JPWO2013168770A1 - 被削性に優れた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

Abstract

質量基準でＣ：０．４〜０．５５％、Ｓｉ：１〜２％、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｃｒ：１８〜２７％、Ｎｉ：８〜２２％、Ｎｂ：１．５〜２．５％、Ｎ：０．０１〜０．３％、Ｓ：０．１〜０．２％、及びＡｌ：０．０２〜０．１５％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、かつ下記式：Ｉ＝１００?Ｓ＋７５?Ａｌ＋０．７５?Ｍｎ−１０?Ｃ−２?Ｎｂ−０．２５?Ｃｒ−０．１５?Ｎｉ−１．２?Ｎ（ただし、各元素記号は鋳鋼中の各元素の質量％を示す。）により表される被削性指数（Ｉ値）が−３．０≦Ｉ値≦＋１４．０の条件を満足する被削性に優れた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。

Description

本発明は、自動車用のガソリンエンジン及びディーゼルエンジンの排気系部品等に適する耐熱鋳鋼に関し、特に被削性に優れた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に関する。

近年、地球規模での環境負荷の低減や環境保全が叫ばれ、自動車に対して、大気汚染物質の排出量を削減するための排ガスの浄化と、地球温暖化の一因であるCO₂の排出量抑制のための燃費性能の向上（低燃費化）とが強く求められている。自動車の排ガス浄化及び燃費改善の対策のために、エンジン自体の高性能化及び低燃費化、排ガスの浄化、車両の軽量化、車体の空気抵抗の低減、エンジンから駆動系へのロスの少ない効率的な動力伝達等の様々な技術が開発され、採用されてきている。

エンジン自体の高性能化及び低燃費化のための技術として、燃料の直噴化、燃料噴射の高圧化、圧縮比の増大、ターボチャージャー（過給機）の採用による排気量削減、エンジンの小型軽量化（ダウンサイジング）等が挙げられ、高級車に限らず大衆車にも導入されてきている。その結果、燃料をより高温高圧で燃焼させる傾向にあり、これに伴ってエンジンの燃焼室から排気系部品に排出される排ガスの温度も上昇傾向にある。例えば、大衆車でも排ガス温度は高級スポーツカー並みの1000℃以上となり、排気系部品の表面温度も950℃を超えることがある。このように高温の酸化性ガスに曝される排気系部品は、従来より厳しい酸化環境でエンジンの運転及び停止による加熱／冷却の繰り返し熱サイクルを受けるので、従来にも増して耐酸化性、高温強度、熱疲労寿命等の耐熱性の向上が求められる。

従来、自動車のガソリンエンジン及びディーゼルエンジンに用いるエキゾーストマニホルド、タービンハウジング等の排気系部品は、形状が複雑であることから形状自由度の高い鋳物により製造されており、しかも使用条件が高温で過酷であることから、高Si球状黒鉛鋳鉄、ニレジスト鋳鉄（Ni-Cr系オーステナイト鋳鉄）等の耐熱鋳鉄、フェライト系耐熱鋳鋼、オーステナイト系耐熱鋳鋼等が用いられている。

しかし、高Si球状黒鉛鋳鉄やニレジスト鋳鉄といった従来の耐熱鋳鉄は、排ガス温度で900℃以下、排気系部品の温度として850℃程度以下までは比較的高い強度を有するが、900℃を超える排ガスに曝される環境下では強度が低下し、また耐酸化性及び熱疲労寿命等の耐熱性も低下する。またフェライト系耐熱鋳鋼も通常900℃以上での高温強度に劣るという問題がある。

耐熱鋳鉄及びフェライト系耐熱鋳鋼より高温に耐える材料として、オーステナイト系耐熱鋳鋼がある。例えば、WO 2005/103314は、重量基準でC：0.2〜1.0％、Si：3％以下、Mn：2％以下、S：0.5％以下、Cr：15〜30％、Ni：6〜30％、W及び／又はMo：0.5〜6％（W＋2 Moとして）、Nb：0.5〜5％、N：0.01〜0.5％、Al：0.23％以下、及びO：0.07％以下を含有し、残部実質的にFe及び不可避的不純物からなる高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼を提案している。このオーステナイト系耐熱鋳鋼は、高い高温耐力、耐酸化性及び室温伸びを有し、特に1000℃以上と高温の排ガスに曝されたときの熱疲労寿命に優れているので、自動車用エンジンの排気系部品等に好適である。

排気系部品は、鋳造後にエンジン及び周辺部品との取付け面、取付け孔等の連結部位や、寸法精度を出す部位等に切削等の機械加工を施した後、自動車に組み付けられるので、高い被削性を有する必要がある。ところが、排気系部品に用いられる耐熱鋳鋼は一般的に被削性の悪い難削材料であり、特にオーステナイト系耐熱鋳鋼は、Cr及びNiを多く含有して高強度を有するので、被削性に劣る。このため、オーステナイト系耐熱鋳鋼からなる排気系部品を切削する場合、高い硬度及び強度を有する比較的高価な切削工具を必要とし、工具寿命も短いために工具交換の頻度が多く、加工コストが上昇し、さらに低速での切削を余儀なくされ、切削に長時間を要するため加工能率が低い。このようにオーステナイト系耐熱鋳鋼からなる排気系部品の機械加工は、生産性及び経済性が低いという問題点がある。被削性の観点からは、WO 2005/103314のオーステナイト系耐熱鋳鋼には改善の余地があることが分った。

従って本発明の目的は、1000℃付近で優れた耐熱性を有するとともに、優れた被削性を有するオーステナイト系耐熱鋳鋼、及びかかるオーステナイト系耐熱鋳鋼からなる排気系部品を提供することである。

上記目的に鑑みWO 2005/103314のオーステナイト系耐熱鋳鋼をベースに鋭意検討した結果、本発明者等は、このオーステナイト系耐熱鋳鋼に所望量のAl及びSを添加するとともに、C、Mn、Cr、Ni、Nb及びNの含有量を適正範囲に限定すると、1000℃付近での優れた耐熱性を確保しつつ被削性を改善できることを発見し、本発明に想到した。

すなわち、被削性に優れた本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼は、
質量基準で
C：0.4〜0.55％、
Si：1〜2％、
Mn：0.5〜1.5％、
Cr：18〜27％、
Ni：8〜22％、
Nb：1.5〜2.5％、
N：0.01〜0.3％、
S：0.1〜0.2％、及び
Al：0.02〜0.15％を含有し、
残部Fe及び不可避的不純物からなり、
かつ下記式：
I＝100×S＋75×Al＋0.75×Mn−10×C−2×Nb−0.25×Cr−0.15×Ni−1.2×N
（ただし、各元素記号は鋳鋼中の各元素の質量％を示す。）
により表される被削性指数（I値）が−3.0≦I値≦＋14.0の条件を満足することを特徴とする。

本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼は、さらに質量基準でW及び／又はMoを0.5〜3.2質量％（W＋2 Moとして）含有してもよい。

本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼は、全硫化物粒子に対する円相当径が2μｍ以上の硫化物粒子の割合が面積率で60％以上の組織を有するのが好ましい。

本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼に対して、超硬工具を用いて、150 m／分の切削速度、0.2 mm／刃の刃当り送り、1.0 mmの切込み量、及び切削液なしの条件で乾式フライス切削加工を実施したときに、超硬工具の逃げ面の摩耗量が0.2 mmに到達するまでの切削時間により表す工具寿命が25分以上であるのが好ましい。

本発明の排気系部品は上記オーステナイト系耐熱鋳鋼からなることを特徴とする。このような排気系部品の好ましい例として、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化エキゾーストマニホルド、触媒ケース、触媒ケース一体化エキゾーストマニホルド、及びエキゾーストアウトレットが挙げられる。

本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼は、1000℃付近での優れた耐熱性に加えて、良好な被削性を有しているので、切削加工での工具寿命を延ばせるだけでなく、切削速度の増加も可能となり、切削加工の生産性及び経済性を向上できる。このような特徴を有する本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼を用いると、自動車用の排気系部品を低コストで効率良く製造することができる。

実施例8のオーステナイト系耐熱鋳鋼のミクロ組織を示す光学顕微鏡写真である。 比較例16の鋳鋼のミクロ組織を示す光学顕微鏡写真である。

[1] オーステナイト系耐熱鋳鋼
本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼の組成及び組織を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。

(A) 組成
(1) C（炭素）：0.4〜0.55％
Cは、(a) 溶湯の流動性を向上させる（鋳造性を良くする）作用、(b) 部分的に基地に固溶して固溶強化する作用、(c) Cr炭化物の形成により高温強度を高める作用、及び(d) Nbと共晶炭化物を形成して耐熱鋳鋼の鋳造性及び高温強度を高める作用を有する。このような作用を有効に発揮させるために、Cは0.40％以上必要である。しかし、Cが0.55％を超えると晶出炭化物や析出炭化物が多くなり過ぎ、耐熱鋳鋼の延性を低下させるとともに、被削性を劣化させる。従って、Cの含有量を0.4〜0.55％とする。Cの含有量は好ましくは0.42〜0.52％である。

(2) Si（ケイ素）：1〜2％
Siは溶湯の脱酸剤として作用するほか、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。このような作用を得るためにSiの含有量は1％以上必要である。しかし、過剰なSiはオーステナイト組織を不安定化し、耐熱鋳鋼の鋳造性を劣化させ、さらに硬化により被削性を悪化させる。そのため、Siの含有量は2％以下とする。従って、Siの含有量は1〜2％とする。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。

(3) Mn（マンガン）：0.5〜1.5％
Mnは、Siと同様に溶湯の脱酸剤として有効であるほか、Sと結合して硫化物粒子MnSを形成することにより耐熱鋳鋼の被削性を改善する。これらの効果を発揮させるために、Mnの含有量は0.5％以上必要である。しかし、過剰なMnは耐酸化性を劣化させるので、Mnの含有量を1.5％以下とする。このため、Mnの含有量は0.5〜1.5％とする。

(4) Cr（クロム）：18〜27％
Crは、後述のNiとともに耐熱鋳鋼の高温強度及び耐酸化性を高め、その炭化物により耐熱性を向上させ、さらにMn及びSとの複合硫化物粒子(Cr/Mn)Sを形成することにより被削性を向上させる。特に1000℃付近の高温域での耐熱性を向上させ、かつ被削性を改善するためには、Crを18％以上含有する必要がある。しかし、27％超のCrを含有すると、炭化物の晶出量が多過ぎ、耐熱鋳鋼の被削性を著しく悪化させるだけでなく、脆化により延性及び靭性を低下させる。また、過剰なCrにより組織中にフェライトが晶出し、耐熱鋳鋼の高温強度が低下する。このため、Cr含有量は18〜27％とする。被削性の観点から、Crの好ましい含有量は18〜22％である。

(5) Ni（ニッケル）：8〜22％
Niは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組織を安定化するとともに、Crとともに耐熱鋳鋼の高温強度及び耐酸化性を高めるほか、薄肉で複雑形状の排気系部品の鋳造性を高める。このような作用を効果的に発揮するために、Niの含有量は8％以上である必要がある。しかし、22％超のNiを含有すると、基地中へのNiの固溶量が増加するために耐熱鋳鋼が硬化し、被削性が低下する。このため、Ni含有量を8〜22％とする。被削性の観点から、Niの好ましい含有量は8〜12％である。

(6) Nb（ニオブ）：1.5〜2.5％
Nbは、Cr炭化物の形成を抑制することにより間接的に耐酸化性及び被削性を向上させるだけでなく、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及び熱疲労寿命を向上させる。また、オーステナイトとNb炭化物（NbC）との共晶炭化物は、排気系部品のような薄肉で複雑形状の鋳物の鋳造性を向上させる。このような目的でNbの含有量は1.5％以上必要である。しかし、Nbを過剰に含有すると、結晶粒界に生成する硬質の共晶炭化物が多くなりすぎ、被削性がかえって悪化するだけでなく、脆化により強度及び延性が著しく低下する。従って、Nbの含有量を1.5〜2.5％とする。

(7) N（窒素）：0.01〜0.3％
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化して高温強度を向上させる。Nはまた、結晶粒微細化のための鍛造又は圧延を行うことができない複雑形状の鋳造品の結晶粒を微細化させるのに有効な元素である。結晶粒微細化により延性及び被削性が向上する。さらに、NはCの拡散速度を遅らせるので、析出炭化物の凝集を遅らせて炭化物の粗大化を抑制し、もって脆化を有効に防止する。このような効果を得るために、Nの含有量は0.01％以上必要である。しかし、0.3％超のNを含有すると、基地中へのNの固溶量が増加して耐熱鋳鋼が硬化するとともに、Cr及びAlと結合してCr₂N、AlN等の硬くて脆い窒化物を多量に析出させ、被削性をかえって低下させる。またこれらの窒化物は亀裂や割れの起点となり、強度及び延性を悪化させる。さらに、過剰なNは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、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％とし、好ましくは0.06〜0.25％とする。

(8) S（硫黄）：0.1〜0.2％
Sは、本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼の被削性を改善するのに重要な元素である。SはMn及びCrと結合してMnS、(Cr/Mn)S等の硫化物粒子を形成し、耐熱鋳鋼の被削性を向上させる。球状又は塊状の硫化物粒子が切削時の潤滑作用及び切粉の分断作用により被削性を向上させることは従来から知られているが、本発明ではSの被削性向上作用に後述するAlの被削性向上作用を組合せることにより、被削性を大幅に改善した。この効果を得るために、Sは0.1％以上必要である。しかし、0.2％超のSを含有すると、高温強度及び延性の劣化傾向が高まる。そのため、Sの含有量は0.1〜0.2％とし、好ましくは0.12〜0.18％とする。

(9) Al（アルミニウム）：0.02〜0.15％
Alは、本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼の被削性を改善するのに重要な元素である。例えば耐熱鋳鋼を工具により切削する場合、耐熱鋳鋼の基地中に固溶したAlは、切削加工で発生する熱により大気中等の酸素と反応し、耐熱鋳鋼の表面に高融点酸化物であるAl₂O ₃を形成する。Al₂O₃は保護被膜として機能し、工具の溶着を防止して、工具の寿命を延長する。Alの含有により保護被膜を形成して工具の溶着を防止するには、0.02％以上のAlを添加する必要がある。一方、0.15％超のAlを含有すると、溶製の際に生成したAl₂O₃及びAlNは介在物として耐熱鋳鋼中に残留する。Al₂O₃はスラグやノロといった鋳造欠陥を助長し、鋳造歩留りを悪化させる。またAlNは硬く脆いため、被削性をかえって低下させる。また、これらの酸化物及び窒化物はいずれも亀裂及び割れの起点となり、高温強度及び延性を低下させる。そのため、Alの含有量を0.02〜0.15％とし、好ましくは0.04〜0.10％とし、より好ましくは0.04〜0.08％とする。

(10) 被削性指数（I値）：−3.0〜＋14.0
本発明では各元素が上記組成範囲を満足しただけでは不十分で、下記式：
I＝100×S＋75×Al＋0.75×Mn−10×C−2×Nb−0.25×Cr−0.15×Ni−1.2×N：
（ただし、各元素記号は鋳鋼中の各元素の質量％を示す。）
により表される被削性指数（I値）が−3.0≦I値≦＋14.0の条件を満たす必要がある。

本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼の被削性の向上は、S及びAlのいずれか一方を含有するだけでは達成されず、両者を同時に含有した場合に達成されることが分った。この理由は必ずしも明確ではないが、耐熱鋳鋼中に形成されるMnS等の硫化物粒子は延性に富み、潤滑作用を有し、また切削加工時の切削温度の上昇により形成されるAl₂O₃は工具の保護作用を有すると考えられる。相互に馴染みやすいMnS及びAl₂O₃は潤滑作用及び保護作用を有する良好な複合被膜を形成し、工具と被削材との直接接触による溶着を緩和し、切削抵抗を低下させて工具の摩耗を抑制し、もって被削性を大幅に向上させるとともに工具の寿命を延長させると推察される。このようにS、Al及びMnの含有量を上記範囲に限定した上で、これらの総含有量を最適に調整することにより複合潤滑保護被膜を十分に形成した本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼は、優れた被削性を発揮する。

また、C、Nb、Cr、Ni及びNの総含有量が過剰であると耐熱鋳鋼の被削性が低下する傾向があることが分った。具体的には、C、Nb及びCrが増加すると炭化物が多くなり、Niが増加すると合金が硬化し、またNが増加すると合金が硬化するだけでなく窒化物が多くなり、いずれも耐熱鋳鋼の被削性を悪化させる。本発明は、C、Nb、Cr、Ni及びNの各々の含有量を上記範囲に限定した上で、さらにこれらの総含有量を所望の範囲に調整することにより、耐熱鋳鋼の被削性の悪化を抑制することを特徴とする。なお、Siの含有量が増加すると上記5つの元素と同様に耐熱鋳鋼の被削性を低下させるが、Siが被削性に及ぼす影響は本発明の組成範囲内では無視できるほど小さいので、被削性指数には含めない。

S、Al及びMnの総含有量を調整して複合潤滑保護被膜による被削性の向上を図るとともに、C、Nb、Cr、Ni及びNの総含有量を調整することにより被削性の悪化を抑制するために、S、Al、Mn、C、Nb、Cr、Ni及びNの8つの元素の被削性に及ぼす影響度を詳細に検討した結果、100×S＋75×Al＋0.75×Mn−10×C−2×Nb−0.25×Cr−0.15×Ni−1.2×Nにより表される被削性指数（I値）が−3.0〜＋14.0の範囲内であれば、十分な被削性が確保できることが分った。勿論、I値が−3.0〜＋14.0の範囲内でも、各元素の含有量が所望の範囲外であれば十分な被削性は確保できない。I値の好ましい範囲は2.0〜8.0である。

オーステナイト系耐熱鋳鋼の被削性の評価の基準として、切削加工に用いる超硬工具の寿命を用いる。超硬工具を用いた切削加工において、本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼に対する工具寿命が、WO 2005/103314に記載のオーステナイト系耐熱鋳鋼（比較例26）に対する工具寿命（15分）の1.6倍以上の場合に、本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼は優れた被削性を有すると言うことにする。工具寿命は、超硬工具を用いて、150 m／分の切削速度、0.2 mm／刃の刃当り送り、1.0 mmの切込み量、及び切削液なしの条件で乾式フライス切削加工を実施したときに、超硬工具の逃げ面の摩耗量が0.2 mmに到達するまでの切削時間により表す。

(11) W（タングステン）及び／又はMo（モリブデン）：好ましくは0.5〜3.2％（W＋2 Moとして）
W及びMoはいずれも耐熱鋳鋼の高温強度を改善する元素であるので、本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼の高温強度を高めるために、被削性を損なわない範囲でW及び／又はMoを添加しても良い。しかし、W及び／又はMoを過剰に添加すると、耐熱鋳鋼の耐酸化性及び被削性が低下する。Moの添加効果はWの添加効果の二倍であるので、W及び／又はMoの添加量をW＋2 Mo（質量基準）で規定する。従って、Wの単独添加の場合、Wを好ましくは0.5〜3.2％とし、より好ましくは0.8〜3.0％とし、最も好ましくは1.0〜2.5％とする。またMoの単独添加の場合、Moを0.25〜1.6％とし、より好ましくは0.4〜1.5％とし、最も好ましくは0.5〜1.25％とする。さらに、W及びMoの複合添加の場合、W＋2 Moを好ましくは0.5〜3.2％とし、より好ましくは0.8〜3.0％とし、最も好ましくは1.0〜2.5％とする。

(12) 不可避的不純物
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は、主として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、できるだけ少ないのが好ましく、具体的には0.04％以下とするのが好ましい。

(B) 組織
(1) 全硫化物粒子に対する円相当径が2μｍ以上の硫化物粒子の面積率：60％以上
本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼の組織に晶出する大きな硫化物粒子が多いほど被削性が向上し、オーステナイト系耐熱鋳鋼の切削加工に用いる工具の寿命は延びる傾向にある。円相当径が2μｍ以上の硫化物粒子を大きな硫化物粒子とする。ここで、硫化物粒子の円相当径とは、硫化物粒子の面積と同じ面積を有する円の直径である。被削性をいっそう改善するために、全硫化物粒子に対する円相当径が2μｍ以上の硫化物粒子の面積率を60％以上とするのが好ましく、70％以上とするのがより好ましく、80％以上とするのが最も好ましい。円相当径が2μｍ以上の硫化物粒子の面積率の上限は特に限定されないが、本発明の組成範囲であれば95％程度である。硫化物粒子はAl酸化物を核として晶出するので、円相当径が2μｍ以上の硫化物粒子の面積率を60％以上とするためには、比較的多量のNbを含む本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼において、Al及びSを複合添加するとともに、合金元素の含有量を本発明で規定する範囲に規制する必要がある。

円相当径が2μｍ以上の硫化物粒子の面積率を60％以上とすることにより被削性が向上するのは、以下のメカニズムによると推察される。Nbを1.5〜2.5％と多量に含有する本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼では、凝固時にNbC、NbN等の炭化物及び窒化物が多量に形成されるとともに、面積比で20％以上のNbの共晶炭化物も形成される。Nbの炭化物及び窒化物は、MnS、(Cr/Mn)S等の硫化物粒子を均一に晶出させるための核として機能し、均一に分散した硫化物粒子が被削性を向上させるが、このような効果は多くとも約0.5％のNbを含有する構造用鋼や快削鋼等の鋼種で得られるもので、0.5％超のNbを含有する鋼種では得られないことが分った。このように0.5％超のNbを含有する鋼種では被削性の向上効果が得られないのは、0.5％超のNbを含有する鋼中には多量のNbの炭化物及び窒化物が形成されるために、それらを核として晶出する硫化物粒子が微細化し、かつNbの炭化物及び窒化物と共存して共晶状に偏在するので、均一に分散した適度の大きさの硫化物粒子が得られず、切削時の潤滑作用や切粉の分断作用が小さいためであると推測される。

一方、Alは微量でもMnS等の硫化物粒子の晶出核として機能するAl₂O₃等の酸化物を形成する。Al酸化物は溶湯中で凝集して粗大化しやすいので、それを核として晶出する硫化物粒子も大きくなる。大きな硫化物粒子が多数存在するほど被削性は向上する。本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼は、比較的多量のNbととにもAlも含有しているので、Nbの炭化物及び窒化物より硫化物粒子の生成作用が大きい粗大なAl酸化物の形成により、大きな硫化物粒子が多量に晶出する。このように、Nb及びAlを含有する本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼では、Nbの炭化物及び窒化物を核として微細な硫化物粒子が偏在して晶出するのが抑制されるとともに、Al酸化物を核として円相当径が2μｍ以上と大きな硫化物粒子が均一に分散するように晶出し、均一に分散した大き硫化物粒子が切削時の潤滑作用及び切粉の分断作用を効果的に発揮するので、被削性が向上している。なお、Al酸化物による硫化物粒子の粗大化及び均一分散化の作用は、切削加工における発熱により基地に固溶したAlから形成された高融点酸化物のAl₂O₃が工具を保護する作用とは異なる。

以上の通り、本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼は、S及びAlの複合添加により、硫化物粒子の潤滑作用と、切削加工時に形成された高融点のAl酸化物による工具の保護作用と、Al酸化物による硫化物粒子の粗大化及び均一分散化作用とを発揮するので、被削性が大幅に向上している。

[2] 工具寿命
本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼の被削性は、超硬工具を用いて、150 m／分の切削速度、0.2 mm／刃の刃当り送り、1.0 mmの切込み量、及び切削液なしの条件で乾式フライス切削加工を実施したときに、超硬工具の逃げ面の摩耗量が0.2 mmに到達するまでの切削時間により表す。工具寿命は25分以上であるのが好ましい。鋳造部材を鋳放しのまま使用するのは稀で、エンドミルによる転削、旋盤による旋削、ドリルによる穴あけ等の機械加工を施す。例えば、エキゾーストマニホルドでは、エンジンのシリンダヘッドやタービンハウジングとの連結部となるフランジの取付け面をフライス切削し、取付け孔をドリル穿孔する。オーステナイト系耐熱鋳鋼のような難削材料では、上記切削条件でフライス切削加工を実施したときの工具寿命が25分以上であれば、優れた被削性を有していると言える。本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼は、上記工具寿命が30分以上であるのがより好ましく、40分以上であるのがより好ましく、50分以上であるのが最も好ましい。

[3] 排気系部品
本発明の排気系部品は、被削性に優れた本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼からなる。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一体化エキゾーストマニホルド、触媒ケース、触媒ケース一体化エキゾーストマニホルド、及びエキゾーストアウトレットであるが、これらに限定されない。

本発明の排気系部品は、1000℃以上の高温排ガスに曝されて表面温度が950〜1000℃に達しても高い耐熱性を発揮する。さらに、本発明の排気系部品は優れた被削性を有するので、機械加工の生産性及び経済性が高く、安価に製造できる。そのため、エンジンの高性能化及び低燃費化の技術を大衆車にも適用することを可能とし、自動車の排ガス浄化及び燃費改善に貢献する。

本発明を以下の実施例によりさらに詳細に説明するが、本発明はこれらに限定さない。オーステナイト系耐熱鋳鋼を構成する各元素の含有量は、特に断りがなければ「質量％」で表しているものとする。

実施例1〜20、及び比較例1〜26
実施例1〜20のオーステナイト系耐熱鋳鋼（本発明の組成範囲内）の化学組成及び被削性指数（I値）を表1に示し、比較例1〜26の耐熱鋳鋼の化学組成及び被削性指数（I値）を表2に示す。比較例5はMnの含有量が少なすぎる鋳鋼であり、比較例7はSの含有量が少なすぎる鋳鋼であり、比較例16及び18はAlの含有量が少なすぎる鋳鋼であり、比較例22及び23はI値が小さすぎる鋳鋼であり、比較例24及び25はI値が大きすぎる鋳鋼である。比較例26はWO 2005/103314に記載の高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼の一例である。

注：(1) 残部はFe及び不可避的不純物。
(2) 被削性指数（I値）＝100×S＋75×Al＋0.75×Mn−10×C−2×Nb−0.25×Cr−0.15×Ni−1.2×N。

注：(1) 残部はFe及び不可避的不純物。
(2) 被削性指数（I値）＝100×S＋75×Al＋0.75×Mn−10×C−2×Nb−0.25×Cr−0.15×Ni−1.2×N。

実施例1〜20及び比較例1〜26の各原料を、100 kgの高周波溶解炉（塩基性ライニング）を用いて大気溶解した後、1550〜1600℃で出湯し、直ちに1500〜1550℃で1インチYブロック用鋳型及び円筒状試験片（被削性評価に用いる）用鋳型に注湯し、各鋳鋼の供試材を得た。各供試材から試験片を切り出して、以下の評価を行った。

(1) 工具寿命
各供試材から切り出した外径96 mm、内径65 mm及び高さ120 mmの円筒状試験片の端面に対して、TiAlNをPVDコーティングした超硬インサートを用いて、フライス盤により、以下の条件でフライス切削した。
切削速度 ：150 m／分
刃当り送り：0.2 mm／刃
切込み量 ：1.0 mm
送り速度 ：48〜152 mm／分
回転速度 ：229〜763 rpm
切削液 ：なし（乾式）

各円筒状試験片のフライス切削において、超硬インサートの逃げ面の摩耗量が0.2 mmとなったときに寿命に到達したと判定し、そこに至るまでの切削時間（分）を測定して、工具寿命とした。各円筒状試験片の被削性を工具寿命により表す。言うまでもなく、工具寿命が長いほど被削性が良い。表3に実施例1〜20の工具寿命を示し、表4に比較例1〜26の工具寿命を示す。

表3から明らかなように、実施例1〜20の試験片では工具寿命はいずれも25分以上であった。これに対して、表4から明らかなように、複合潤滑保護被膜の形成に重要なMn、S及びAlの含有量又はI値が本発明の範囲外である比較例5、7、16、18及び22〜25、C、Si、Cr、Ni、W、Nb又はNの含有量が多すぎる比較例2、3、10、12、13、15及び21、Cr、Nb又はNの含有量の少すぎる比較例9、14及び20、Al含有量が多すぎる比較例17及び19、及びWO 2005/103314に記載の従来の耐熱鋳鋼の比較例26の試験片では、工具寿命はいずれも25分未満であった。この結果から、本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼は良好な被削性を有することが分る。

(2) 組織
被削性評価後の各円筒状試験片の端部から組織観察用の試験片を切り出し、全硫化物粒子に対する円相当径が2μｍ以上の硫化物粒子の面積率を以下の方法により求めた。まず、試験片を鏡面研磨し、腐食なしで任意の5視野の光学顕微鏡写真を撮り、各視野について画像解析装置により100μｍ×140μｍの観察領域における全硫化物粒子粒子の総面積を求めた。次に、画像解析装置により各観察領域において円相当径（同じ面積の円の直径）が2μｍ以上の硫化物粒子粒子を特定し、それらの総面積を求めた。各観察領域における全硫化物粒子粒子の総面積に対して、円相当径が2μｍ以上の硫化物粒子の面積率（％）を計算した。得られた値を5視野について平均し、全硫化物粒子に対する円相当径が2μｍ以上の硫化物粒子の面積率とした。実施例1〜20の結果を表3に示し、比較例1〜26の結果を表4に示す。なお、測定対象の組織中の介在物がMnS、(Cr/Mn)S等の硫化物粒子であることは、電界放出型走査電子顕微鏡に装着されたエネルギー分散型X線分析装置（FE-SEM EDS：株式会社日立製作所製のS-4000、EDX KEVEX DELTAシステム）を用いた分析により確認した。

表3から明らかなように、実施例1〜20では全硫化物粒子に対する円相当径が2μｍ以上の硫化物粒子の面積率が60％以上であった。なかでも、実施例4〜8、11、12、14、15、17、19及び20では、上記面積率は70％以上であった。これに対して、表4から明らかなように、Al含有量が少なすぎる比較例16及び18ではいずれも上記面積率は60％未満であった。

図1は実施例8のオーステナイト系耐熱鋳鋼のミクロ組織を示し、図2は比較例16の鋳鋼のミクロ組織を示す。図1及び図2において、白色部分はオーステナイト相1であり、灰色部分はラメラー状のNbの共晶炭化物2であり、黒色粒子は硫化物粒子3である。硫化物粒子3には、円相当径が2μｍ以上の大きな硫化物粒子31と、円相当径が2μｍ未満の微細な硫化物粒子32とがある。本発明の範囲内のAlを含有する実施例8では、図1に示すように大きな硫化物粒子31が分散しており、微細な硫化物粒子32は僅かしかない。実施例8では、全硫化物粒子に対する円相当径が2μｍ以上の硫化物粒子の面積率が83％であり、工具寿命は60分と長かった。これに対して、Al含有量が少なすぎる比較例16では、図2に示すように微細な硫化物粒子32が共晶状に偏在し、大きな硫化物粒子31はほとんどない。比較例16では、上記面積率比は46％であり、工具寿命は21分と短かった。

(3) 酸化減量
エンジンからの1000℃以上の排ガス（硫黄酸化物、窒素酸化物等の酸化性ガスを含有する）に曝される排気系部品の表面には、酸化膜が形成される。酸化が進行すると酸化膜を起点に亀裂が入り、排気系部品内部まで酸化が進展し、最終的には排気系部品の表面から裏面まで亀裂が貫通して排ガスの漏洩や排気系部品の割れを招く。そのため、排気系部品の1000℃における耐酸化性を評価するために、以下の方法により酸化減量を求めた。すなわち、1インチYブロックの各供試材から直径10 mm及び長さ20 mmの丸棒試験片を切り出し、これを大気中1000℃に200時間保持した後、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）］を求めた。実施例1〜20における酸化減量の結果を表3に示し、比較例1〜26における酸化減量の結果を表4に示す。

1000℃付近で十分な耐熱性を発揮するためには、上記方法で求めた酸化減量は20 mg/cm ²以下であるのが好ましく、10 mg/cm²以下であるのがより好ましい。表3から明らかなように、実施例1〜20の酸化減量は全て20 mg/cm²以下であった。この結果から、本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼は耐酸化性に優れ、1000℃付近の温度に到達する排気系部品に使用した場合に十分な耐酸化性を発揮することが分る。これに対して、表4から明らかなように、Si、Cr又はNbの含有量の少なすぎる比較例3、9及び14、及びMn又はWの含有量の多すぎる比較例6及び13は、いずれも酸化減量が20 mg/cm²を超えていた。これは、比較例3、6、9、13及び14の鋳鋼は1000℃付近の温度に到達する排気系部品に使用した場合に十分な耐酸化性を発揮できないことを意味する。

(4) 高温耐力
排気系部品には、エンジンの運転（加熱）と停止（冷却）の繰り返しによっても熱変形を生じにくい耐熱変形性が要求される。十分な耐熱変形性を確保するためには、高い高温強度を有するのが好ましい。高温強度は、1000℃における0.2％耐力（高温耐力）により評価できる。1インチYブロックの各供試材から標点間距離50 mm及び直径10 mmの平滑丸棒つばつき試験片を切り出し、これを電気−油圧サーボ式材料試験機（株式会社島津製作所製、商品名サーボパルサーEHF-ED10T-20L）に取り付け、各試験片について大気中1000℃での0.2％耐力（MPa）を測定した。実施例1〜20の高温耐力の測定結果を表3に示し、比較例1〜26の高温耐力の測定結果を表4に示す。

1000℃付近で十分な耐熱性を発揮するために、1000℃における0.2％耐力は40 MPa以上であるのが好ましい。1000℃における0.2％耐力が40 MPa以上の耐熱鋳鋼からなる排気系部品は、拘束下で1000℃に曝されても亀裂及び割れの発生を抑制するのに十分な強度を有する。本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼の1000℃における0.2％耐力は45 MPa以上がより好ましく、50 MPa以上が最も好ましい。

表3から明らかなように、実施例1〜20の試験片の高温耐力は40 MPa以上であった。この結果から、本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼は高温耐力に優れ、1000℃付近の温度に到達する排気系部品に使用した場合に十分な高温強度を発揮することが分る。これに対して、C、Cr、Ni又はNの含有量が少なすぎる比較例1、9、11及び20、S、Nb又はNの含有量の多すぎる比較例8、15及び21、及びAl含有量が多すぎる比較例17及び19は、いずれも高温耐力が40 MPa未満であった。これは、比較例1、8、9、11、15、17及び19〜21の鋳鋼は高温耐力が不十分であり、1000℃付近の温度に到達する排気系部品に使用した場合に十分な高温強度を発揮できないことを意味する。

(5) 熱疲労寿命
排気系部品には、エンジンの運転（加熱）と停止（冷却）の繰り返しによっても熱亀裂を生じにくい耐熱亀裂性が要求される。耐熱亀裂性は熱疲労寿命により評価できる。熱疲労寿命は、1インチYブロックの各供試材から標点間距離25 mm及び直径10 mmの平滑丸棒試験片を切り出し、これを前記高温耐力の試験と同じ電気−油圧サーボ式材料試験機に拘束率0.25で取り付け、各試験片に対して大気中で、冷却下限温度150℃、加熱上限温度1000℃、及び温度振幅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分とする加熱冷却サイクルを繰り返し、加熱冷却にともなう伸縮を機械的に拘束して熱疲労破壊を起こさせる熱疲労試験により評価した。

機械的な拘束の程度は、［（自由熱膨張伸び−機械的拘束下での伸び）／（自由熱膨張伸び）］で定義される拘束率で表す。例えば拘束率1.0とは、試験片が150℃から1000℃まで加熱されたときに、全く伸びを許さない機械的拘束条件をいう。また拘束率0.5とは、自由膨張伸びが例えば2 mm伸びるところを1 mmの伸びしか許さない機械的拘束条件をいう。従って拘束率0.5では、昇温中には圧縮荷重がかかり、降温中には引張荷重がかかる。実際の自動車エンジンの排気系部品の拘束率はある程度伸びを許容する0.1〜0.5程度であるので、熱疲労寿命を拘束率0.25で評価した。

熱疲労寿命は、加熱冷却の繰り返しにともなう荷重の変化から求まる荷重−温度線図において、2サイクル目の最大引張荷重を基準（100％）とし、各サイクルで測定される最大引張荷重が75％に低下するまでの加熱冷却サイクル数とした。実施例1〜20の熱疲労寿命の測定結果を表3に示し、比較例1〜26の熱疲労寿命の測定結果を表4に示す。

1000℃付近で十分な耐熱性を有するために、加熱上限温度1000℃、温度振幅800℃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は500サイクル以上であるのが好ましい。熱疲労寿命が500サイクル以上の耐熱鋳鋼からなる排気系部品は耐熱亀裂性に優れ、エンジンの加熱冷却の繰り返しにより生ずる亀裂及び変形によって熱疲労破壊に至るまでの寿命が長い。本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼は、上記熱疲労試験により測定した熱疲労寿命が700サイクル以上であるのがより好ましく、800サイクル以上であるのが最も好ましい。

表3から明らかなように、実施例1〜20の熱疲労寿命は全て500サイクル以上であった。この結果から、本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼は熱疲労寿命に優れ、1000℃付近の温度までの加熱と冷却とを繰り返す排気系部品に使用した場合に十分な耐熱亀裂性を発揮することが分る。これに対して、表4から明らかなように、Si又はNbの含有量が少なすぎる比較例3及び14は、いずれも熱疲労寿命が500サイクル未満であった。これは、比較例3及び14の鋳鋼を1000℃付近の温度に到達する排気系部品に使用した場合に十分な熱疲労寿命を発揮できないことを意味する。

(6) 室温伸び
排気系部品には、エンジンの運転（加熱）と停止（冷却）の繰り返しによっても熱変形を生じにくい耐熱変形性が要求される。十分な耐熱変形性を確保するためには、高い高温耐力の他に高い延性を有するのが好ましい。延性を評価するために、1インチYブロックの各供試材から標点間距離50 mm、及び直径10 mmの平滑丸棒つばつき試験片を切り出し、これを前記高温耐力の試験と同じ電気−油圧サーボ式材料試験機に取り付け、各試験片の大気中25℃での室温伸び（％）を測定した。実施例1〜20の室温伸びの測定結果を表3に示し、比較例1〜26の室温伸びの測定結果を表4に示す。

本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼は室温における伸びが2.0％以上であるのが好ましい。室温伸びが2.0％以上の耐熱鋳鋼からなる排気系部品は、高温から室温付近まで冷却されたときに、高温で発生した圧縮応力から転じた引張応力により変形及び亀裂が発生するのを抑制するに十分な延性を有する。また、排気系部品は、製造中、エンジンへの組み付け中、自動車の始動時や運転中等に加わる機械的な振動及び衝撃に抗して、亀裂及び割れを抑制できる。本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼の室温伸びは4.0％以上であるのがより好ましく、6.0％以上であるのが最も好ましい。

表3から明らかなように、実施例1〜20の室温伸びは全て2.0％以上であった。この結果から、本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼は室温伸びに優れ、また加熱／冷却を繰り返す排気系部品に使用した場合に十分な耐熱変形性を発揮することが分る。これに対して、表4から明らかなように、N含有量が少なすぎる比較例20、C、S、Cr、Ni、Nb又はNの含有量の多すぎる比較例2、8、10、12、15及び21、及びAl含有量が多すぎる比較例17及び19は、室温伸びが2.0％未満であった。これは、比較例2、8、10、12、15、17及び19〜21の鋳鋼は室温伸びが不十分であり、また加熱／冷却を繰り返す排気系部品に使用した場合に十分な耐熱変形性を発揮できないことを意味する。

上記の通り、本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼は、1000℃付近の温度に到達する排気系部品に要求される耐熱性（耐酸化性、高温強度、耐熱亀裂性及び耐熱変形性）の他に、良好な被削性を有することが分った。

注：(1) 全硫化物粒子に対する円相当径が2μｍ以上の硫化物粒子の面積率。

注：(1) 全硫化物粒子に対する円相当径が2μｍ以上の硫化物粒子の面積率。

Claims (5)

1. 質量基準で
   C：0.4〜0.55％、
   Si：1〜2％、
   Mn：0.5〜1.5％、
   Cr：18〜27％、
   Ni：8〜22％、
   Nb：1.5〜2.5％、
   N：0.01〜0.3％、
   S：0.1〜0.2％、及び
   Al：0.02〜0.15％を含有し、
   残部Fe及び不可避的不純物からなり、
   かつ下記式：
   I＝100×S＋75×Al＋0.75×Mn−10×C−2×Nb−0.25×Cr−0.15×Ni−1.2×N
   （ただし、各元素記号は鋳鋼中の各元素の質量％を示す。）
   により表される被削性指数（I値）が−3.0≦I値≦＋14.0の条件を満足することを特徴とする被削性に優れたオーステナイト系耐熱鋳鋼。
2. 請求項１に記載のオーステナイト系耐熱鋳鋼において、さらに質量基準でW及び／又はMoを0.5〜3.2％（W＋2 Moとして）含有することを特徴とするオーステナイト系耐熱鋳鋼。
3. 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、全硫化物粒子に対する円相当径が2μｍ以上の硫化物粒子の比率が面積率で60％以上の組織を有することを特徴とするオーステナイト系耐熱鋳鋼。
4. 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において、超硬工具を用いて、150 m／分の切削速度、0.2 mm／刃の刃当り送り、1.0 mmの切込み量、及び切削液なしの条件で乾式フライス切削加工を実施したときに、超硬工具の逃げ面の摩耗量が0.2 mmに到達するまでの切削時間により表される工具寿命が25分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。
5. 請求項1〜4のいずれかに記載の被削性に優れた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。