JPWO2009104792A1 - オーステナイト系耐熱鋳鋼及びそれからなる排気系部品 - Google Patents
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Abstract
Description
質量%で、
C:0.3〜0.6%、
Si:1.1〜2%、
Mn:1.5%以下、
Cr:17.5〜22.5%、
Ni:8〜13%、
W及びMoの少なくとも1種:(W+2Mo)で1.5〜4%、
Nb:1〜4%、
N:0.01〜0.3%、
S:0.01〜0.5%、
残部Fe及び不可避不純物からなり、かつ下記式(1)、(2)、(3)及び(4)を満足することを特徴とする。
0.05≦(C-Nb/8)≦0.6 ・・・(1)
17.5≦17.5Si-(W+2Mo) ・・・(2)
5.6Si+(W+2Mo)≦13.7 ・・・(3)
0.08Si+(C-Nb/8)+0.015Cr+0.011Ni+0.03W+0.02Mo≦0.96 ・・・(4)
ここで、各式中の元素記号は鋳鋼中に含まれる各元素の含有量(質量%)を示す。
本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼の構成について以下詳細に説明する。なお、合金を構成する各元素の含有量は、特に断りのない限り質量%で示す。
Cは、(a)溶湯の流動性、すなわち鋳造性を良くする作用、(b)一部基地に固溶して固溶強化する作用、(c)Crの晶出炭化物や析出炭化物を形成し、高温強度を高める作用、及び(d)Nbと共晶炭化物を形成し、鋳造性を高めるとともに高温強度を向上させる作用がある。このような作用を有効に発揮するために、Cの含有量は0.3%以上必要である。しかし、Cが0.6%を超えるとCrの晶出炭化物や析出炭化物が多くなり過ぎて脆化し、延性が低下するとともに加工性が劣化する。また、Crの晶出炭化物が多すぎると溶接性が劣化する。従って、Cの含有量は0.3〜0.6%に規定する。Cの好ましい含有量は0.4〜0.55%である。
Siは、溶湯の脱酸剤としての役割を有するほか、耐酸化性の向上と、これに起因する熱疲労寿命の改善に有効な元素である。耐酸化性は、鋳物の表面付近の酸化層の組成と密接に関係している。本発明の20Cr-10Ni系の耐熱鋳鋼において、1000℃付近に加熱されたときの表面付近の酸化層に着目すると、Si含有量が少ない場合は、表面直下の最表層に成長の早いFeリッチの酸化層が形成するため耐酸化性は劣るが、Si含有量が多いと最表層にはCrの酸化層が、その内側にはSiの酸化相が塊状に形成される。Cr及びSiの酸化層の成長は遅く、良好な耐酸化性を示す。最表層にCrの酸化層、その内側にSiの酸化相を形成するためには、少なくとも1.1%以上の含有量のSiが必要である。しかし、Siは過剰に加えるとオーステナイト組織が不安定になり、鋳造性の劣化を招く。また、ある程度のSiの増加は溶接性を改善するものの、Siが過剰になると溶接性が著しく悪化して溶接割れが発生し易くなるため、Siの含有量は2%以下とする。このため、Siの含有量は1.1〜2%に規定する。Siの含有量は、好ましくは1.25〜1.8%であり、より好ましくは1.3〜1.6%である。
Mnは、Siと同様に溶湯の脱酸剤として有効であるが、過剰に含有すると耐酸化性が劣化するので、Mnの含有量は1.5%以下とする。
Crは、後述のNiとともに耐熱鋳鋼の組織をオーステナイト化することで高温強度や耐酸化性を高めるほか、晶出炭化物や析出炭化物を形成して高温強度を高める極めて重要な元素である。特に1000℃付近の高温域でこれらの効果を発揮させるためには、Crを17.5%以上含有する必要がある。しかし、Crは、22.5%を超えて含有すると組織中にフェライトが晶出する。数%程度の僅かな晶出フェライトは溶接割れの発生を抑制して溶接性を向上させるが、フェライトが増加すると高温強度が低下してしまう。また、Crが過剰に含有すると晶出炭化物が多くなり過ぎて脆化し、延性を低下させる。さらに、Crは希少金属のため経済性の観点から過剰な含有は抑制すべきである。このため、Cr含有量は17.5〜22.5%に規定する。
Niは、前述のCrとともに耐熱鋳鋼をオーステナイト組織とし、その組織を安定にするとともに、一般に薄肉で複雑形状である排気系部品の鋳造性を高めるのに有効な元素である。このような作用を発揮するためには、Niは8%以上含有することが必要である。しかし、NiはCrと同様、希少金属のため価格のみならず資源の有効活用や安定供給等経済性の観点から、過剰な含有は避けるべきである。本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼は、Siの含有量を1.1%以上として、25Cr-20Niオーステナイト系耐熱鋳鋼と同等の1000℃付近での耐熱性を付与しているので、Niの含有量は13%以下に抑制できる。そのため、Ni含有量は8〜13%に規定する。Niの好ましい含有量は9〜12%である。
W及びMoは、いずれも耐熱鋳鋼の高温強度を改善する。この効果は少なくとも一方を含有させることにより得られるが、両者とも多量に含有すると耐酸化性を劣化させる。従って、Wを単独で添加する場合、Wの含有量は1.5〜4%とし、好ましくは2〜3.5%である。Moは、質量比でW = 2Moの割合でWとほぼ同様の効果を発揮するので、Wの一部又は全量をMoに置換することも可能である。Moを単独で含有する場合、Moの含有量は0.75〜2%とし、好ましくは1〜1.75%である。両者を複合添加する場合には、(W+2Mo)として1.5〜4%とし、好ましくは2〜3.5%である。
Nbは、Cと結合して微細な炭化物を形成し、耐熱鋳鋼の高温強度と熱疲労寿命を向上させる。また、Crの晶出炭化物の生成を抑制することによって耐酸化性と被削性を向上させる。さらに、Nbは共晶炭化物を生成するため、排気系部品のような薄肉で複雑形状の鋳物を製造する際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1%以上必要である。しかし、Nbが多量に含有すると、結晶粒界に生成する共晶炭化物が多くなって脆化し、強度と延性が著しく低下する。従って、Nbの含有量は、1〜4%とする。
Nは、強力なオーステナイト生成元素であり、耐熱鋳鋼のオーステナイト基地を安定にして高温強度を向上させる。しかし、Nは多量に含有すると、室温付近の衝撃値を低下させ、また鋳造時にピンホールやブローホール等のガス欠陥の発生を助長して鋳造歩留りを悪化させる。そのため、Nの含有量は0.01〜0.3%とする。
Sは、鋳鋼においては球状又は塊状の硫化物を生成し、この硫化物は潤滑効果を有するため被削性を向上させる。この効果を得るには、Sは0.01%以上必要である。しかし、Sが0.5%を超えて含有すると、室温付近の衝撃値が低下する。そのため、Sの含有量は0.01〜0.5%とする。Sの好ましい含有量は0.05〜0.2%である。
本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼に含有される不可避的不純物の主なものは、原材料から混入するPである。Pは結晶粒界に偏析して靭性を著しく低下させるので少ないほど好ましく、0.04%以下とするのが望ましい。
本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼は、Nbの共晶炭化物を生成させて鋳造性を高めるとともに、適当量の炭化物を析出させて高い強度を得ている。共晶炭化物(NbC)は、質量比率でCとCの8倍のNbとで形成されるが、共晶炭化物(NbC)のほかに析出炭化物を適当量得るには、共晶炭化物の形成により消費される量を超える量のCを確保することが必要となる。優れた鋳造性と高温強度とを得るためには、式(1)で表される(C-Nb/8)が0.05以上必要である。しかし、(C-Nb/8)が0.6を超えると、炭化物が過剰となって硬く脆くなり、延性と被削性が劣化する。従って、式(1)の(C-Nb/8)は0.05〜0.6とする。特に薄肉鋳物では高い鋳造性を要し、共晶炭化物の割合は重要である。式(1)の(C-Nb/8)の好ましい範囲は0.1〜0.3である。
前述したように、本発明者は、本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼において、SiとW及び/又はMoとの含有量の関係が、熱疲労寿命に影響を及ぼすことを見出した。本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼は、Si含有量を増加して良好な耐酸化性を付与しているが、本発明で規定する基本成分の範囲において、Siが少ない又は多い範囲で、W及び/又はMoを増量すると、耐酸化性には大きな影響はないものの、熱疲労寿命が悪化するという新たな知見を得た。すなわち、本発明の基本成分の範囲内で、Siを減量してW及び/又はMoを増量すると、オーステナイト基地中の析出炭化物が増加し、一方、Siを増量してW及び/又はMoを増量すると、高温強度の低いフェライトが生成する。オーステナイト基地中の析出炭化物が増加すると延性が低下するために、また高温強度の低いフェライトが生成すると基地中の強度の弱い相に応力が集中するために、いずれも熱疲労寿命が悪化する。
本発明の20Cr-10Ni系のオーステナイト系耐熱鋳鋼は、耐熱性を得るため単にSiを増量しただけでは溶接性が悪化する。そこで、本発明者は、C、Si、Cr、Ni、W、Mo及びNbの総量が、溶接性に影響を及ぼすとの知見を得て、溶接性を損なうことのないC、Si、Cr、Ni、W、Mo及びNbからなる上記式(4)で規定される成分パラメータを見出した。式(4)は、Siを増量しても溶接性を確保するために必要な条件で、式(4)を満足させることによって特定の凝固温度範囲の温度幅が縮小して、溶接割れの発生を効果的に抑制することができる。
(14)酸化減量:20 mg/cm2以下
本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼は、1000℃の大気中に200時間保持したときの酸化減量が20 mg/cm2以下であるのが好ましい。オーステナイト系耐熱鋳鋼からなる排気系部品は、エンジンからの排ガスにより高温となり、硫黄酸化物、窒素酸化物等の酸化性ガスに曝されて部材表面に酸化膜を生成する。さらに酸化が進行すると、生成した酸化膜を起点に亀裂が入り部材内部まで酸化が進展する。最終的には部材の表面から裏面まで亀裂が貫通して排ガスの漏洩や部材の割れを招く。
本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼は、加熱上限温度1000℃、温度振幅850℃以上、及び拘束率0.25の条件で加熱冷却する熱疲労試験により測定した熱疲労寿命が800サイクル以上であるのが好ましい。排気系部品には、エンジンの運転(加熱)と停止(冷却)の繰り返しに対する熱疲労寿命が長いことが要求される。熱疲労寿命は、耐熱性及び耐久性の優劣を表す指標の1つである。熱疲労試験での加熱冷却の繰り返しで生じる亀裂や変形により、熱疲労破壊に至るまでのサイクル数が多いほど熱疲労寿命が長く、耐熱性及び耐久性に優れている。
本発明の排気系部品は、上記20Cr-10Ni系の本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼を用いて製造される。排気系部品の好ましい例は、エキゾーストマニホルド、タービンハウジング、タービンハウジングとエキゾーストマニホルドとを一体に鋳造したタービンハウジング一体エキゾーストマニホルド、触媒ケース、触媒ケースとエキゾーストマニホルドとを一体に鋳造した触媒ケース一体エキゾーストマニホルド、又はエキゾーストアウトレットであるが、これに限定されず、板金製又はパイプ製の部材と溶接接合して使用される鋳物部材を含み、本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼からなる鋳造製のいかなる排気系部品も対象とされる。
実施例1〜28及び比較例1〜22の耐熱鋳鋼供試材の化学組成を表1及び表2に示す。表1及び表2において、式(1)の値〜式(4)の値とは、それぞれ本発明で規定する式(1)〜式(4)中の式の値であり、具体的には式(1)の値とは(C-Nb/8)の値、式(2)の値とは[17.5Si-(W+2Mo)]の値、式(3)の値とは[5.6Si+(W+2Mo)]の値、式(4)の値とは[0.08Si+(C-Nb/8)+0.015Cr+0.011Ni+0.03W+0.02Mo]の値である(ここで、各式中の元素記号は鋳鋼中に含まれる各元素の含有量(質量%)を示す。)。
式(1)の値:(C-Nb/8)
式(2)の値:17.5Si-(W+2Mo)
式(3)の値:5.6Si+(W+2Mo)
式(4)の値:0.08Si+(C-Nb/8)+0.015Cr+0.011Ni+0.03W+0.02Mo
式(1)の値:(C-Nb/8)
式(2)の値:17.5Si-(W+2Mo)
式(3)の値:5.6Si+(W+2Mo)
式(4)の値:0.08Si+(C-Nb/8)+0.015Cr+0.011Ni+0.03W+0.02Mo
排気系部品の高温強度の指標として1000℃における0.2%耐力(MPa)を評価した。各供試材から切り出した標点間距離50 mm、直径10 mmの平滑丸棒つばつき試験片を、電気-油圧サーボ式材料試験機(株式会社島津製作所製、サーボパルサーEHF-ED10T-20L)に取り付け、各試験片の高温耐力として、大気中1000℃で0.2%耐力(MPa)を測定した。評価結果を表3及び表4に示す。表3及び表4から明らかなように、本発明の実施例1〜28の試験片の高温耐力は50 MPa以上であり、特にC含有量が0.40%以上では高温耐力が安定して60 MPa以上であり、C含有量の増加が高温強度の向上に寄与することがわかる。
排気系部品が1000℃付近の排ガスに曝されることを想定し、1000℃における耐酸化性を評価した。耐酸化性の評価は、各供試材から切り出した直径10 mm、長さ20 mmの丸棒試験片を作製し、これを大気中1000℃に200時間保持し、取り出した後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質量変化[酸化減量(mg/cm2)]を求めることにより行った。評価結果を表3及び表4に示す。
熱疲労寿命は、各供試材から切り出した標点間距離25 mm、直径10 mmの平滑丸棒試験片を、前記高温耐力試験と同じ電気-油圧サーボ式材料試験機に拘束率0.25で取り付けた後、各試験片に大気中で、冷却下限温度150℃、加熱上限温度1000℃、温度振幅850℃で、1サイクルを昇温時間2分、保持時間1分、及び冷却時間4分の合計7分として加熱冷却サイクルを繰り返し評価した。2サイクル目の荷重−温度線図における最大引張荷重を基準(100%)に、最大引張荷重が75%に低下したときの加熱冷却サイクルの数をカウントして熱疲労寿命とした。評価結果を表3及び表4に示す。
溶接性は、各供試材から外径50 mm、肉厚5 mm、溶接部の開先形状をI型とした1対の円筒状試験片を製作し、これを下記の溶接条件で突合せ溶接後、溶接開始部分及び溶接終了部分を除いた7箇所を切断して割れの発生状況を確認することで評価した。表3及び表4に溶接性の評価結果を示す。
溶接方法:MIGパルス溶接
ワイヤ:φ1.2 mm、JIS Z 3321 Y310ソリッドワイヤ
平均電流:200 A
電圧:20 V
送り速度:110 cm/min
ノズル-ワーク間距離:10 mm
シールドガスの種類:Ar-2%O2
シールドガスの流量:15 L/min
トーチ角度:10°(前進法)
予熱:なし
凝固温度範囲ΔT0.7は、各供試材から切り出した直径2 mm、長さ2 mmの試験片を示差走査熱量測定装置(DSC(SETARAM製))により、アルゴン雰囲気中で900℃までの昇温速度を15℃/分、900〜1600℃までの昇温速度を5℃/分で昇温して得た熱分析曲線から、画像解析装置(旭化成製IP1000型)により以下のように画像解析処理して求めた。すなわち、図1を用いて前述したとおり、凝固開始から全ての凝固が終了するまでの凝固温度範囲ΔTでの温度と熱流の関係から図1の斜線で示された面積を総計(100%)として算出し、これに対して、凝固開始を起点として単位温度毎に熱流の面積を累積して、その累積面積が70%に達したときの温度を凝固温度範囲ΔT0.7とした。得られた凝固温度範囲ΔT0.7(℃)を表3及び表4に示す。
実施例15のオーステナイト系耐熱鋳鋼を用いて、自動車用排気系部品のエキゾーストマニホルド(主要肉厚4.0〜5.0 mm)を鋳造した後、鋳放しのまま機械加工した。得られたエキゾーストマニホルドには引け巣、湯廻り不良、ガス欠陥等の鋳造欠陥は認められず、また機械加工での切削不具合や切削工具の異常摩耗、損傷等もなかった。
比較例5の鋳鋼を用いて、実施例29と同じ条件で同一形状のエキゾーストマニホルドを製造したところ、鋳造欠陥や機械加工での不具合はなかった。得られたエキゾーストマニホルドを排気シミュレータに組み付け、実施例29と同一条件で1500サイクルを目標に耐久試験を実施した。耐久試験でのエキゾーストマニホルドの集合部の表面温度は実施例29とほぼ同じであった。
Claims (5)
- 質量%で、
C:0.3〜0.6%、
Si:1.1〜2%、
Mn:1.5%以下、
Cr:17.5〜22.5%、
Ni:8〜13%、
W及びMoの少なくとも1種:(W+2Mo)で1.5〜4%、
Nb:1〜4%、
N:0.01〜0.3%、
S:0.01〜0.5%、
残部Fe及び不可避不純物からなり、かつ下記式(1)、(2)、(3)及び(4)を満足することを特徴とするオーステナイト系耐熱鋳鋼。
0.05≦(C-Nb/8)≦0.6 ・・・(1)
17.5≦17.5Si-(W+2Mo) ・・・(2)
5.6Si+(W+2Mo)≦13.7 ・・・(3)
0.08Si+(C-Nb/8)+0.015Cr+0.011Ni+0.03W+0.02Mo≦0.96 ・・・(4)
ここで、各式中の元素記号は鋳鋼中に含まれる各元素の含有量(質量%)を示す。 - 請求項1に記載のオーステナイト系耐熱鋳鋼において、1000℃において200時間大気中に保持したときの酸化減量が20 mg/cm2以下であることを特徴とするオーステナイト系耐熱鋳鋼。
- 請求項1又は2に記載のオーステナイト系耐熱鋳鋼において、加熱上限温度1000℃、温度振幅850℃以上、及び拘束率0.25の条件で加熱冷却する熱疲労試験により測定した熱疲労寿命が800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鋳鋼。
- 請求項1〜3のいずれかに記載のオーステナイト系耐熱鋳鋼からなることを特徴とする排気系部品。
- 請求項4に記載の排気系部品において、エキゾーストマニホルド、タービンハウジング、タービンハウジング一体エキゾーストマニホルド、触媒ケース、触媒ケース一体エキゾーストマニホルド、又はエキゾーストアウトレットであることを特徴とする排気系部品。
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