JPWO2005007914A1

JPWO2005007914A1 - オーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄

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Publication number: JPWO2005007914A1
Application number: JP2005511882A
Authority: JP
Inventors: 伊藤　賢児; 賢児伊藤; 啓次郎林; 徹岩永
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Hitachi Metals Ltd
Priority date: 2003-07-18
Filing date: 2004-07-20
Publication date: 2006-11-24
Also published as: EP1652949A4; WO2005007914A1; US20060191604A1; KR20060033020A; EP1652949A1; CN1826421A

Abstract

重量比でＭｏ：１〜４．５％、Ｓｎ及び／又はＳｂを２Ｓｎ＋Ｓｂで０．００１〜０．５％含有する組成を有するオーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄。好ましくは、重量比でＣ：１〜３．５％、Ｓｉ：１〜６．５％、Ｃｒ：３％以下、Ｎｉ：１０〜４０％、Ｍｏ：１〜４．５％、Ｓｎ及び／又はＳｂを２Ｓｎ＋Ｓｂで０．００１〜０．５％、黒鉛球状化元素：０．１％以下を含有する組成を有するオーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄。

Description

本発明は、自動車エンジン用の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、触媒ケース等の排気系部品等に好適なオーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄に関する。

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、触媒ケース、ターボチャージャーハウジングとエキゾーストマニホルドを鋳造一体化したターボチャージャーハウジング一体エキゾーストマニホルド、触媒ケースとエキゾーストマニホルドを鋳造一体化した触媒ケース一体エキゾーストマニホルド等の自動車エンジン用排気系部品は、内部を通過する排気ガスにより繰り返し高温に曝される等、使用条件が高温かつ過酷であり、また排気ガス中の硫黄酸化物、窒素酸化物等に曝されるので、高い耐酸化性、高温耐力、熱亀裂寿命等の耐熱性が要求されている。そのため、自動車エンジン用排気系部品には従来から、高耐熱性のオーステナイト系球状黒鉛鋳鉄（通称ニレジスト）等の耐熱鋳鉄や、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｗ等の元素を多量に含有して耐熱性を向上させたフェライト系やオーステナイト系のステンレス鋳鋼等が用いられてきた。

典型的なオーステナイト系球状黒鉛鋳鉄は、重量比でＣ：２．０％以下、Ｓｉ：４．０〜６．０％、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｎｉ：３４．０〜３６．０％、及びＣｒ：１．５〜２．５％の組成を有し、常温において伸びが１０％以上、０．２％耐力が２００Ｎ／ｍｍ^２以上のオーステナイト系球状黒鉛鋳鉄（ＪＩＳＧ５５１０のＦＣＤＡ−ＮｉＳｉＣｒ３５５２）である。しかし、このオーステナイト系球状黒鉛鋳鉄は、常温での伸びや耐力及び鋳造性が良好であり、９００℃未満の排気ガス温度での高温耐力も比較的良好であるが、９００℃以上の温度では、亀裂の起点となる酸化膜が生成し（耐酸化性が十分ではなく）、熱亀裂寿命も短い。このため、９００℃以上の高温排気ガスに曝される排気系部品に使用するのは難しい。

特開昭５９−１１３１６０号（特許文献１）は、重量比でＣ：２．５〜３．５％、Ｓｉ：１．５〜３％、Ｍｎ：０．２〜８．０％、Ｃｒ：１〜３％、Ｎｉ：１８〜３５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．１５％以下、Ｆｅ及び不純物：残部からなる組成を有する耐熱亀裂性に優れたオーステナイト球状黒鉛鋳鉄を開示している。実施例には、Ｃ：２．９％、Ｓｉ：２．７％、Ｍｎ：１．５％、Ｃｒ：２．０％、Ｎｉ：２５．０％、Ｆｅ及び不純物：残部の組成とすることにより、排気ガス温度８５０〜２００℃の条件における３００時間耐久試験で全く亀裂が生じなかったと記載している。このオーステナイト球状黒鉛鋳鉄は、Ｓｉの含有量を低減して金属組織中に析出する有害な析出物の量を少なくすることにより耐熱亀裂性を向上させたものであるが、常温における引張応力に抗しうる延性（常温伸び）が不足する。

特開昭６３−１１４９３８号（特許文献２）は、重量比でＣ：２．５〜３％、Ｓｉ：２．６〜３．２％、Ｍｎ：０．６〜１．０％、Ｃｒ：１．８〜５．０％、Ｎｉ：１６．０〜３０．０％、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．０３〜０．１０％、Ｎｂ：０．８〜３．３％、Ｃｅ及び／又はＬａ：０．１８〜０．７％、及びＦｅ及び不可避的不純物：残部からなる組成を有し、特に繰り返し加熱冷却を受ける環境下で優れた耐酸化性を発揮する耐熱鋳鉄を開示している。この耐熱鋳鉄は、Ｎｂの添加により不可避的不純物のＰ、Ｓ等の粒界析出を抑制して粒界を強化しつつその腐食を抑制し、またＣｅ及び／又はＬａの添加により酸化皮膜を緻密かつ強固にして耐酸化性を向上させたものであるが、拘束された排気系部品に作用する高温での圧縮応力に抗する強度（高温耐力）が不足している。

特開平６−１２８６８２号（特許文献３）は、重量比でＮｉ：１３．０〜４０．０％、Ｓｉ：３．０〜１０．０％、Ｆｅ：実質的に残部、及びＮｂ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ及びＴａの一種以上の元素：Ｓｉの５〜３０重量％からなる組成を有し、酸化減量が小さい高耐熱性鋳鉄を開示している。実施例には、２．８３重量％のＣ、６．１７重量％のＳｉ、０．８５重量％のＭｎ、０．０５６重量％のＭｇ、２０．３重量％のＮｉ、１．９９重量％のＣｒ、及び１．６重量％のＭｏの組成を示している。この耐熱鋳鉄は、Ｓｉを３．０〜１０．０重量％と多量に含有するうえに、ＭｏをＳｉの５〜３０重量％含有するので、耐熱性及び高温疲労強度が向上している。しかしこの鋳鉄は、多量のＳｉの添加により靭性が低下している。その上、単にＭｏを添加しただけでは黒鉛の球状化が阻害されるとともに炭化物が増加し、特に常温での延性が不足する。

特公平７−６０３２号（特許文献４）は、片状黒鉛鋳鉄として、重量比でＣ：３．２〜３．７％、Ｓｉ：２．０〜２．４％、Ｍｎ：０．２〜０．８％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．１％以下、Ｃｒ：０．１〜０．４％、Ｎｉ：０．２〜０．６％、Ｍｏ：０．３〜０．６％、Ｓｂ：０．０２〜０．０５％、及びＦｅ：残部からなる組成を有し、特にＳｂにより耐熱疲労特性が向上したシリンダヘッド用鋳鉄を開示している。この鋳鉄では黒鉛が球状化していないので、常温伸び、高温耐力及び熱亀裂寿命が不足し、特に９００℃以上と高温の排気ガスに曝されたときの耐熱性は不十分である。

近年環境保全の観点から自動車の排気ガスのさらなる削減や燃費の向上が求められ、エンジンの高出力化及び高温燃焼化が進められている。それに応じて自動車エンジン用排気系部品を通過する排気ガスの温度は上昇してきている。

現在主流の自動車のエンジンは、インテークマニホルドやコレクタ等の吸気系部品内でガソリンと空気を混合し、これを燃焼室に供給する構造を有するが、この構造であると、自動車が万一衝突したときに吸気系部品が破損し、その中のガソリンが漏洩し、引火するおそれがある。これを防止するため、従来はエンジンの後方に吸気系部品を配置し、エンジンの前方にエキゾーストマニホルド、ターボチャージャーハウジング等の排気系部品を配置していた。しかし、エンジンの高出力化及び高温燃焼化のために、近年燃焼室内にガソリンを直接噴射する、いわゆる直噴型エンジンが普及しつつある。直噴型エンジンではガソリンが燃料タンクから燃焼室に直接導かれるので、自動車が万一衝突しても外部に漏洩するガソリンの量は僅かであり、大事故になるおそれが小さい。このため、エンジンの前方に吸気系部品を配置し、エンジンの後方に排気系部品を配置する構造が採用されつつある。

さらにエンジンの後方に排気系部品を配置し、これを排気ガス浄化装置と直結してエンジン始動時の排気ガス温度の低下を抑制し、排気ガス浄化用触媒の初期機能を向上させることも行なわれている。ところが、エンジンの後方に排気系部品を配置すると、自動車の走行時に排気系部品に風が当たりにくいため、排気系部品の表面温度が上昇し過ぎるという問題がある。その上、自動車エンジン用排気系部品は排気ガスに含まれる硫黄酸化物、窒素酸化物等に曝される。

このため、自動車エンジン用排気系部品には、高い耐酸化性に加えて、通過する排気ガス温度の上昇や、後方に配置することによる表面温度の上昇等、従来に増して高温で過酷な使用条件への対応が求められている。

具体的には、９００℃以上、特に１０００℃近い高温の排気ガスに曝されるので、一層高い耐熱性が要求される。ここで耐熱性に優れているとは、硫黄酸化物、窒素酸化物等を含有する高温の排気ガスに曝されても亀裂の起点となる酸化膜が生成されにくい（耐酸化性に優れている）こと、拘束された排気系部品が高温になることにより発生する圧縮応力に抗する強度を有する（高温耐力が大きい）こと、さらに望ましくは、運転と停止の繰り返しで生じる亀裂により熱疲労破壊に至るまでのサイクル数が多い（熱亀裂寿命が長い）ことを意味する。

排気系部品には優れた耐熱性だけでなく、延性も要求される。排気系部品には、生産工程、エンジンへの組み付け工程、自動車の始動時や運転中等に、振動や衝撃が加わる。排気系部品には、振動や衝撃により生ずる引張応力に抗して、亀裂や割れを発生しないように充分な延性が要求される。特に金属は低温で靭性が低下するので、常温以下の低温における延性は重要である。一般に常温以下における延性は、常温伸びで代表される特性である。

オーステナイト系球状黒鉛鋳鉄等の耐熱鋳鉄の代わりに、より高温の条件に対応可能なフェライト系やオーステナイト系のステンレス鋳鋼を排気系部品等に使用することも提案された。これらのステンレス鋳鋼は、優れた耐熱性及び高温強度を有するものの、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｗ等の元素を含有するために高価であるという問題がある。

またこれらのステンレス鋳鋼はオーステナイト系球状黒鉛鋳鉄に比べてＣの含有量が低くかつ融点が高いために、鋳造性が悪いという問題がある。このためステンレス鋳鋼を用いて薄肉で複雑形状の排気系部品を製造する場合、原材料だけでなく製造コストも高いために、排気系部品が高価になるという問題がある。

特開昭５９−１１３１６０号特開昭６３−１１４９３８号特開平６−１２８６８２号特公平７−６０３２号

従って本発明の目的は、常温伸びを損うことなく、９００℃以上の排気ガスに曝されたときの耐酸化性、高温耐力、熱亀裂寿命等の耐熱性が向上された製造コストの低いオーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄を提供することである。

オーステナイト系球状黒鉛鋳鉄の９００℃以上（特に１０００℃付近）における耐酸化性、高温耐力及び熱亀裂寿命を、常温伸びを損うことなく向上させることに関して鋭意研究した結果、（ａ）炭化物形成元素でありながら黒鉛球状化を阻害する傾向が小さいＭｏを適量含有すると、鋳造基地組織の析出強化が図られ、オーステナイト系球状黒鉛鋳鉄の高温耐力が向上し、かつ１０００℃付近までの平均熱膨張係数が小さくなって、熱膨張係数と温度の積で定まる高温域における熱ひずみが少なくなり、その結果発生する熱応力が低くなること、（ｂ）Ｓｉ、Ｃｒ及びＭｏの相乗効果により、表面に形成される不働態膜が緻密で強固なものとなり、その結果表面酸化が抑えられて熱亀裂寿命が長くなること、さらに（ｃ）Ｓｎ及び／又はＳｂを適量含有すると、黒鉛球状化率が７５％以上に保たれて常温伸びが確保されるとともに、内部酸化による黒鉛の酸化脱落が防止されることを発見し、本発明に想到した。

すなわち、本発明のオーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄は、重量比でＭｏ含有量が１〜４．５％であり、Ｓｎ及び／又はＳｂの含有量が２Ｓｎ＋Ｓｂで０．００１〜０．５％であることを特徴とする。

本発明の好ましい実施態様では、オーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄は、重量比でＣ：１〜３．５％、Ｓｉ：１〜６．５％、Ｃｒ：３％以下、Ｎｉ：１０〜４０％、Ｍｏ：１〜４．５％、Ｓｎ及び／又はＳｂを２Ｓｎ＋Ｓｂで０．００１〜０．５％、黒鉛球状化元素：０．１％以下を含有する組成を有する。本発明のオーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄はさらに０．３重量％以下のＮを含有するのが好ましい。

上記オーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄は、常温伸びが２％以上であり、９５０℃の大気雰囲気に２００時間保持したときの酸化減量が３０ｍｇ／ｃｍ^２以下であり、９５０℃の大気雰囲気における０．２％耐力が５５Ｎ／ｍｍ^２以上であるのが好ましい。また上限温度９５０℃、温度振幅８００℃、拘束率０．５で加熱冷却する熱疲労試験での熱亀裂寿命が４００サイクル以上であるのが好ましい。さらに常温から１０００℃までの範囲における平均熱膨張係数が１８×１０^−６／℃以下であるのが好ましい。

本発明のオーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄は、常温伸びを損うことなく、９００℃以上（特に１０００℃付近）の排気ガスに曝されたときの耐酸化性、高温耐力及び熱亀裂寿命等の耐熱性に優れ、安価に製造することができる。

実施例１２のオーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄の金属組織を示す顕微鏡写真（倍率１００倍）である。比較例９のオーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄の金属組織を示す顕微鏡写真（倍率１００倍）である。オーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄の黒鉛球状化率と常温伸びとの関係を示すグラフである。オーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄のＭｏ含有量と常温伸びとの関係を示すグラフである。オーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄のＭｏ含有量と酸化減量の関係を示すグラフである。実施例１２のオーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄の酸化試験後の金属組織を示す顕微鏡写真（倍率：４００倍）である。比較例４のオーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄の酸化試験後の金属組織を示す顕微鏡写真（倍率：４００倍）である。オーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄のＭｏ含有量と高温耐力との関係を示すグラフである。オーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄のＭｏ含有量と熱亀裂寿命との関係を示すグラフである。エキゾーストマニホルド、ターボチャージャーハウジング及び触媒ケースを有する排気系部品を示す斜視図である。ターボチャージャーハウジングの一例を示す側面図である。図１１のＡ−Ａ断面図である。実施例１２のオーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄で作製したターボチャージャーハウジングのウェイストゲート部付近の外観（１０００サイクルの耐久試験終了後）を示す斜視図である。比較例４のオーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄で作製したターボチャージャーハウジングのウェイストゲート部付近の外観（５４０サイクルの耐久試験終了後）を示す斜視図である。

本発明を以下の実施例によりさらに詳細に説明するが、本発明はそれらに限定されるものではない。

［１］オーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄の組成
本発明のオーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄の組成及び特性を以下詳細に説明する。なお割合に関しては、特に断りがない限り重量基準である。

（１）Ｃ（炭素）：１〜３．５％
Ｃは、黒鉛を晶出させるとともに溶湯の流動性を向上する元素である。Ｃが１．０％未満では球状黒鉛を晶出することができず、かつ溶湯の流動性も低すぎる。一方Ｃが３．５％を超えると、粗大黒鉛粒子が形成されて、球状黒鉛鋳鉄の常温伸びが不足し、また鋳造時に引け巣が発生しやすくなる。従って、Ｃは１〜３．５％であり、好ましくは１．５〜２．５％である。

（２）Ｓｉ（珪素）：１〜６．５％
Ｓｉは黒鉛の晶出に寄与する元素である。Ｓｉを１％以上含有すると表面付近に珪素酸化物からなる不働態皮膜が形成されて、球状黒鉛鋳鉄の耐酸化性が向上する。一方、Ｓｉが６．５％を超えると基地が硬くなり、常温伸びの低下が顕著となり、また被削性も悪化する。従って、Ｓｉは１〜６．５％であり、好ましくは４．５〜６％である。

（３）Ｃｒ（クロム）：３％以下
Ｃｒは鋳鉄基地中で炭素と結合して炭化物を析出させ、基地の析出強化により球状黒鉛鋳鉄の高温耐力を向上させる作用を有する。また表面付近に緻密なクロム酸化物からなる不働態皮膜を形成して耐酸化性を向上させる。しかし、Ｃｒが３％を超えると、加工性が低下するとともに黒鉛の球状化に悪影響を及ぼす。従って、Ｃｒは３％以下であり、好ましくは１〜３％である。

（４）Ｎｉ（ニッケル）：１０〜４０％
Ｎｉは基地組織をオーステナイト化するのに重要な元素である。Ｎｉが１０％未満では、オーステナイトを安定化する効果が不十分である。一方、Ｎｉが４０％を超えるとオーステナイト化効果が飽和し、材料コストの高騰を招くだけである。従って、Ｎｉは１０〜４０％であり、好ましくは２５〜４０％である。Ｎｉのより好ましい下限値は３０％であり、またＮｉのより好ましい上限値は３６％である。

（５）Ｍｏ（モリブデン）：１〜４．５％
Ｍｏは鋳鉄基地中において炭素と結合して炭化物を析出させ、基地の析出強化により使用温度の全域にわたり耐力を大幅に向上させる。Ｍｏは炭化物形成元素でありながら黒鉛球状化を阻害する傾向が小さいが、さらにＭｏをＳｎ及び／又はＳｂと併用することにより、黒鉛粒数及び黒鉛球状化率の低下を招くことなく、常温伸びを向上させることができる。

Ｍｏは熱膨張係数の小さな元素であるので、１０００℃付近までの平均熱膨張係数を小さくし、熱膨張係数と温度の積で求まる高温域における熱ひずみが少なくなり、その結果発生する熱応力を低くする。またＭｏはＳｉやＣｒとの相乗効果により、表面に形成される珪素酸化物やクロム酸化物等の不働態皮膜を緻密で強固なものとし、表面酸化を抑えて耐酸化性を向上させる。熱応力発生の抑制と耐酸化性の向上との相乗効果により、熱亀裂寿命を長くする。

Ｍｏが４．５％を超えると、黒鉛球状化の悪化と析出炭化物の増加とにより常温伸びと被削性が低下する。一方、Ｍｏが１％未満であると、炭化物形成による基地の析出強化が不十分である。従って、Ｍｏは１〜４．５％であり、好ましくは２〜４％である。

（６）２Ｓｎ＋Ｓｂ：０．００１〜０．５％
Ｓｎ及びＳｂはいずれも黒鉛の粒数を増加して黒鉛の偏析を緩和し、また黒鉛の球状化率を７５％以上に増加することによりＭｏの含有による延性の低下を抑える。延性を低下させる傾向を有するＳｉを６．５％まで含有しても、Ｓｎ及び／又はＳｂを含有することにより、黒鉛粒数及び黒鉛球状化率の低下を招くことなく、常温伸びを確保することができる。またＳｎ及びＳｂは、内部酸化による黒鉛の酸化脱落を防止し、オーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄の耐酸化性を向上させる。このメカニズムは必ずしも明確ではないが、Ｓｎ及び／又はＳｂは黒鉛と基地組織との界面で基地組織側に濃化し、黒鉛から基地中へのＣの拡散、及び基地に侵入した酸素の黒鉛との反応を抑制するためと推察される。

Ｓｂの効果はＳｎの効果の２倍であるので、Ｓｎ及び／又はＳｂの量を２Ｓｎ＋Ｓｂで表す。２Ｓｎ＋Ｓｂが０．５％を超えると、共晶セル境界に燐片状の異常黒鉛を生成したり、基地組織にセメンタイトを形成して靱性の低下、特に常温伸びの低下を招いたり、逆に内部酸化を助長したりする。一方、Ｓｎ及び／又はＳｂが０．００１％未満であると、上記効果は得られない。従って、２Ｓｎ＋Ｓｂは０．００１〜０．５％であり、好ましくは０．００５〜０．５％であり、より好ましくは０．０１〜０．４％である。

（７）Ｎ（窒素）：０．３％以下
Ｎはオーステナイト組織の安定化と基地の高温耐力を向上させる効果がある。しかし、Ｎが０．３％を超えると、窒化物の析出量が増加するとともに黒鉛球状化が阻害され、靭性が低下するとともに、鋳造時にピンホール等のガス欠陥を発生しやすくなる。従って、Ｎは０．３％以下とする。Ｎは通常オーステナイト系球状黒鉛鋳鉄中に０．００２〜０．００６％程度不可避的に含まれる元素であるが、高い高温耐力が必要な場合、Ｎを所定量含有させる。Ｎは好ましくは０．０１〜０．３％であり、より好ましくは０．０３〜０．２％である。Ｎを添加するには、例えば、溶湯に石灰窒素や窒化クロム（Ｃｒ_３Ｎ）を添加するか、窒素ガスを吹き込む。

（８）黒鉛球状化元素：０．１％以下
鋳放しで黒鉛を球状に晶出させて、常温伸び、高温耐力等の特性を向上させるため、純Ｍｇ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｇ合金等のＭｇ系の黒鉛球状化元素、又はＣａ系の黒鉛球状化元素を０．１％以下含有させる。Ｍｇの含有量は好ましくは０．０２〜０．０８％である。

（９）その他の元素
本発明のオーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄は、常温伸び、耐酸化性、高温耐力及び熱亀裂寿命を損わない範囲で、Ｍｎ及びＣｕを含有してもよい。Ｍｎはオーステナイト組織の安定化に必要な元素であるが、１．５％を超えると靭性を低下させるほか、ブローホール等のガス欠陥が発生しやすくなり、耐熱性を低下させる。ＣｕはＮｉと同様に基地に固溶してオーステナイト組織を安定化するとともに、基地組織の結晶粒を微細化して高温耐力の向上に寄与するほか、耐酸化性や耐食性を向上する効果も有する。しかしＣｕが３％を超えると黒鉛球状化が阻害されるとともに、炭化物の生成により延性が低下する。従って、Ｍｎ及びＣｕを含有する場合、Ｍｎは１．５％以下、Ｃｕは３％以下とするのが好ましい。

不可避的不純物としてはＰ及びＳがある。Ｐは黒鉛の球状化に有害であるとともに、結晶粒界に析出して耐酸化性と室温伸びを低下させるので、０．０８％以下にするのが好ましい。またＳも黒鉛球状化に有害であるので、０．０２５％以下にするのが好ましい。

［２］オーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄の特性
本発明のオーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄は、９００℃以上、特に１０００℃付近の排気ガスに曝される自動車エンジン用排気系部品に使用するので、常温伸び、耐酸化性及び高温耐力を兼備する必要がある。このため、２％以上の常温伸び、９５０℃の大気雰囲気に２００時間保持したときの３０ｍｇ／ｃｍ^２以下の酸化減量、及び９５０℃の大気雰囲気における５５Ｎ／ｍｍ^２以上の０．２％耐力の条件を満たすのが好ましい。このような条件を満たすためには、特に常温伸びの確保及び高温耐力の向上のために、オーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄の黒鉛球状化率は７５％以上であるのが好ましい。

常温伸びが２．０％未満では、排気系部品の生産中、エンジンへの組み付け中、さらには自動車の始動時や運転中等に加わる振動や衝撃により、亀裂や割れが発生するおそれがある。実用上十分なレベルとして、常温伸びは２％以上であるのが好ましい。

自動車エンジン用排気系部品に使用するオーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄としては、常温伸びの他に耐熱性（耐酸化性及び高温耐力）が要求される。９５０℃の大気雰囲気における酸化減量及び０．２％耐力は、耐熱性の優劣を表す指標である。酸化減量が少ないほど、また高温耐力が大きいほど、耐熱性は優れている。

排気系部品は、エンジンからの排気ガスに含まれる硫黄酸化物、窒素酸化物等に曝される。酸化が起こるとまず表面に酸化膜が形成され、これを起点にして微小亀裂が入り、微小亀裂がまた酸化して亀裂が増幅し、これが繰り返されて亀裂が内部まで大きく進展する。９５０℃の大気雰囲気に２００時間保持したときの酸化減量が３０ｍｇ／ｃｍ^２を超えると、亀裂の起点となる表面酸化膜が多く生成され、耐酸化性が不十分となる。従って、酸化減量は３０ｍｇ／ｃｍ^２以下であるのが好ましい。

また９５０℃の大気雰囲気における０．２％耐力が５５Ｎ／ｍｍ^２未満では、高温で拘束された排気系部品に作用する圧縮応力に抗しうる強度を確保することが困難である。従って、９５０℃の大気雰囲気における０．２％耐力は５５Ｎ／ｍｍ^２以上であり、好ましくは６０Ｎ／ｍｍ^２以上である。

排気系部品はさらにエンジンの運転（加熱）と停止（冷却）の繰り返しに対する熱亀裂寿命が長いことが要求される。具体的には、上限温度９５０℃、温度振幅８００℃、拘束率０．５で加熱冷却する熱疲労試験において亀裂により破壊に至るまでのサイクル数（熱亀裂寿命）は、４００サイクル以上であるのが望ましい。この条件での熱亀裂寿命は耐熱性の優劣を表す指標である。熱亀裂寿命が４００サイクル未満では、９００℃以上、特に１０００℃付近の排気ガスに曝される排気系部品の熱亀裂寿命は十分ではない。

排気系部品には、加熱時の膨張と冷却時の収縮との繰り返しにより発生する熱応力に起因して、亀裂が発生する。熱応力を抑制するために、排気系部品は上記常温伸び、耐酸化性及び高温耐力を有するだけでなく、常温から高温域まで小さい平均熱膨張係数を有するのが好ましい。熱膨張係数と温度の積で求まる高温域における熱ひずみが少なくなり、その結果発生する熱応力が低くなると、排気系部品の熱亀裂寿命は向上する。十分な熱亀裂寿命の向上を得るためには、常温から１０００℃までの範囲における平均熱膨張係数は１８×１０^−６／℃以下であるのが好ましい。

本発明を以下の実施例によってさらに詳細に説明するが、本発明はそれらに限定されるものではない。

実施例１〜１７、比較例１〜１３
表１に示す化学組成（重量％）を有するオーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄を、１００ｋｇ用高周波炉を用いて大気溶解した後、１４５０℃以上で出湯し、１３００℃以上で注湯し、２５ｍｍ×２５ｍｍ×１６５ｍｍのブロック状供試材を鋳造した。実施例１〜１７は本発明の範囲内の供試材であり、比較例１〜１３は本発明の範囲外の供試材である。比較例１〜３はＭｏ含有量が１％未満の供試材であり、比較例４〜９及び１１はＳｎ及びＳｂを全く含有しない供試材であり、比較例１０はＭｏ含有量が４．５％超の供試材であり、比較例１２は２Ｓｎ＋Ｓｂが０．５％超の供試材であり、比較例１３はＮの含有量が０．３％超の供試材である。比較例４はＭｏ、Ｓｎ及びＳｂを含有しないニレジストＤ５Ｓ（ＪＩＳＧ５５１０、ＪＩＳ−ＦＣＤＡＮｉＳｉＣｒ３５５２）に相当する。

各供試材に対して以下の評価試験を行った。
（１）常温伸び
実施例１〜１７及び比較例１〜１３の各供試材に対して、ＪＩＳＧ５５０２１０．７．４の黒鉛球状化率判定試験法により黒鉛球状化率を測定した。結果を表２に示す。また実施例１２と比較例９の供試材の金属組織を顕微鏡観察した。図１は実施例１２の供試材の金属組織を示す顕微鏡写真（倍率１００倍）であり、図２は比較例９の供試材の金属組織を示す顕微鏡写真（倍率１００倍）である。

各供試材から標点間距離が５０ｍｍ、標点の直径が１０ｍｍの鍔付き試験片を切り出し、各試験片を電気−油圧サーボ方式の引張試験機にセットし、２５℃における常温伸び（％）を測定した。各供試材について、黒鉛球状化率と常温伸びとの関係を調べた。図３は黒鉛球状化率と常温伸びとの関係を示す。さらに各供試材について、Ｍｏ含有量と常温伸びとの関係を調べた。図４はＭｏ含有量と常温伸びとの関係を示す。

表１及び２から明らかなように、実施例１〜１７の全ての供試材において黒鉛球状化率は７７〜９０％と７５％以上の条件を満たしており、常温伸びは２．１〜５．３％と２％以上の条件を満たした。一方、Ｍｏのみを含有した比較例５〜９の供試材は、黒鉛球状化率が６４〜７３％と７５％未満であり、常温伸びは０．９〜１．９％と２．０％未満であった。

金属組織については、図１に示すように、実施例１２の供試材の組織では、黒鉛粒子は多数でかつ良好な球状を呈していた。また実施例１２の黒鉛球状化率は８４％で、常温伸びは２．３％といずれも高かった。一方図２に示すように、Ｍｏを４．８７％と過剰に含有し、Ｓｎ及び／又はＳｂを含有しない比較例９の供試材の組織では、黒鉛粒数が少なく、球状化していない黒鉛が多く観察された。また比較例９の黒鉛球状化率は６４％で、常温伸びは０．９％といずれも低かった。

図３から、実用上十分な常温伸び（２％以上）を得るには、黒鉛球状化率は７５％以上必要であることが分かる。オーステナイト系球状黒鉛鋳鉄では、組織中の黒鉛の球状が壊れて黒鉛球状化率が７５％未満となると、ねずみ鋳鉄（片状黒鉛鋳鉄）やバーミキュラ鋳鉄に近くなり、いかに基地組織を強化しても、必要な強度、特に常温伸びを得ることができない。

図４に示すように、Ｍｏ含有量の増加にともない常温伸びが低下するが、Ｍｏ含有量が４．５％以下であれば、Ｓｎ及び／又はＳｂを含有することにより２％以上の常温伸びを確保できることが分かる。一方、Ｍｏ含有量が４．７３％と多すぎる比較例１０の場合、２Ｓｎ＋Ｓｂが０．５％近くであっても、常温伸びは１．１％と低かった。また２Ｓｎ＋Ｓｂが０．６８５５％と多すぎる比較例１２の場合、Ｍｏ含有量が３．０４％と本発明の範囲内であっても、靱性が低く、常温伸びは１．３％と低かった。

以上から、オーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄に１〜４．５％のＭｏ及び０．００１〜０．５％（２Ｓｎ＋Ｓｂ）のＳｎ及び／又はＳｂを含有させることにより、黒鉛粒数及び黒鉛球状化率の低下を招くことなく、実用上十分な２％以上の常温伸びを確保できることが分かる。

（２）耐酸化性
９００℃以上、特に１０００℃付近の排気ガスに曝される排気系部品への使用を想定し、９５０℃の大気雰囲気における耐酸化性を評価した。具体的には、各供試材から直径１０ｍｍ、長さ２０ｍｍの丸棒試験片を切り出し、各試験片を９５０℃の大気中に２００時間保持した後、ショットブラスト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）を求めた。重量減量が少ないほど耐酸化性が良い。結果を表２に示す。また各供試材について、Ｍｏ含有量と酸化減量との関係を調べた。結果を図５に示す。

図５から明らかなように、Ｍｏ含有量が約３％のとき酸化減量は最小であり、また十分に少ない酸化減量を得るにはＭｏ含有量を１〜４．５％とする必要がある。実施例１〜１７の供試材では、酸化減量は１２．３〜２５．４ｍｇ／ｃｍ^２と３０ｍｇ／ｃｍ^２未満であった。これに対して、比較例１〜１２の供試材では、酸化減量は３２．５〜５９．０ｍｇ／ｃｍ^２と多かった。特にＭｏ、Ｓｎ及びＳｂを含有しない従来のオーステナイト系球状黒鉛鋳鉄（ニレジストＤ５Ｓ）である比較例４の供試材に較べて、Ｍｏ、Ｓｎ及びＳｂを含有する実施例１〜１７の供試材は極めて優れた耐酸化性を有していた。

表面酸化及び内部の黒鉛の酸化脱落を調べるため、酸化試験後の供試材の金属組織を顕微鏡観察した。図６は実施例１２の供試材の酸化試験後の金属組織を示す顕微鏡写真（倍率：４００倍）であり、図７はＭｏ、Ｓｎ及びＳｂを含有しない比較例４の供試材の酸化試験後の金属組織を示す顕微鏡写真（倍率：４００倍）である。実施例１２の供試材は表面酸化が僅かで、黒鉛の酸化脱落が防止されているのに対し、比較例４の供試材は表面酸化が激しく、酸化脱落した黒鉛の空洞跡に酸化膜が侵入し、さらに内部の黒鉛の一部まで酸化脱落していた。

Ｍｏ含有量が約１．４％とほぼ同じで、Ｓｎ及びＳｂの含有の有無が相違する実施例７及び比較例５の供試材の酸化減量を比較すると、２Ｓｎ＋Ｓｂが０．０２１２％の実施例７の酸化減量は１９．２ｍｇ／ｃｍ^２であるのに対し、Ｓｎ及びＳｂを含有しない比較例５の酸化減量は４８．６ｍｇ／ｃｍ^２と約２．５倍も多かった。同様に、Ｍｏ含有量が約２．８％でほぼ同量の実施例１２及び比較例１１の供試材を比較すると、２Ｓｎ＋Ｓｂが０．０２９４％の実施例１２の供試材では、酸化減量は１３．５ｍｇ／ｃｍ^２であるのに対し、Ｓｎ及びＳｂを含有しない比較例１１の供試材では、酸化減量は３５．７ｍｇ／ｃｍ^２と約２．５倍も多かった。

従って、耐酸化性の向上には、ＭｏのみならずＳｎ及びＳｂも大きく寄与していることが分かる。このような酸化減量の著しい低減は、Ｍｏによる表面での耐酸化性の向上と、Ｓｎ及び／又はＳｂによる内部での耐酸化性の向上との相乗効果によるものと考えられる。従って、比較例１〜３のようにＭｏ含有量が１％未満の場合、２Ｓｎ＋Ｓｂが０．００１４〜０．０３３５％と本発明の範囲内であっても、酸化減量が３４．３〜３７．１ｍｇ／ｃｍ^２と比較的多かった。また比較例１２のようにＭｏ含有量が本発明の範囲内であっても、２Ｓｎ＋Ｓｂが０．６８５５％と上限（０．５％）を超えると、酸化減量は５５．６ｍｇ／ｃｍ^２と大幅に増加した。これは、Ｓｎ及びＳｂを過剰に含有すると、かえって内部酸化が助長されるためであると考えられる。

以上から、９５０℃の大気雰囲気に２００時間保持したときの酸化減量が３０ｍｇ／ｃｍ^２以下となるように耐酸化性を向上させるには、Ｍｏ含有量を１〜４．５％とし、２Ｓｎ＋Ｓｂを０．００１〜０．５％とする必要があることがわかる。とりわけ実施例３〜６及び１０〜１４では酸化減量が１５ｍｇ／ｃｍ^２未満であるが、このように低い酸化減量を得るには、Ｍｏ含有量を２〜４％とするのが好ましい。

（３）高温耐力
各供試材の高温耐力は、各供試材から標点間距離が５０ｍｍ、標点の直径が１０ｍｍの鍔付き試験片を切り出し、各試験片を電気−油圧サーボ方式の引張試験機にセットし、９５０℃の大気雰囲気中で０．２％耐力を測定することにより求めた。結果を表２に示す。また図８はＭｏ含有量と高温耐力との関係を示す。

図８から、Ｍｏ含有量の増加にともない高温耐力が増加し、かつ実施例１〜１７の供試材は比較例１〜１３の供試材より高温耐力が優れていることが分かる。特にＭｏ、Ｓｎ及びＳｂを含有しない比較例４の供試材の高温耐力が５１．０Ｎ／ｍｍ^２であるのに対し、実施例１〜１７の供試材は５６．２〜７１．６Ｎ／ｍｍ^２と高い高温耐力を有していた。これから、９５０℃の大気雰囲気における０．２％耐力を５５Ｎ／ｍｍ^２以上とするには、１〜４．５％のＭｏを含有する必要があることが分かる。なお、比較例５〜１３の高温耐力は５５Ｎ／ｍｍ^２超であるが、いずれも常温伸びが２．０％未満と不十分であり、さらにほとんどの供試材は酸化減量が３０ｍｇ／ｃｍ^２を超えていた。

Ｍｏ含有量がほぼ同じでＮの含有量が相違する供試材として、Ｍｏを約１．４％とほぼ同量含有する実施例７及び８、及び比較例５を高温耐力について比較すると、Ｎをそれぞれ０．００４２％、０．００４８％（いずれも不可避的レベル）含有する実施例７及び比較例５の供試材の高温耐力は約５７Ｎ／ｍｍ^２であるのに対し、Ｎを意図的に０．０１０４％含有した実施例８の供試材では高温耐力は６４．４Ｎ／ｍｍ^２と約７Ｎ／ｍｍ^２高かった。またＭｏをほぼ同量含有する実施例１０と比較例６、実施例１２と比較例７、及び実施例１４と比較例８とをそれぞれ対比すると、Ｎを不可避的レベルで含有する比較例６、７、８の供試材の高温耐力はそれぞれ約５８、６２、６２Ｎ／ｍｍ^２であるのに対し、Ｎを意図的に０．０１％以上含有させた実施例１０、１２、１４の高温耐力はそれぞれ約６７、７１、７２Ｎ／ｍｍ^２と約９〜１０Ｎ／ｍｍ^２高かった。

以上から、高温耐力の向上にはＭｏの他にＮも大きく寄与していることが分かる。これは、Ｎがオーステナイト組織の安定化と基地強化により高温耐力を向上させるためであると考えられる。６０Ｎ／ｍｍ^２以上と高い高温耐力が要求される場合、Ｎを不可避的レベルを超えて含有させるのが有効であることが分かる。しかし比較例１３のようにＮを約０．４２％と上限を超えて含有させると、高温耐力は向上するものの、常温伸びが０．８％と低下するとともに熱亀裂寿命も大幅に短くなる。これは、過剰なＮにより、窒化物の析出量の増加と黒鉛球状化率の悪化により靭性が低下し、かつ鋳造時にピンホール等のガス欠陥が発生したためであると考えられる。

（４）熱亀裂寿命
各供試材から標点間距離が２０ｍｍ、標点の直径が１０ｍｍの丸棒試験片を切り出し、各試験片を電気−油圧サーボ方式の熱疲労試験機にセットし、０．５の伸縮の機械的拘束率、１５０℃の下限温度、それぞれ７５０℃、８００℃及び９５０℃の上限温度（それぞれ６００℃、６５０℃及び８００℃の温度振幅）、及び１サイクル７分の条件で、加熱冷却サイクルを繰り返して亀裂による熱疲労破壊を起こさせ、破壊までのサイクル数を測定し、熱亀裂寿命を求めた。

拘束率は、（自由熱膨張伸び−機械的拘束下の熱膨張伸び）／（自由熱膨張伸び）により表される。例えば１．０の拘束率は、試験片が例えば１５０℃から９５０℃まで加熱されたときに全く伸びないように機械的に拘束された場合である。また０．５の拘束率は、例えば自由熱膨張伸びが２ｍｍのところを１ｍｍしか伸びないように機械的に拘束された場合である。通常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、触媒ケース等の排気系部品は拘束率１．０で拘束されているわけではなく、ある程度加熱冷却に伴う伸びを許容する拘束率０．２５〜０．５程度で組み付けられる。このため熱亀裂寿命は、実際の使用状態に近い拘束率０．５で評価した。結果を表２に示す。

図９はＭｏ含有量と温度９５０℃及び拘束率０．５における熱亀裂寿命との関係を示す。図９から、Ｍｏ含有量が約３％のとき熱亀裂寿命がピークとなること、及びＭｏ含有量が１〜４．５％の範囲内（実施例１〜１７）のとき熱亀裂寿命は４００サイクル以上であることが分かる。一方、比較例１〜１３の供試材の熱亀裂寿命はいずれも４００サイクル未満であった。このように実施例１〜１７の供試材が比較例１〜１３の供試材より長い熱亀裂寿命を有するのは、Ｍｏの含有による高温域での熱応力の抑制と、Ｓｎ及び／又はＳｂの含有による常温から高温域にわたる延性の確保及び耐酸化性の向上との相乗効果によるものと推察される。Ｍｏが４．８７％超と多量の比較例９では黒鉛球状化が悪化し、熱亀裂寿命は１９５サイクルと非常に短かった。Ｓｎ及びＳｂが多すぎる比較例１２、及びＮが多すぎる比較例１３の場合も、熱亀裂寿命はそれぞれ２９１サイクル及び１２２サイクルと短かった。これから、Ｍｏ、Ｓｎ、Ｓｂ及びＮのいずれも過剰であると、オーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄の熱亀裂寿命は短いことが分かる。

以上から、上限温度９５０℃、温度振幅８００℃及び拘束率０．５で加熱冷却する熱疲労試験において４００サイクル以上の熱亀裂寿命を得るためには、Ｍｏ含有量を１〜４．５％とし、かつ２Ｓｎ＋Ｓｂを０．００１〜０．５％とする必要があることが分かる。

（５）平均熱膨張係数
各供試材から直径５ｍｍ及び長さ２０ｍｍの丸棒試験片を切り出し、各試験片を熱機械分析装置（理学電機株式会社製のＴＡＳ２００）にセットし、昇温速度１０℃／分で常温から１０００℃まで加熱し、１００℃ごとの膨張量から常温〜１０００℃における平均熱膨張係数を測定した。結果を表２に示す。表３は実施例１２及び比較例４の各温度域での熱膨張係数の測定値を示す。

表２から、Ｍｏ含有量の増加にともない常温〜１０００℃の範囲における平均熱膨張係数は減少し、Ｍｏ含有量が１％を超えると平均熱膨張係数が１８×１０^−６／℃以下となることが分かる。また表３から、常温から３００〜１０００℃における１００℃ごとの温度域において、実施例１２の熱膨張係数は、Ｍｏ、Ｓｎ及びＳｂを含有しない比較例４より１．５〜２．１×１０^−６／℃だけ小さいことが分かる。オーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄を自動車エンジン用排気系部品として使用する場合、熱応力に起因する亀裂を抑制するために、常温〜１０００℃の範囲における平均熱膨張係数は１８×１０^−６／℃以下であるのが望ましい。そのためには、Ｍｏ含有量を１％以上とする必要がある。

図１０は、本発明のオーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄を使用する排気系部品の例として、エキゾーストマニホルド１、ターボチャージャーハウジング２、及び触媒ケース４を有する排気系部品を示す。例示した排気系部品はエンジン（図示せず）からの排気ガス（矢印Ａで示す）をエキゾーストマニホルド１で集合させ、排気ガスの運動エネルギーでターボチャージャーハウジング２内のタービン（図示せず）を回転させ、このタービンと同軸の圧縮機を駆動して吸入した空気（矢印Ｂで示す）を圧縮し、高密度の空気をエンジンに供給する（矢印Ｃで示す）ことにより、エンジンの出力を高める。ターボチャージャーハウジング２から出る排気ガスは接続部３を経由して触媒ケース４に入り、触媒ケース４内の触媒により有害物質が削減された後、消音マフラー５を経由して大気中に放出（矢印Ｄで示す）される。エキゾーストマニホルド１、ターボチャージャーハウジング２、接続部３及び触媒ケース４には排気ガス通路が形成されている。排気ガス通路の肉厚は、例えば、エキゾーストマニホルド１で２．０〜４．５ｍｍであり、ターボチャージャーハウジング２で２．５〜５．５ｍｍであり、接続部３で２．５〜３．５ｍｍであり、触媒ケース４で２．０〜２．５ｍｍである。

図１１はターボチャージャーハウジング２の一例を示し、図１２はそのＡ−Ａ断面を示す。ターボチャージャーハウジング２は、スクロール部２ａが巻き貝状の空洞を有し、その空洞は一方から他方向に向かって空洞の面積が増大する複雑な形状をしている。またターボチャージャーハウジング２には、バルブ（図示せず）を開閉することにより余剰の排気ガスをバイパスして排出するウェイストゲート部２ｂが設けられている。ウェイストゲート部２ｂは、高温の排気ガスが流れるため特に耐酸化性が要求される。

エキゾーストマニホルド１とターボチャージャーハウジング２を実施例１２の組成を有するオーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄により鋳造した後、機械加工を実施した。得られたエキゾーストマニホルド１とターボチャージャーハウジング２には、引け巣、湯廻り不良、ガス欠陥等の鋳造欠陥が発生しておらず、また機械加工を施しても切削不具合等の問題が生じなかった。

接続部３及び触媒ケース４も同様に本発明のオーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄で鋳造することができる。また型分割（見切り）や造型が可能であれば、ターボチャージャーハウジング２とエキゾーストマニホルド１とを一体的に鋳造することも、またターボチャージャーハウジング２を介在させない場合、触媒ケース４とエキゾーストマニホルド１とを一体的に鋳造することもできる。

直列４気筒で排気量２０００ｃｃの高性能ガソリンエンジンに相当する排気シミュレータに、実施例１２のオーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄からなるエキゾーストマニホルド１及びターボチャージャーハウジング２を組み付け、耐久試験を実施した。試験条件は、加熱１０分、冷却１０分を１サイクルとする加熱冷却サイクルを１０００サイクル繰り返すものであった。

全負荷時の排気ガス温度は、ターボチャージャーハウジング２の入口で９８０℃であった。この条件下で、エキゾーストマニホルド１の集合部での表面温度は約９００℃であり、ターボチャージャーハウジング２のウェイストゲート部２ｂの座面２ｃでの表面温度は約９５０℃であった。

図１３は、実施例１２のオーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄で作製したターボチャージャーハウジング２のウェイストゲート部２ｂ付近の外観（１０００サイクルの耐久試験の終了後）を示す。図１３に示すように、高温の排気ガスが通過するウェイストゲート部２ｂでも酸化が少なく、熱亀裂は発生せず、また熱変形によるガスの漏洩もなく、優れた耐久性及び信頼性を有していた。またエキゾーストマニホルド１でも、１０００サイクルの耐久試験後に熱亀裂や熱変形は発生しなかった。

実施例１２のオーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄からなるエキゾーストマニホルド１及びターボチャージャーハウジング２には、鋳造、機械加工、耐久試験等（例えば、湯道切断、鋳仕上げ、搬送、切削、組み付け等）の間に常温で振動や衝撃が加わったが、亀裂や割れは発生せず、十分な延性を有することが確認された。

比較のため、Ｍｏ、Ｓｎ及びＳｂを含有しない比較例４のオーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄からなるターボチャージャーハウジング２をエキゾーストマニホルド１に組み付け、実施例と同一の試験条件で排気シミュレータにより耐久試験を実施した。図１４は、このターボチャージャーハウジング２のウェイストゲート部２ｂ付近の外観（耐久試験後）を示す。図１４に示すように、急激な酸化により実施例１２の約半分の加熱冷却サイクル（５４０サイクル）でウェイストゲート部２ｂに大きな亀裂２ｄが発生し、また座面２ｃも変形した。

以上の通り、本発明のオーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄は十分な常温伸びと優れた耐熱性（耐酸化性、高温耐力及び熱亀裂寿命）を有する。また本発明のオーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄は、高価なＮｉを含有するもののステンレス鋳鋼に較べてＣの含有量が多い鋳鉄をベースとしているので、融点が低くて鋳造性が良く、また被削性も良好である。従って、本発明のオーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄を用いれば、高度な鋳造技術を必要とせずに高い歩留りで、９００℃以上、特に１０００℃付近の排気ガスに曝される薄肉で複雑形状の自動車エンジン用排気系部品（エキゾーストマニホルド、ターボチャージャーハウジング及び触媒ケース等）を安価に製造することができる。この排気系部品は過酷な温度環境であるエンジンの後方に配置しても十分な耐熱性を有し、排気ガス浄化用触媒の初期性能を上昇させることができる。

本発明のオーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄を自動車エンジン用排気系部品に使用する場合について説明したが、限定的ではなく、常温伸びとともに耐熱性が要求される焼却炉や熱処理炉用の炉床や台車等の燃焼用部品等にも使用可能である。

Claims

重量比でＭｏ含有量が１〜４．５％であり、Ｓｎ及び／又はＳｂの含有量が２Ｓｎ＋Ｓｂで０．００１〜０．５％であることを特徴とするオーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄。
請求項１に記載のオーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄において、重量比でＣ：１〜３．５％、Ｓｉ：１〜６．５％、Ｃｒ：３％以下、Ｎｉ：１０〜４０％、Ｍｏ：１〜４．５％、Ｓｎ及び／又はＳｂを２Ｓｎ＋Ｓｂで０．００１〜０．５％、黒鉛球状化元素：０．１％以下を含有する組成を有することを特徴とするオーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄。
請求項１又は２に記載のオーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄において、さらに０．３重量％以下のＮを含有することを特徴とするオーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄。
請求項１〜３のいずれかに記載のオーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄において、常温伸びが２％以上であり、９５０℃の大気雰囲気に２００時間保持したときの酸化減量が３０ｍｇ／ｃｍ^２以下であり、９５０℃の大気雰囲気における０．２％耐力が５５Ｎ／ｍｍ^２以上であることを特徴とするオーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄。
請求項１〜４のいずれかに記載のオーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄において、上限温度９５０℃、温度振幅８００℃、拘束率０．５で加熱冷却する熱疲労試験での熱亀裂寿命が４００サイクル以上であることを特徴とするオーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄。
請求項１〜５のいずれかに記載のオーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄において、常温から１０００℃までの範囲における平均熱膨張係数が１８×１０^−６／℃以下であることを特徴とする請求項４又は請求項５に記載のオーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄。