜５．０％、Ｍｎ０．６％以下、Ｃｒ０．５〜１．０
％、Ｎｉ０．１〜１．０％、Ｍｏ１．０％以下、球状化
処理剤０．１％以下、残部実質的にＦｅよりなる耐酸化
性、耐熱亀裂性に優れた自動車用エンジンの排気系部品
用の耐熱球状黒鉛鋳鉄。
【請求項２】基地組織をフェライト相主体とし、黒鉛
が球状化していることを特徴とする請求項１記載の組成
の耐酸化性、耐熱亀裂性に優れた自動車用エンジンの排
気系部品用の耐熱球状黒鉛鋳鉄。