WO2023243726A1 - 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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WO2023243726A1
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cast steel
resistant cast
austenitic heat
content
exhaust system
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Inventor
友徳 波戸
浩文 木村
Original Assignee
株式会社プロテリアル
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • the present invention provides an austenitic heat-resistant cast steel that has excellent shrinkage cracking resistance, cold cracking resistance, and machinability, as well as good thermal fatigue properties and a suppressed content of expensive alloying elements; It relates to exhaust system parts made of it.
  • Exhaust system parts used in internal combustion engines, such as automobile engines, especially the exhaust manifold shown in Figure 1, are thin-walled and complex in shape, so they are manufactured from castings that have a high degree of freedom in shape design. Since automobiles are exposed to high-temperature exhaust gas when driving, exhaust system components must have excellent heat resistance and durability in high-temperature ranges. Therefore, austenitic heat-resistant cast steel is mainly used as its constituent material. Various compositions of austenitic heat-resistant cast steel have been proposed.
  • the austenitic heat-resistant cast steels disclosed in International Publication No. 2009/104792 and International Publication No. 2016/052750 have excellent thermal fatigue life at temperatures around 1000°C or higher, but they contain many expensive alloying elements. Therefore, cost performance is poor. Furthermore, due to the low ductility at room temperature, thin exhaust manifolds may develop cracks (cold cracks) during cooling after casting, which may reduce the product acceptance rate.
  • JP-A No. 2011-219801 discloses an austenitic heat-resistant cast steel based on iron (Fe), which contains carbon (C) when the entire mass is 100% by mass (hereinafter simply referred to as "%"). : 0.4 to 0.8%, Silicon (Si): 3.0% or less, Manganese (Mn): 0.5 to 2.0%, Phosphorus (P): 0.05% or less, Sulfur (S): 0.03 to 0.2%, Chromium (Cr): 18 ⁇ 23%, nickel (Ni): 3.0 ⁇ 8.0%, nitrogen (N): 0.05 ⁇ 0.4%, and the ratio of chromium (Cr) to carbon (C) is in the range of 22.5 ⁇ Cr/C ⁇ 57.5.
  • SCH12 which is a type of austenitic heat-resistant steel specified in JIS G 5122, is not only prone to shrinkage cracking, but also has difficulty in machining compared to the materials disclosed in the above-mentioned documents. It is not suitable for exhaust manifolds that require cutting.
  • the object of the present invention is to provide a material that has a low content of expensive alloying elements, is less prone to shrinkage cracking during casting and cold cracking after casting, has good machinability after casting, and has a temperature of around 800°C.
  • An object of the present invention is to provide an austenitic heat-resistant cast steel having predetermined thermal fatigue characteristics, and an exhaust system part made of the same, particularly an exhaust manifold.
  • the austenitic heat-resistant cast steel of the present invention has a C: 0.30-0.50%, Si: 0.50-2.0%, Mn: 0.50-2.0%, S: 0.10-0.40%, Cr: 16.0-21.0% Ni: 6.0-12.0%, Nb: 0.5-2.0%, and It is characterized by containing Cu: 0.80% or less, with the remainder consisting of Fe and inevitable impurities.
  • the S content is 0.15 to 0.37% and the Nb content is 0.9 to 1.6% on a mass basis. This not only further suppresses shrinkage cracking during casting and cold cracking after casting, but also provides a better balance between machinability and thermal fatigue properties.
  • the number of manganese sulfides having an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more in any cross section is preferably 350 to 2550 per mm 2 . This improves machinability while ensuring oxidation resistance.
  • the area ratio of niobium carbide in any cross section is preferably 0.5 to 11.0%.
  • the exhaust system component of the present invention is characterized in that it is made of the above-mentioned austenitic heat-resistant cast steel.
  • the exhaust system component is an exhaust manifold.
  • the austenitic heat-resistant cast steel of the present invention is resistant to shrinkage cracking during casting and cold cracking after casting, has good workability after casting, has good thermal fatigue properties at around 800°C, and is not expensive. Since the content of alloying elements is suppressed, cost reduction is achieved.
  • Such austenitic heat-resistant cast steel is suitable for exhaust system parts of internal combustion engines, especially exhaust manifolds.
  • FIG. 2 is a front view schematically showing an exhaust manifold, which is an example of an exhaust system component.
  • FIG. 2 is a plan view schematically showing a cast product from which a micro-shrinkage cavity evaluation test piece is taken.
  • FIG. 2 is a side view schematically showing a cast product from which a micro-shrinkage cavity evaluation test piece is taken.
  • FIG. 2 is a plan view schematically showing a stepped casting product from which test pieces for microstructural observation are collected.
  • FIG. 2 is a side view schematically showing a stepped casting product from which a test piece for microstructural observation is taken.
  • 3 is a photograph showing the microstructure of the austenitic heat-resistant cast steel of Example 4. This is an enlarged photograph of region A in FIG. 4A.
  • Austenitic heat-resistant cast steel (A) Composition The content of each element described below is expressed on a mass basis unless otherwise specified.
  • C (carbon): 0.30-0.50% C improves the fluidity of the molten metal and improves castability, and after solidification, it dissolves into the austenite base to strengthen the base (solid solution strengthening). In addition, it forms thermally stable hard carbides with alloying elements such as chromium (Cr) and niobium (Nb), which are dispersed in the austenite base, increasing high-temperature strength. In order to effectively exhibit this effect, it is necessary to contain 0.30% or more of C. On the other hand, if C is excessive, the amount of carbide precipitated will be excessive, which will not only cause embrittlement and decrease in ductility, but also cause deterioration in machinability, so it needs to be 0.50% or less. Therefore, the range of C content is set to 0.30 to 0.50%. The lower limit of the C content is preferably 0.35%, more preferably 0.37%. Further, the upper limit of the C content is preferably 0.45%, more preferably 0.44%.
  • Si (silicon): 0.50-2.0%
  • Si is an element that improves oxidation resistance and, as a result, also improves thermal fatigue life, so it must be contained at 0.50% or more. However, if it is contained excessively, the austenite structure becomes unstable and the castability deteriorates, so the upper limit is set at 2.0%. Therefore, the range of Si content is set to 0.50 to 2.0%.
  • the lower limit of the Si content is preferably 0.80%, more preferably 0.90%, and most preferably 1.0%.
  • the upper limit of the Si content is preferably 1.5%, more preferably 1.2%, and most preferably 1.1%.
  • S sulfur: 0.10-0.40% S combines with Mn and Cr to form MnS (sulfide) and (Mn, Cr)S (composite sulfide), which are dispersed in the austenite matrix.
  • MnS and (Mn, Cr)S can be collectively referred to as manganese sulfide. Since manganese sulfide has a lubricating effect, it contributes to improving the machinability of heat-resistant cast steel. In order to obtain this effect, the S content is set to 0.10% or more.
  • the range of S content is set to 0.10 to 0.40%.
  • the lower limit of the S content is preferably 0.12%, more preferably 0.15%, and most preferably 0.16%.
  • the upper limit of the S content is preferably 0.37%, more preferably 0.34%.
  • Cr stabilizes the austenite structure by forming a solid solution in the base, and also increases high-temperature strength by combining with C to form a thermally stable hard carbide (Cr carbide) and dispersing it in the austenite base.
  • Cr combines with oxygen in the atmosphere to form a strong oxide on the surface of the casting (passive film), improving oxidation resistance at high temperatures.
  • the Cr content needs to be 16.0% or more.
  • the amount of Cr carbides dispersed in the austenite base becomes excessive, which promotes crack propagation and even deteriorates the thermal fatigue properties of the heat-resistant cast steel.
  • Al forms slag and slag containing Al 2 O 3 (alumina) during the melting process, which causes casting defects when mixed as inclusions during casting, and also combines with N (nitrogen) in the atmosphere.
  • W and Mo not only reduce the ductility of heat-resistant cast steel by forming carbides with C, but also dissolve into the austenite base and reduce the amount of Cr dissolved in the base, thereby preventing the base from oxidation. It also reduces thermal fatigue properties by promoting the crystallization of Cr carbides. Therefore, W and Mo are each preferably at most 0.60%, and more preferably in total at most 0.60%.
  • the area ratio of niobium carbide 15 in any cross section is preferably 0.5 to 11.0%. If it is less than 0.5%, a sufficient effect of suppressing shrinkage cracking cannot be obtained. Moreover, if it exceeds 11.0%, high temperature strength and thermal fatigue properties will decrease, and machinability will also decrease.
  • the lower limit of the area ratio of niobium carbide 15 is more preferably 1.0%, still more preferably 1.8%, even more preferably 3.5%, and most preferably 5.0%.
  • the upper limit of the area ratio of niobium carbide 15 is more preferably 10.0%.
  • manganese sulfide particles 17 are precipitated in the microstructure of the austenitic heat-resistant cast steel of the present invention.
  • relatively large manganese sulfide particles 17 with an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more improve machinability, but extremely fine manganese sulfide particles 71 with an equivalent circle diameter of less than 1 ⁇ m do not improve machinability. Does not contribute.
  • Manganese sulfide particles 71 with an equivalent circle diameter of less than 1 ⁇ m often exist in the eutectic phase 16.
  • equivalent circle diameter means the diameter of a circle having an area equal to the area of each particle.
  • exhaust system components of the present invention are made of the above-mentioned austenitic heat-resistant cast steel.
  • Preferred examples of exhaust system components are an exhaust manifold, a turbine housing, an exhaust manifold integrated with a turbine housing, a catalyst case, an exhaust manifold integrated with a catalyst case, and an exhaust outlet, and a thin-walled and complex-shaped exhaust manifold is particularly preferred.
  • Figure 1 shows an example of an exhaust manifold.
  • the exhaust manifold 1 includes a plurality of port portions 2, a flange portion 3 connected to each port portion 2, a gathering portion 4 of the port portions 2, and a flange portion 5 connected to the gathering portion 4.
  • the NC lathe used was model TAC-510 ⁇ 1000 manufactured by TAKISAWA Co., Ltd., and the tool was an insert (KCM25B VBMT160404LF manufactured by Kennametal) with a CVD coating of TiCN-Al 2 O 3 -TiOCN with a multilayer structure on a carbide base material. or VBMT331LF).
  • Cutting was carried out under wet conditions using an emulsion coolant (Castrol Superedge 6754, manufactured by Castrol Industrial North America) diluted to a concentration of 10 to 12%, at a tool peripheral speed of 128 m/min, a feed rate of 0.12 mm/tooth, and a feed rate of 0.3 mm/tooth. The depth of cut was mm.
  • the cast product 20 includes a micro-shrinkage cavity evaluation test piece section 21 which is filled with poured molten metal last, a weir section 22 connected to the upstream side of the micro-shrinkage cavity evaluation test section section 21, and a weir section 22 connected to the upstream side of the micro-shrinkage cavity evaluation test section section 21. It includes a feeder section 23 connected to the side, a runner section 24 connected to the upstream side of the riser section 23, and a sprue section (not shown) connected to the upstream side of the runner section 24.
  • the tool life of Examples 1 to 7 is 47 to 138 minutes, which is 1.8 to 5.3 times that of Comparative Example 1, and the tool life of Comparative Example 2 (International Publication No. 2016/ It had a composition close to that disclosed in No. 052750.), which had a composition similar to that disclosed in No. 052750.
  • the time in Example 6 was 138 minutes, which was 2.3 times that in Comparative Example 2.
  • a raw material weighing 4000 kg containing a predetermined amount of ferroalloy containing steel scrap, return scrap, and constituent elements was melted in the atmosphere using a high-frequency induction melting furnace (basic lining) with a melting capacity of 4800 kg/charge. Thereafter, the molten metal was tapped at 1700 to 1750°C and poured into a mold having a cavity shaped like the exhaust manifold shown in Figure 1 at a temperature of 1590 to 1640°C to obtain the cast part shown in Figure 1. Other manufacturing conditions are the same as in Example 1.
  • Table 5 shows the composition of this cast part.
  • the composition analysis method was the same as in Example 1.
  • the austenitic heat-resistant cast steel of the present invention is particularly suitable for exhaust manifolds for internal combustion engines, but also for other exhaust system members, such as turbine housings, turbine housing integrated exhaust manifolds in which the turbine housing and exhaust manifold are integrally cast, and catalysts. It can also be used for a case, a catalyst case integrated exhaust manifold in which the catalyst case and the exhaust manifold are integrally cast, or an exhaust outlet. Furthermore, the present invention is not limited to these, and can also be used for exhaust system members that are joined to sheet metal or pipe-shaped members made of other materials. Of course, the use of the austenitic heat-resistant cast steel of the present invention is not limited to these exhaust system members.

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Abstract

質量基準で、C：0.30～0.50％、Si：0.50～2.0％、Mn：0.50～2.0％、S：0.10～0.40％、Cr：16.0～21.0％Ni：6.0～12.0％、Nb：0.5～2.0％、及びCu：0.80％以下を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなることを特徴であるオーステナイト系耐熱鋳鋼。

Description

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
　本発明は、優れた耐引け割れ性、耐冷間割れ性及び切削加工性を有するとともに、良好な熱疲労特性を有し、かつ高価な合金元素の含有量が抑制さ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。
　自動車のエンジンに代表される内燃機関に用いる排気系部品、特に図1に例示するエキゾーストマニホルドは、薄肉で形状が複雑であることから形状設計自由度の高い鋳物で製造される。自動車の運転時には高温の排気ガスに曝されるため、排気系部品には高温域での優れた耐熱性や耐久性を有する必要がある。従ってその構成材料としてオーステナイト系の耐熱鋳鋼が主に用いられている。オーステナイト系の耐熱鋳鋼の組成として種々のものが提案されている。
　例えば、国際公開第2009/104792号は、質量基準で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)～(4)：
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含有量（質量％）を示す。）を満足するオーステナイト系耐熱鋳鋼を提案している。
　また国際公開第2016/052750号は、質量基準でC：0.3～0.6％、Si：0.5～3％、Mn：0.5～2％、Cr：15～30％、Ni：6～30％、Nb：0.6～5％、N：0.01～0.5％、及びS：0.01～0.5％を含有し、CとNの含有量比C/Nが4～7であり、残部Fe及び不可避的不純物からなり、かつ下記式(1) 及び(2)：
　　A＝8.5C－Nb＋0.05Cr＋0.65Ni－5・・・(1) 
　　B＝7.8Nb・・・(2) 
［ただし、各式中の元素記号はその含有量（質量％）を示す。］により表されるCr炭化物生成指数AとNb炭化物生成指数Bとの比率A/Bが0.6～1.7であることを特徴とする熱疲労特性に優れたオーステナイト系耐熱鋳鋼を提案している。
　国際公開第2009/104792号及び国際公開第2016/052750号に開示のオーステナイト系耐熱鋳鋼は1000℃付近又はそれ以上の温度での熱疲労寿命に優れているが、高価な合金元素を多く含有するためにコストパーフォーマンスが悪い。また室温での延性が低いために、薄肉のエキゾーストマニホルドでは鋳造後の冷却中に割れ（冷間割れ）が生じることがあり、製品合格率が低下するおそれがある。
　特開2011-219801号は、鉄（Fe）をベースとしたオーステナイト系耐熱鋳鋼であって、全体を100質量％（以下、単に「％」と表示する。）としたときに、炭素（C）：0.4～0.8％、ケイ素（Si）：3.0％以下、マンガン（Mn）：0.5～2.0％、リン（P）：0.05％以下、硫黄（S）：0.03～0.2％、クロム（Cr）：18～23％、ニッケル（Ni）：3.0～8.0％、窒素（N）：0.05～0.4％を含有すると共に、炭素（C）に対するクロム（Cr）の割合が、22.5≦Cr/C≦57.5の範囲であることを特徴であるオーステナイト系耐熱鋳鋼を提案している。しかし、このオーステナイト系耐熱鋳鋼は、エキゾーストマニホルドに鋳造成形した際に、微小な引け巣を起因である割れ（以下、引け割れともいう。）が生じやすい懸念があり、製品合格率の低下をきたす虞がある。
　また、JIS G 5122に規定されたオーステナイト系耐熱鋼の一種であるSCH12は、引け割れが生じやすいだけではなく、上記の各文献に開示の材料に比べて切削加工性に難があるため、製造において切削加工が必要なエキゾーストマニホルドには適さない。
　従って、本発明の目的は、高価な合金元素の含有量が少なく、また鋳造時における引け割れや鋳造後の冷間割れが生じにくく、鋳造後の切削加工性が良好であり、かつ800℃付近での所定の熱疲労特性を有する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、特にエキゾーストマニホルドを提供することである。
　すなわち、本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼は、質量基準で
C：0.30～0.50％、
Si：0.50～2.0％、
Mn：0.50～2.0％、
S：0.10～0.40％、
Cr：16.0～21.0％
Ni：6.0～12.0％、
Nb：0.5～2.0％、及び
Cu：0.80％以下を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなることを特徴である。
　本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼において、質量基準でS含有量が0.15～0.37％であり、Nb含有量が0.9～1.6％であるのが好ましい。これにより、鋳造時の引け割れ及び鋳造後の冷間割れがより抑制されるだけでなく、切削加工性及び熱疲労特性のバランスもより良好となる。
　本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼において、任意の断面における円相当径が1μm以上のマンガン硫化物の数は1 mm2当たり350～2550個であるのが好ましい。これにより、耐酸化性を確保しつつ切削加工性がより良好となる。
　本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼において、任意の断面におけるニオブ炭化物の面積率は0.5～11.0％であるのが好ましい。これにより、引け割れの発生が抑制され、かつ高温強度及び熱疲労特性が良好な耐熱鋳鋼とすることができる。
　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である。
　上記排気系部品はエキゾーストマニホルドであるのが好ましい。
　本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼は、鋳造時の引け割れや鋳造後の冷間割れが生じにくく、鋳造後の加工性も良好で、800℃付近で良好な熱疲労特性を有し、かつ高価な合金元素の含有量が抑制されているので低コスト化が達成されている。このようなオーステナイト系耐熱鋳鋼は内燃機関の排気系部品、特にエキゾーストマニホルドに好適である。
排気系部品の一例であるエキゾーストマニホルド概略的に示す正面図である。 微小引け巣評価試験片を採取する鋳造品を概略的に示す平面図である。 微小引け巣評価試験片を採取する鋳造品を概略的に示す側面図である。 ミクロ組織観察用試験片を採取する段付き鋳造品を概略的に示す平面図である。 ミクロ組織観察用試験片を採取する段付き鋳造品を概略的に示す側面図である。 実施例4のオーステナイト系耐熱鋳鋼のミクロ組織を示す写真である。 図4A中の領域Aを拡大した写真である。
[1] オーステナイト系耐熱鋳鋼
(A) 組成
　以下に記載する各元素の含有量は特に断らない限り質量基準で示す。
(1) C（炭素）：0.30～0.50％
　Cは溶湯の流動性を良くして鋳造性を高めるとともに、凝固後はオーステナイト基地に固溶して基地を強化する（固溶強化）。また合わせて含有するCr（クロム）やNb（ニオブ）等の合金元素と熱的に安定した硬い炭化物を形成し、オーステナイト基地に分散することにより高温強度を高める。このような作用を有効に発揮するために、Cを0.30％以上含有する必要がある。一方、Cが過剰であると炭化物の析出量も過剰となるため、脆化して延性が低下するだけでなく、切削加工性の劣化をきたすので、0.50％以下である必要がある。従って、C含有量の範囲を0.30～0.50％とする。C含有量の下限は好ましくは0.35％であり、より好ましくは0.37％である。また、C含有量の上限は好ましくは0.45％であり、より好ましくは0.44％である。
(2) Si（ケイ素）：0.50～2.0％
　Siは耐酸化性を向上させ、その結果熱疲労寿命も向上させる元素であるので、0.50％以上含有する必要がある。しかし、過剰に含有するとオーステナイト組織が不安定になり、鋳造性の劣化も招くため、2.0％を上限とする。従って、Si含有量の範囲を0.50～2.0％とする。Si含有量の下限は好ましくは0.80％であり、より好ましくは0.90％であり、最も好ましくは1.0％である。また、Si含有量の上限は好ましくは1.5％であり、より好ましくは1.2％であり、最も好ましくは1.1％である。
(3) Mn（マンガン）：0.50～2.0％
　Mnはオーステナイト組織を安定化する元素であるだけでなく、S（硫黄）と硫化物（MnS）を形成して、オーステナイト基地に快削粒子として分散するため切削加工性の向上に寄与する。この効果を得るためにMnを0.50％以上とする必要があるが、2.0％を超えると耐酸化性が劣化する。従って、Mn含有量の範囲を0.50～2.0％とする。Mn含有量の下限は好ましくは0.80％であり、より好ましくは0.90％である。また、Mn含有量の上限は好ましくは1.5％であり、より好ましくは1.2％であり、最も好ましくは1.1％である。
(4) S（硫黄）：0.10～0.40％
　SはMnやCrと結合してMnS（硫化物）や(Mn, Cr)S（複合硫化物）を形成し、オーステナイト基地に分散する。MnS及び(Mn, Cr)Sは総称してマンガン硫化物ということができる。マンガン硫化物は潤滑作用を有するため、耐熱鋳鋼の切削加工性の向上に寄与する。この効果を得るために、S含有量を0.10％以上とする。しかし、Sが0.40％を超えると高温強度及び延性が低下する傾向が大きくなり、またマンガン硫化物の過剰な生成により熱疲労特性が低下する傾向も大きくなる。従って、S含有量の範囲を0.10～0.40％とする。S含有量の下限は好ましくは0.12％であり、より好ましくは0.15％であり、最も好ましくは0.16％である。また、S含有量の上限は好ましくは0.37％であり、より好ましくは0.34％である。
(5) Cr（クロム）：16.0～21.0％
　Crは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、Cと結合して熱的に安定な硬い炭化物（Cr炭化物）を形成してオーステナイト基地中に分散することにより高温強度を高める。また、Crは大気中の酸素と結合して強固な酸化物を鋳物表面に形成（不働態被膜）し、高温における耐酸化性を高める。このような効果を得るために、Cr含有量を16.0％以上とする必要がある。しかし、Cr含有量が21.0％を超えるとオーステナイト基地に分散するCr炭化物の量が過剰となり、亀裂の伝播を助長し、耐熱鋳鋼の熱疲労特性をかえって低下させる。従って、Cr含有量の範囲を16.0～21.0％とする。Cr含有量の下限は好ましくは16.3％であり、より好ましくは16.6％であり、最も好ましくは17.0％である。また、Cr含有量の上限は好ましくは20.0％であり、より好ましくは19.0％であり、最も好ましくは18.7％である。
(6) Ni（ニッケル）：6.0～12.0％
　NiはCr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、耐熱鋳鋼の高温強度及び耐酸化性を高める。また、Niはエキゾーストマニホルドのような薄肉で複雑形状の排気系部品の鋳造成形性を高める。このような優れた効果を得るために、Ni含有量を6.0％以上とする。一方、Ni含有量が増加するとオーステナイト基地中へのNiの固溶量が増加するが、Cの固溶限が低下してCr炭化物の形成が助長されるので、耐熱鋳鋼の熱疲労特性を低下させる傾向が強くなる。このため、高価なNiの使用を抑制する観点でも、Ni含有量の上限は所望の熱疲労特性を確保できる程度に抑えるのが好ましい。800℃付近での必要な熱疲労強度を確保するためのNi含有量の上限は12.0％で十分である。従って、Ni含有量の範囲を6.0～12.0％とする。Ni含有量の下限は好ましくは6.2％であり、より好ましくは6.3％であり、最も好ましくは6.5％である。また、Ni含有量の上限は好ましくは10.0％であり、より好ましくは9.0％であり、最も好ましくは8.6％である。
(7) Nb（ニオブ）：0.5～2.0％
　NbはCrに優先してCと結合し、微細なNb炭化物（ニオブ炭化物）を形成する。これにより過剰なCr炭化物の形成が抑制されるので、耐熱鋳鋼の高温強度と熱疲労特性の向上に間接的に寄与する。またNb炭化物はオーステナイトとの共晶炭化物であり、鋳造後の鋳物が凝固を完了する直前まで融液として存在できるため、微小な引け巣を生じにくくする。そのため、Nbは、特にエキゾーストマニホルドのような薄肉で複雑形状の鋳物を製造する際に生じやすい引け巣が起因となる引け割れの発生を抑制する。この効果を得るために、Nb含有量を0.5％以上とする。一方、Nbを過剰に含有させるとNb炭化物が過剰となって、耐熱鋳鋼の高温強度と熱疲労特性をかえって低下させる。このため、Nb含有量の上限を2.0％とする。従って、Nb含有量の範囲は0.5～2.0％である。Nb含有量の下限は好ましくは0.9％であり、より好ましくは1.4％である。また、Nb含有量の上限は好ましくは1.8％であり、より好ましくは1.6％であり、最も好ましくは1.5％である。
(8) Cu（銅）：0.80％以下
　Cuは微量の含有であれば耐熱鋳鋼の延性の改善に寄与するので、鋳造後の冷間割れの抑制を期待できる。このため、本発明の耐熱鋳鋼はCuを含有する。しかし、Cu含有量が0.80％を超えると耐熱鋳鋼の延性が低下するので、Cu含有量の上限を0.80％とする。Cuの含有量の上限は好ましくは0.50％であり、より好ましくは0.25％であり、最も好ましくは0.20％である。一方、Cuの含有量の下限は特に制限されないが（ただし0％は含まない。）、0.05％としてよく、0.10％としてもよい。
(9) 不可避的不純物
　本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼には、原材料及び／又は副資材（脱酸剤等）に由来する不純物が不可避的に混入する。このような不可避的不純物として、P（リン）、Al（アルミニウム）、W（タングステン）、Mo（モリブデン）等が挙げられるが、これらの不可避的不純物の含有量は可能な限り抑制するのが好ましい。例えば、Pは耐熱鋳鋼の靭性を著しく低下させるので、0.06％以下であるのが好ましい。Alは溶解工程でAl2O3（アルミナ）を含むスラグやノロを形成し、鋳造の際に介在物として混入することにより鋳造欠陥の原因となったり、また大気中のN（窒素）と結合して硬くて脆いAlN（窒化アルミニウム）を生成して混入することにより製品の延性及び切削加工性を低下させたりする。このため、Alは0.05％以下であるのが好ましい。また、W及びMoはいずれもCと炭化物を生成して耐熱鋳鋼の延性を低下させるだけでなく、オーステナイト基地に固溶してCrの基地への固溶量を減少させることで基地の耐酸化性を低下させ、さらにCr炭化物の晶出を促進することで熱疲労特性を低下させる。従って、W及びMoはそれぞれ0.60％以下であるのが好ましく、合計で0.60％以下であるのがより好ましい。
(B) ミクロ組織
　図4Aは本発明の一例である実施例4のオーステナイト系耐熱鋳鋼の切断面のミクロ組織を示す写真であり、図4Bは図4A中の領域Aの拡大写真である。図4Aに示すように、本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼の組織は主に、灰色を呈するオーステナイト相（基地）14、白色を呈するニオブ炭化物15、ニオブ炭化物15とオーステナイト相14との共晶相16、及び濃灰色を呈するマンガン硫化物17により構成されている。共晶相16はデンドライト状のオーステナイト相14の隙間を埋めるように網目状に分布している。
　図4Bでは、明瞭化のためにオーステナイト相14と共晶相16との境界を2点鎖線で示す。共晶相16は、前述したように凝固の最終段階まで融液として存在していたものであり、先に凝固が完了したデンドライト状オーステナイト相14の細かい隙間を埋めて、微小な引け巣が生じにくくしている。
　本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼において、任意の断面におけるニオブ炭化物15の面積率は0.5～11.0％であるのが好ましい。0.5％未満であると引け割れの抑制効果が十分に得られない。また11.0％を超えると高温強度と熱疲労特性が低下し、切削加工性も低下する。ニオブ炭化物15の面積率の下限はより好ましくは1.0％であり、さらに好ましくは1.8％であり、さらにより好ましくは3.5％であり、最も好ましくは5.0％である。一方、ニオブ炭化物15の面積率の上限はより好ましくは10.0％である。
　図4Bを参照すると、本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼のミクロ組織には多くのマンガン硫化物粒子17が析出しているのが分かる。このうち円相当径が1μm以上と比較的大きいマンガン硫化物粒子17は切削加工性を良好にするが、円相当径が1μm未満の極めて微細なマンガン硫化物粒子71は切削加工性の向上には寄与しない。円相当径が1μm未満のマンガン硫化物粒子71は共晶相16に存在することが多い。なお、「円相当径」とは、各粒子の面積に等しい面積を有する円の直径を意味する。
　切削加工性を良好にするために円相当径が1μm以上のマンガン硫化物粒子17の数は多い方が良いが、多すぎるとオーステナイト系耐熱鋳鋼の耐酸化性は低下する。従って、任意の断面における円相当径が1μm以上のマンガン硫化物粒子17の1 mm2当たりの数は350～2550個であるのが好ましい。上記マンガン硫化物粒子17の1 mm2当たりの数の下限はより好ましくは600個であり、また上限はより好ましくは1600個であり、最も好ましくは1450個である。
[2] 排気系部品
　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。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、特に薄肉で複雑形状のストマニホルドが好ましい。
　図1はエキゾーストマニホルドの一例を示す。エキゾーストマニホルド1は、複数のポート部2と、各ポート部2に連結したフランジ部3と、ポート部2の集合部4と、集合部4に連結したフランジ部5とを有する。
　本発明を以下の実施例により詳細に説明するが、本発明はそれらに限定されるものではない。
実施例1～7、及び比較例1及び2
　鋼屑、戻り屑、及び構成元素を所定量含有するフェロアロイを所定量配合した80 kgの原料を、溶解能力100 kg/チャージの高周波誘導溶解炉（塩基性ライニング）を用いて大気中で溶解した後、1650～1700℃で出湯し、1590～1610℃の温度で鋳型に注湯し、実施例1～7、及び比較例1及び2の各組成分析用供試材を得た。C（炭素）及びS（硫黄）の分析に対しては炭素硫黄同時分析装置（LECO社のCS-444）を用い、N（窒素）の分析に対しては酸素窒素同時分析装置（LECO社のTC-436）を用い、その他の元素の分析に対しては固体発光分光分析装置（株式会社島津製作所のPDA-8000）を用いた。結果を表1に示す。
　さらに、熱疲労寿命試験用の1インチYブロック（JIS G 5502に記載されている）、図2A及び図2Bに示す微小引け巣評価用の試験片21、図3A及び図3Bに示すミクロ組織観察用の段付き鋳造品30、及び外径100 mm、内径60 mm及び長さ60 mmの工具寿命試験用の円筒状試験片（図示せず）を作製するために、各試験片用鋳型に実施例1～7、及び比較例1及び2の溶湯を上記と同じ条件で注湯した。
　用いたいずれの鋳型もCO2硬化アルカリフェノール鋳型であり、骨材としての珪砂（日光珪砂α6号）にレジン（花王クエーカー（株）製、カオーステップC-840）を3質量％添加して作製したものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
  注：(1) Fe及び不可避的不純物。
 
(1) 熱疲労特性の評価（熱疲労寿命試験）
　熱疲労特性を評価するために、下記の熱疲労寿命試験TMF（Thermal Fatigue Test）を行った。各1インチYブロックから標点間距離25 mm及び直径10 mmの平滑丸棒試験片を切り出し、この試験片を電気－油圧サーボ式材料試験機（株式会社島津製作所製の「サーボパルサーEHF-ED10TF-20L」）に拘束率1.0で取り付けた。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800℃及び温度振幅650℃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、加熱冷却に伴う伸縮を機械的に拘束した状態で熱疲労を起こさせた。
　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ηで表す。例えば、η＝1.0とは自由熱膨張伸びを全く許さない機械的拘束条件を言い、η＝0.5とは機械的拘束のない自由熱膨張伸びが例えば2 mmであるところを、1 mmの伸びしか許さない機械的拘束条件をいう。実施例1～7、及び比較例1及び2では、昇温中及び降温中のいずれにおいても試験片の伸びを許さない完全拘束の状態（η＝1.0）で熱疲労寿命試験を行った。
　上記機械的拘束条件下でTMFによる加熱冷却サイクルを繰り返すと、熱疲労により試験片にかかる引張荷重は低下する。そこで、TMFによる加熱冷却サイクルに伴う荷重の変化を記録した加熱冷却サイクル数－引張荷重線図において、2サイクル目の最大引張荷重（冷却過程の下限温度での引張荷重に相当する。）を基準（100％）としたときに、その後の各サイクルにおいて測定される最大引張荷重がこの基準（2サイクル目の最大引張荷重）の75％に低下するまでの加熱冷却サイクルの数を、熱疲労寿命と定義した。
(2) 切削加工性の評価（工具寿命試験）
　被削性の評価は、切削性の試験に広く利用されている工具寿命試験により行った。すなわち、NC旋盤に取り付けた外径100 mm、内径60 mm及び長さ60 mmの円筒状試験片（図示せず）を切削する過程において、工具先端の逃げ面の摩耗量が0.2 mmに到達するまでの時間を工具寿命とし、試験片の切削加工性を工具寿命により評価した。用いたNC旋盤は株式会社TAKISAWA製の型式TAC-510×1000であり、また工具は超硬母材に多層構造のTiCN-Al2O3-TiOCNをCVDコーティングしたインサート（Kennametal社製のKCM25B VBMT160404LF又はVBMT331LF）であった。切削は、エマルジョン系クーラント（Castrol Industrial North America社製のCastrol Superedge 6754）を濃度10～12％に希釈したウェット条件下で、128 m/分の工具周速、0.12 mm/刃の送り、及び0.3 mmの切込み量で行った。
(3) 耐引け割れ性の評価（微小引け巣の体積率の測定）
　微小引け巣が引け割れの原因となることに着目し、図2に示す微小引け巣評価試験片21の断面をエックス線で撮像し、得られた画像を解析して求めた微小引け巣の体積率により、耐引け割れ性を評価した。
　図2A及び図2Bは微小引け巣評価試験片21を採取するための鋳造品20を示す。鋳造品20は、注湯された溶湯が最後に充填される微小引け巣評価試験片部21と、微小引け巣評価試験片部21の上流側に接続する堰部22と、堰部22の上流側に接続する押湯部23と、押湯部23の上流側に接続する湯道部24と、湯道部24の上流側に接続する湯口部（図示せず）とを具備する。微小引け巣評価試験片部21は、面方向には幅40 mm及び長さ100 mmのほぼ平板状であり、かつ厚さ方向には先端部の厚さが13.2 mmで、後端部の厚さが20 mmのテーパ状をなしている。堰部22は幅40 mm及び厚さ12 mmである。押湯部23は直径50 mmで、66 mmの高さの直径が約38.5 mmまで縮小するほぼ円錐台形状であり、底面は下方へ約20 mmだけ球面状に張り出している。湯道部24は幅40 mm及び厚さ13 mmである。
　鋳造品20製造用の砂鋳型に1インチYブロックと同じ組成の溶湯を注湯し、室温まで冷却後に型ばらしをした。得られた鋳造品20から微小引け巣評価試験片21を切り出し、ショットブラスト処理を施した。
　微小引け巣評価試験片21の断面をCT装置（株式会社ニコン製のXTH 450）により管電圧450 kVで撮像し、3次元ビュワ（Volume Graphics社製のmyVGL）を用いて、微小引け巣評価試験片21の厚さ方向の中心部で幅約1.4 mmの範囲のCT断層画像を厚さ方向0.1 mmのピッチで得た。各CT断層画像を、画像処理ソフト（イノテック社製のQuick Grain Padplus）を用いて微小引け巣（暗色部）とそれ以外の部分（明色部）とに二値化し、ピッチ（0.1 mm）当たりの微小引け巣（暗色部分）の面積を求め、それを測定範囲にわたって積分することにより微小引け巣の体積（単位：mm3）を求めた。微小引け巣の体積を微小引け巣評価試験片21の測定した体積（75000 mm3）で除すことにより、微小引け巣の体積率を求めた。
　表2に実施例1～7及び比較例1及び2の熱疲労寿命、工具寿命及び微小引け巣の体積率を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
   
　実施例1～7の熱疲労寿命（TMF）は120～255回であり、800℃においてエキゾーストマニホルドに要求される水準を満たすことがわかった。特に220回の実施例1及び255回の実施例5は195回の比較例2より優れた熱疲労寿命を示し、また実施例5はJIS 合金のSCH12に相当する比較例1の1.1倍の熱疲労寿命を示した。
　実施例1～7の工具寿命は47～138分と比較例1の1.8～5.3倍であり、またCr及びNiの含有量が多いために比較的長寿命の比較例2（国際公開第2016/052750号に開示する組成に近い組成を有する。）の61分とほぼ同等又はそれ以上であった。特に実施例6は138分と比較例2の2.3倍であった。
　実施例1～7の微小引け巣の体積率は8.27×10-6～740×10-6といずれも比較例1より小さかった。また、Cr及びNiの含有量が多いために微小引け巣の体積率が比較的低い比較例2と比べても、実施例1、4及び5はさらに低い微小引け巣の体積率を示し、実施例2、3、6及び7は劣っていたもののいずれもエキゾーストマニホルドに使用可能な耐引け割れ性を示す水準であった。
　以上の比較から、(a) 実施例1～7は比較例1に比べて切削加工性（工具寿命）及び耐引け割れ性（微小引け巣の体積率により表される）に優れており、かつ(b) 実施例1～7の約1.5～2.0倍のNi及び約1.3～1.5倍のCrを含有するために高価な比較例2に対して、実施例1～7は高価なNi及びCrの含有量が少ないにも関わらず、同等以上の性能を示すことが分かった。
　従って、本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼は、熱疲労寿命がエキゾーストマニホルドに使用する材料として要求される水準を満たし、工具寿命が比較的長いことから切削加工性が良好であり、かつ微小引け巣の体積率が小さいことから引け割れの原因となる微小引け巣が生じにくく、排気系部品、特にエキゾーストマニホルドに使用するのにバランスの取れた材料であるだけでなく、高価な合金元素の含有量も少ないために経済的に優れていると言える。
(4) ミクロ組織の観察
　図3A及び図3Bに示す段付き鋳造品30の肉厚10 mmの部分31から切り出した試料を切断面が観察面となるように樹脂埋めし、鏡面研磨した後ミクロ組織観察用試料を得た。組織観察用試料に対して電子プローブマイクロアナライザEPMA（Electron-probe microanalyzer、株式会社島津製作所製EPMA-1720）により組織観察、及びC、Si、Mn、S、Cr、Ni及びNbの元素マッピングを行った。加速電圧15 kV、ビーム電流100 mA、ピクセル数640×480点、各ピクセルの積分時間20 ms/点の条件で、200倍に拡大した任意の5視野を最小ビーム径で組織観察した。図4A及び図4Bは実施例4の反射電子像（COMPO）である。
(a) マンガン硫化物粒子の同定及びその数の測定
　Sはマンガン硫化物粒子の全域に高濃度で分布しているので、EMPAで200倍で観察したミクロ組織におけるSのマップにより、マンガン硫化物（MnS及び（Mn, Cr）S）を同定し、マンガン硫化物のみが着色され、それ以外の領域が黒色のマッピング画像を得た。マンガン硫化物に相当する着色部分は、明度に応じて1500～100段階の階調であった。マッピング画像を、画像処理ソフト（イノテック社製のQuick Grain Padplus）を用いて、105以上の明度の部分（明るい部分）と104以下の明度の部分（暗い部分）とに2値化し、明るい部分を黒色に、かつ暗い部分を白色に色反転した画像を得た。黒色部分（マンガン硫化物に相当）の数と各黒色部分の円相当径を測定し、1 mm2当たりの円相当径が1μm以上の黒色部分の数を求めた。
(b) ニオブ炭化物の面積率の測定
　EPMAで200倍で観察観察したミクロ組織にNbのマップを重ね合わせ、EPMAの面積率測定機能を用いて観察視野におけるNbの占有面積率を測定した。Nbのほぼ全量がNbCとして存在するので、Nbの面積率はNbCの面積率に等しいと見做した。
　実施例1～7のマンガン硫化物粒子の数及びニオブ炭化物の面積率をそれぞれ表3及び表4に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
 注：(1) 円相当径が1μm以上のマンガン硫化物粒子の単位面積（1 mm2）当たりの数。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表3-1から明らかなように、実施例1～7で観察された1 mm2当たりのマンガン硫化物粒子の数は419～2525個の範囲にあり、平均472～1537個であった。また、表3-2から明らかなように、実施例1~7で観察されたマンガン硫化物粒子の円相当径の最大値は14.0~17.7μmの範囲であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表4から明らかなように、実施例1～7で観察されたニオブ炭化物の面積率は1.0～10.0％の範囲にあり、平均1.4～9.2％であった。
実施例8
　本実施例は、本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼を図1に示すエキゾーストマニホルド（鋳造部品）1に使用した例である。なお、図1における破線は鋳造部品の鋳造部品の内側を示すもので、外観では視認されない。
　鋼屑、戻り屑及び構成元素を所定量含有するフェロアロイを所定量配合した重量4000 kgの原料を、溶解能力4800 kg/チャージの高周波誘導溶解炉（塩基性ライニング）を用いて大気中で溶解した後、1700～1750℃で出湯し、1590～1640℃の温度で図1に示すエキゾーストマニホルドの形状のキャビティを有する鋳型に注湯し、図1に示す鋳造部品を得た。その他の製造条件については、実施例1と同じである。この鋳造部品の組成を表5に示す。組成の分析方法は実施例1と同じである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
  注：(1) Fe及び不可避的不純物。
　実施例8で製造された鋳造部品には、特に薄肉部位に発生しやすい冷間割れ、及び鋳造時に生じやすい引け割れが観察されなかった。
　本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼は、特に内燃機関用のエキゾーストマニホルドに好適であるが、その他の排気系部材、例えば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等にも使用可能である。またこれらに限定されず、他の材料で構成された板金製又はパイプ状の部材と接合されて使用される排気系部材にも使用可能である。勿論、本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼の利用はこれらの排気系部材のみに限定されるものでもない。
　 1　　エキゾーストマニホルド
　20　　微小引け巣評価試験片を採取する鋳造品
　21　　微小引け巣評価試験片
　22　　堰部
　23　　押湯部
　24　　湯道部
　30　　段付き鋳造品
　31　　肉厚10 mmの部分
　14　　オーステナイト相
　15　　ニオブ炭化物
　16　　共晶相
　17　　マンガン硫化物粒子
　71　　微細なマンガン硫化物粒子

Claims (6)

  1. 質量基準で
    C：0.30～0.50％、
    Si：0.50～2.0％、
    Mn：0.50～2.0％、
    S：0.10～0.40％、
    Cr：16.0～21.0％
    Ni：6.0～12.0％、
    Nb：0.5～2.0％、及び
    Cu：0.80％以下を含有し、
    残部がFe及び不可避的不純物からなることを特徴である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、質量基準でS含有量が0.15～0.37％であり、Nb含有量が0.9～1.6％であることを特徴であ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、任意の断面における円相当径が1μm以上の硫化物の数が1 mm2当たり350～2550個であることを特徴であるオーステナイト系耐熱鋳鋼。
  4. 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、任意の断面におけるニオブ炭化物の面積率が0.5～11.0％であることを特徴であ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オーステナイト系耐熱鋳鋼からなることを特徴である排気系部品。
  6. 前記排気系部品がエキゾーストマニホルドであることを特徴である請求項5に記載の排気系部品。
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