(57)【要約】【課題】  耐酸性に優れ、望ましくは良好な被削性、鋳造性、溶接性を有するフェライト系ステンレス鋳鋼、これを用いて製造されて耐酸性に優れた鋳造部材を提供する。【解決手段】  Ｆｅに対する添加元素の含有バランスを最適化した上でＣｕおよびＳｉの各含有量と総含有量、加えてＮｂおよびＣの各含有量と含有バランスを最適化することで優れた耐酸性を得た本発明は、Ｃｒ：１６．０〜２７．０％、Ｃｕ：０．８〜３．５％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｏ：０．５〜１．５％、Ｎｂ：１．０〜２．５％、Ｃ：０．１０〜０．２５％、残部がＦｅ、および不可避的にＮｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｓ：０．１５％以下、Ｎ：０．１０％以下、Ｐ：０．１５％以下を含有し、かつ（Ｃｕ＋Ｓｉ）：２．０％を超えて含有するフェライト系ステンレス鋳鋼、これを用いて製造された排気ガス流路の切替バルブ用部材等の鋳造部材である。【選択図】  図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃｒ：１６．０〜２７．０％、Ｃｕ：０．８〜３．５％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｏ：０．５〜１．５％、Ｎｂ：１．０〜２．５％、Ｃ：０．１０〜０．２５％、残部がＦｅ、および不可避的にＮｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｓ：０．１５％以下、Ｎ：０．１０％以下、Ｐ：０．１５％以下を含有し、かつ（Ｃｕ＋Ｓｉ）：２．０％を超えて含有することを特徴とする耐酸性に優れたフェライト系ステンレス鋳鋼。
【請求項２】
質量％で、Ｃｒ：１８．０〜２１．０％、Ｃｕ：０．８〜２．２％、Ｓｉ：０．８〜１．５％、Ｎｂ：１．０〜２．０％、Ｃ：０．１０〜０．２０％で、かつ（Ｃｕ＋Ｓｉ）：２．９〜３．５％を含有することを特徴とする請求項１に記載の耐酸性に優れたフェライト系ステンレス鋳鋼。
【請求項３】
０．１２質量％を超えるＣを含有することを特徴とする請求項１または２に記載の耐酸性に優れたフェライト系ステンレス鋳鋼。
【請求項４】
質量％でＣ／Ｎｂ：０．０５〜０．１５を満足することを特徴とする請求項１乃至３に記載の耐酸性に優れたフェライト系ステンレス鋳鋼。
【請求項５】
質量％で、Ｃｒ：１６．０〜２７．０％、Ｃｕ：０．８〜３．５％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｏ：０．５〜１．５％、Ｎｂ：１．０〜２．５％、Ｃ：０．１０〜０．２５％、残部がＦｅ、および不可避的にＮｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｓ：０．１５％以下、Ｎ：０．１０％以下、Ｐ：０．１５％以下を含有し、かつ（Ｃｕ＋Ｓｉ）：２．０％を超えて含有するフェライト系ステンレス鋳鋼によってなることを特徴とする耐酸性に優れた鋳造部材。
【請求項６】
質量％で、Ｃｒ：１８．０〜２１．０％、Ｃｕ：０．８〜２．２％、Ｓｉ：０．８〜１．５％、Ｎｂ：１．０〜２．０％、Ｃ：０．１０〜０．２０％で、かつ（Ｃｕ＋Ｓｉ）：２．９〜３．５％を含有するフェライト系ステンレス鋳鋼によってなることを特徴とする請求項５に記載の耐酸性に優れた鋳造部材。
【請求項７】
０．１２質量％を超えるＣを含有するフェライト系ステンレス鋳鋼によってなることを特徴とする請求項５または６に記載の耐酸性に優れた鋳造部材。
【請求項８】
質量％でＣ／Ｎｂ：０．０５〜０．１５を満足することを特徴とする請求項５乃至７に記載の耐酸性に優れた鋳造部材。
【請求項９】
前記鋳造部材は、排気ガスの流路を切り替える切替バルブ用部材であることを特徴とする請求項５乃至８のいずれかに記載の耐酸性に優れた鋳造部材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、例えば航空機や自動車などのエンジンから排出される排気ガスに曝される排気ガス再循環系用部材であるガス配管、クーラー部品、切替バルブやその筐体などに適する、耐酸性に優れたフェライト系ステンレス鋳鋼に関する。および、前記フェライト系ステンレス鋳鋼を用いて製造される耐酸性に優れた鋳造部材に関する。
【背景技術】
【０００２】
例えば、航空機や自動車などにおいては、エンジンから排出される排気ガスの一部を吸気系に還流させることで燃焼温度を低く抑え、ＮＯｘ（窒素酸化物の総称）の生成を抑制するシステムが多く採用されている。このようなシステムは、いわゆる排気ガス再循環（Ｅｘｈａｕｓｔ  Ｇａｓ  Ｒｅｃｉｒｃｕｌａｔｉｏｎ）（以下、ＥＧＲという）システムである。
【０００３】
前記ＥＧＲにおいては、例えば上述したガス配管、クーラー部品、切替バルブやその筐体など、排気ガスに曝される排気ガス再循環系用部材（以下、ＥＧＲ部材という）が多く使用される。そして、これらＥＧＲ部材には、強酸性を呈する排気ガスによる腐食を防止するために優れた耐酸性が望まれている。
【０００４】
従来、耐酸性や耐食性を有する材料としては、ＪＩＳ−Ｇ４３０３に規定されるステンレス鋼を使用することが多い。ステンレス鋼は、一般に、組織の特徴などからオーステナイト系、フェライト系、オーステナイト・フェライトの２相系、マルテンサイト系、および析出硬化系に区分される。これらのなかでもオーステナイト系は、フェライト系などに比べ、耐酸性や耐食性が優れていることが知られている。
【０００５】
例えば、排気ガスの循環経路の切替機構を有するバルブの筐体（以下、ＥＧＲバルブという）には、排気ガスの腐食に耐え得る材料として、一般によく知られるオーステナイト系ステンレス鋼のひとつであるＳＵＳ３０４などが使用されている。なお、ＳＵＳ３０４は、鋳鋼の場合、一般にＳＣＳ１３と称されることが多い。
【０００６】
また、このような強酸性の排気ガスによる腐食の問題を解決するために、例えば特開２００３−１９３２０５号公報（特許文献１）では、耐硫酸腐食性に優れるとして、質量％で、Ｃ：０．５％以下、Ｓｉ：２％以下、Ｍｎ：３％以下、Ｓ：０．２％以下、Ｎｉ：８〜１８％、Ｃｒ：１２〜２５％、Ｍｏ：０〜４％、Ｗ：０〜２％で、かつ（Ｍｏ＋０．５Ｗ）：０〜４％、Ｃｕ：０．５〜６％で、かつ（Ｎｉ／Ｃｕ）：２％以上、Ｎｂ：０〜２．５％、残部：Ｆｅおよび不可避的不純物を含有する実質的にオーステナイト系ステンレス鋳鋼からなる排気ガス再循環系部品が提案されている。
【０００７】
また、例えば特開２００２−１２１６５３号公報（特許文献２）には、冷間加工性、耐食性、切削性、溶接性に優れるとして、質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．３０超〜１．００％、Ｍｎ：０．５０超〜１．００％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．００５〜０．０２０％、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１３．０〜２０．０％、Ｍｏ：０．５０超〜２．００％、Ａｌ：０．０２０％以下、Ｎ：０．０２０％以下、Ｎｂ：０．２０〜０．５０％、Ｏ：０．０１０％以下、Ｃ＋Ｎ：０．０１０％以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるフェライト系ステンレス鋼が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開２００３−１９３２０５号公報
【特許文献２】特開２００２−１２１６５３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
一般に、例えば上述したＥＧＲバルブでは、切替弁などの取り付けのために機械加工を施すことが多いため、できる限り被削性の良好なステンレス鋳鋼が望まれる。また、ニアネットシェイプ性に優れたロストワックス鋳造法などの精密鋳造法の適用が容易となるように、できる限り湯流れ性が良好であり、ヒケなどの鋳造欠陥を生じ難いことが望まれる。さらには、鋳造後の微小欠陥の手直し補修を考慮すれば、できる限り溶接性が良好であることが望まれる。
【００１０】
上述した特許文献１が提案するオーステナイト系ステンレス鋳鋼からなる排気ガス再循環系部品は、確かに極めて優れた耐硫酸腐食性を有している。また、オーステナイト系ほどではないにしてもオーステナイト・フェライトの２相系ステンレス鋳鋼も耐酸性を有している。しかしながら、オーステナイト系やオーステナイト・フェライトの２相系では、Ｎｉなど高価な添加元素が多いために合金そのもののコストが増加し、製造コストにおいて不利となる。
【００１１】
また、オーステナイト系やオーステナイト・フェライトの２相系では、面心立方格子の組織形態を有するオーステナイト系組織のために加工硬化を生じやすく、機械加工コストにおいて不利となる。このため被削性においては、一般的には体心立方格子の組織形態を有するフェライト系が有利である。
このようにオーステナイト系やオーステナイト・フェライトの２相系のステンレス鋳鋼は、製造コストにおいて不満があったことから、さらなる改良が望まれていた。
【００１２】
また、上述した特許文献２が提案するフェライト系ステンレス鋼は、耐塩水性を有した鍛造用鋼であり、１質量％以下のＳｉや０．５質量％以下のＮｂの添加により熱間加工性や冷間加工性を持たせている。加えて、Ｍｎの添加により被削性を得ていることでも優れている。しかしながら、本発明者の検討によれば、鍛造用鋼としての冷間加工性を持たせるためにＳｉを１質量％以下の少量に抑えたことに加え、Ｃｕの含有量が１質量％以下と少量であることからと考えられるが、該フェライト系ステンレス鋼は、耐塩水性を有することはできたものの硫酸などに対する耐酸性については不十分であった。
【００１３】
本発明の目的は、耐酸性に優れ、望ましくは良好な被削性、鋳造性、溶接性を有している、フェライト系ステンレス鋳鋼を提供することである。また、前記フェライト系ステンレス鋳鋼を用いて製造される耐酸性に優れた鋳造部材を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
本発明者は、上述の課題を鑑み、特許文献２が提案するフェライト系ステンレス鋼の科学成分を基礎として、硫酸などに対する耐酸性を持たせるための検討を行った。具体的には、基となるＦｅに対し、主たる添加元素となると考えられたＣｒ、Ｃｕ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃ、さらにＮｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｐ、Ｓ、Ｎなどの他元素の作用効果や添加範囲などを検討した。そして、これら元素の添加範囲を最適化することにより、被削性が良好なフェライト系ステンレス鋳鋼において、耐酸性向上という本発明の課題が解決できるだけでなく、鋳造性や溶接性などの向上も期待できることを見出し本発明に到達した。
【００１５】
すなわち、本発明のフェライト系ステンレス鋳鋼は、質量％で、Ｃｒ：１６．０〜２７．０％、Ｃｕ：０．８〜３．５％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｏ：０．５〜１．５％、Ｎｂ：１．０〜２．５％、Ｃ：０．１０〜０．２５％、残部がＦｅ、および不可避的にＮｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｓ：０．１５％以下、Ｎ：０．１０％以下、Ｐ：０．１５％以下を含有し、かつ（Ｃｕ＋Ｓｉ）：２．０％を超えて含有する、耐酸性に優れたフェライト系ステンレス鋳鋼である。
【００１６】
本発明のフェライト系ステンレス鋳鋼において望ましくは、質量％で、Ｃｒ：１８．０〜２１．０％、Ｃｕ：０．８〜２．２％、Ｓｉ：０．８〜１．５％、Ｎｂ：１．０〜２．０％、Ｃ：０．１０〜０．２０％で、かつ（Ｃｕ＋Ｓｉ）：２．８〜３．５％を含有することである。
【００１７】
また、本発明のフェライト系ステンレス鋳鋼においてより望ましくは、０．１２質量％を超えるＣを含有することである。
【００１８】
また、本発明のフェライト系ステンレス鋳鋼においては、質量％でＣ／Ｎｂ：０．０５〜０．１５を満足することが望ましい。
【００１９】
上述した本発明の耐酸性に優れたフェライト系ステンレス鋳鋼を用いた、本発明の鋳造部材は、質量％で、Ｃｒ：１６．０〜２７．０％、Ｃｕ：０．８〜３．５％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｏ：０．５〜１．５％、Ｎｂ：１．０〜２．５％、Ｃ：０．１０〜０．２５％、残部がＦｅ、および不可避的にＮｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｓ：０．１５％以下、Ｎ：０．１０％以下、Ｐ：０．１５％以下を含有し、かつ（Ｃｕ＋Ｓｉ）：２．０％を超えて含有するフェライト系ステンレス鋳鋼によってなる耐酸性に優れた鋳造部材である。
【００２０】
本発明の鋳造部材は、質量％で、Ｃｒ：１８．０〜２１．０％、Ｃｕ：０．８〜２．２％、Ｓｉ：０．８〜１．５％、Ｎｂ：１．０〜２．０％、Ｃ：０．１０〜０．２０％で、かつ（Ｃｕ＋Ｓｉ）：２．９〜３．５％を含有するフェライト系ステンレス鋳鋼によってなる鋳造部材であることが望ましい。
【００２１】
また、本発明の鋳造部材は、０．１２質量％を超えるＣを含有するフェライト系ステンレス鋳鋼によってなる鋳造部材であることがより望ましい。
【００２２】
また、本発明の鋳造部材において望ましくは、質量％でＣ／Ｎｂ：０．０５〜０．１５を満足することである。
【００２３】
上述した本発明の鋳造部材は、排気ガスの流路を切り替える切替バルブ用部材であってもよい。
【発明の効果】
【００２４】
本発明の耐酸性に優れたフェライト系ステンレス鋳鋼は、酸性の排気ガスなどによって腐食され難いステンレス鋳鋼である。よって、本発明のステンレス鋳鋼を用いて製造された鋳造部材は、優れた耐酸性を有する鋳造部材となる。そして、例えば上述した切替バルブ用部材（ＥＧＲバルブ）などの排気ガス再循環系用部材（ＥＧＲ部材）に適用すると、優れた性能を発揮することができる。また、オーステナイト系ではなくフェライト系ステンレス鋳鋼であることから被削性についても良好となるため、機械加工を施すことが多い前記切替バルブ用部材（ＥＧＲバルブ）などを効率良く工業生産することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２５】
【図１】本発明の排気ガス再循環系用部材の一例となるＥＧＲバルブの外観の模式図である。
【図２】試験体Ａを試料としたＧＤ−ＯＥＳ測定結果（Ｃｕ、Ｓｉ、Ｎｂ）を示す模式図である。
【図３】試験体Ａを試料としたＧＤ−ＯＥＳ測定結果（Ｃ、Ｃｒ、Ｍｏ）を示す模式図である。
【発明を実施するための形態】
【００２６】
本発明者は、強酸性の排気ガスに腐食され難く、ＥＧＲ部材に適する、耐酸性に優れたステンレス鋳鋼を検討するにあたり、耐酸性に加え、被削性、鋳造性、溶接性にも留意した。その結果として、本発明のフェライト系ステンレス鋳鋼は、上述したようにＦｅに対して添加するＣｒ、Ｃｕ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃなどの元素のバランス関係を十分に考慮して添加範囲を最適化することで、優れた耐酸性を付与したことを特徴とするものとなった。具体的には、本発明のフェライト系ステンレス鋳鋼は、化学成分範囲として、質量％で、Ｃｒ：１６．０〜２７．０％、Ｃｕ：０．８〜３．５％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｏ：０．５〜１．５％、Ｎｂ：１．０〜２．５％、Ｃ：０．１０〜０．２５％、残部がＦｅ、および不可避的にＮｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｓ：０．１５％以下、Ｎ：０．１０％以下、Ｐ：０．１５％以下を含有し、かつ（Ｃｕ＋Ｓｉ）：２．０％を超えて含有するものである。
【００２７】
本発明において、耐酸性を向上させる上で重要になることは、第一にＣｕとＳｉのそれぞれの含有量および両元素の総含有量であり、第二にＮｂとＣのそれぞれの含有量である。さらには、ＮｂとＣの含有バランスを考慮することが望ましく、不可避的なＮを多量に含む場合は、ＮｂとＣに限らず、望ましくはＮを加えて含有バランスを考慮することである。上述した事項を重視する本発明のフェライト系ステンレス鋳鋼では、鋳鋼の極表層部においてＦｅに対して添加した各元素が関与して生成された炭化物が主体になると推測される各種化合物が濃化されて、これにより優れた耐酸性を発揮できる鋳鋼になると解する。
【００２８】
以下、本発明のフェライト系ステンレス鋳鋼について、Ｆｅに対する添加元素と、各添加元素の含有範囲の限定理由について詳細に説明する。
Ｃｒ：１６．０〜２７．０（質量％）
Ｃｒは、ＪＩＳ−Ｇ４３０５に規定されるステンレス鋼において耐酸性を得るために１１．０〜３２．０％の範囲で含有される元素である。本発明では、Ｃｒはフェライト系の母相を形成させるために、かつ、耐酸性を得るために主要な添加元素であり、少なくとも１６．０％以上含有させる。ただし、Ｃｒ含有量を増やし過ぎると耐酸性は向上するものの靭性を損ねることがあるので、Ｃｒは２７．０％以下の含有に抑える。また、Ｃｒ含有による溶湯の酸化などを考慮し、特に鋳造性を欲するならばＣｒを１６．０〜２１．０％の範囲で含有させることが望ましい。また、特に高い耐酸性を欲するならば、Ｃｒは１８．０％以上、もしくは２０．０％を超えて２７．０％以下で含有させることが望ましい。また、高い耐酸性に加えて鋳造性を欲するならば、Ｃｒは１８．０％以上、もしくは２０．０％を超えて２１．０％以下で含有させることが望ましい。
【００２９】
Ｃｕ：０．８〜３．５（質量％）
Ｃｕは、本発明においては、上述したＣｒによる耐酸性に加え、さらに高い耐酸性を付与するためには特に重要な元素となる。また、Ｃｕは、耐熱性の向上にも寄与できる。よって、Ｃｕは少なくとも０．８％以上を含有させる。鍛造用鋼においてＣｕは、多量に含有させると著しく靭性が劣化して熱間加工性や冷間加工性を劣化させることがあるので、一般に含有を抑えるべき元素とされている。しかしながら、本発明のフェライト系ステンレス鋳鋼は、精密鋳造法などの鋳造形成により所望の形状を得ることができ、実質的な塑性加工を行うことがない鋳造用鋼である。よって、本発明では、Ｃｕを１．０％を超えて含有することができる。ただし、Ｃｕ含有量を増し過ぎるとそれに見合うだけの耐酸性の向上が期待できないばかりか、鋳造性を損ねることがある。また、たとえ鋳造用鋼であっても、Ｃｕの過剰な含有による多大な靭性の劣化は避けるべきである。よって、Ｃｕは３．５％以下の含有に抑える。また、耐酸性とともに鋳造性を考慮するならば、Ｃｕは１．５〜２．５％が望ましい。より耐酸性を考慮するならば１．７％以上のＣｕを含有させることが望ましく、より鋳造性を考慮するならばＣｕを２．２％以下に抑えることが望ましい。加えて、ハンドリングなどの都合から更なる靭性を求めるのであれば、Ｃｕ含有量の上限を２．０％以下に抑えることが望ましい。
【００３０】
Ｓｉ：０．５〜２．０（質量％）
Ｓｉは、ステンレス鋼の脱酸元素として有用であるとともに、耐酸性の向上効果を期待できる元素である。また、Ｓｉは、靭性を損ねるＣｒ酸化物が多量に形成されて分散してしまうことを抑制する作用を有する。さらに、Ｓｉは、結晶粒内に析出物を生成し、これにより鋳造組織の強度を高める作用をも有する。よって、本発明では、０．５％以上のＳｉを含有させる。ただし、Ｓｉ含有量が多くなりすぎると、多量に形成されるＳｉ化合物によって靭性を損ねることがある。よって、本発明では、Ｓｉは２．０％以下の含有に抑える。望ましくは、０．８〜１．５％の範囲でＳｉを含有させることである。また、靭性を求めるのであれば、湯流れ性など鋳造性を考慮した上で、Ｓｉを１．０％を超えて含有させて１．２％以下に抑えることが望ましい。
【００３１】
（Ｃｕ＋Ｓｉ）：２．０を超え（質量％）
本発明においては、優れた耐酸性を発揮させる上で、ＣｕとＳｉの総含有量が特に重要になる。本発明では、上述した通り、Ｃｕ：０．８〜３．５％およびＳｉ：０．５〜２．０％を含有させる。しかしながら、ＣｕとＳｉの総含有量、つまり（Ｃｕ＋Ｓｉ）で示す含有量が不十分である場合、耐酸性の向上効果が十分とはいえないことがわかった。そこで、本発明では、ＣｕおよびＳｉの含有量は、両元素の総含有量（Ｃｕ＋Ｓｉ）が２．０％を超えるように調整する。ただし、上述したＣｕとＳｉの各々の含有範囲を超えて含有させるものではない。また、より高い耐酸性を得るためには総含有量（Ｃｕ＋Ｓｉ）が２．９〜３．５％となるように調整することが望ましい。ただし、総含有量（Ｃｕ＋Ｓｉ）が３．５％を超えるようになると、靭性の劣化を招いてしまいハンドリングに支障が生じる可能性がある。
【００３２】
Ｍｏ：０．５〜１．５（質量％）
Ｍｏは、耐食性の向上と固溶強化による強度改善の効果を有するとともに、高温酸化の抑制や高温強度の向上に寄与する元素である。よって、本発明では、Ｍｎは０．５％以上を含有させることで上述した作用効果、特に高温強度の向上効果を得る。ただし、Ｍｎ含有量が多くなり過ぎると靭性を損ねてしまうことがあり、またコストの点でも不利となる。よって、Ｍｎは１．５％以下の含有に抑える。また、耐酸性、鋳造性、コストなど多面的に考慮すれば、Ｍｎは０．８〜１．２％の範囲で含有させることが望ましい。
【００３３】
Ｎｂ：１．０〜２．５（質量％）
本発明では、Ｎｂは１．０〜２．５％の範囲で含有させる。本発明においてＮｂは、優れた耐酸性を発揮させる上で、上述した総含有量（Ｃｕ＋Ｓｉ）とともに重要になる元素であって、Ｎｂ含有量に加えてＣ含有量とのバランスが重要になる。これは、鋳造では含有されやすいＣやＮと炭化物や窒化物を生成しやすいというＮｂの特性を最適かつ十分に利用したいからである。
【００３４】
具体的には、積極的にＮｂを含有させてＣや不可避的なＮと親和させることにより、粒界腐食を助長しやすいＣｒ炭化物の析出を抑制することができる。また、Ｃｒ炭化物よりもＮｂ炭化物やＮｂ窒化物を優先的に生成させることにより、粒界腐食を抑制する作用効果を得ることができる。さらには、Ｎｂが炭化物や窒化物を生成した結果として固溶Ｃ量や固溶Ｎ量が低減されるため、硬さの上昇が抑制されて被削性の向上が期待できる。加えて、Ｎｂは、一般には固溶強化や析出強化によって高温強度を向上させる元素であることが知られ、高温環境でも適用可能となるように高温強度の向上効果を得ることができる。
【００３５】
上述した理由から、後述するようにＣを０．１０〜０．２５質量％含む、加えて不可避的なＮを多く含む可能性のある、本発明のフェライト系ステンレス鋳鋼においては、Ｎｂ含有量の下限を１．０％と規定している。
一方、本発明においては、以下の理由から、Ｎｂ含有量の上限を２．５％と規定している。
【００３６】
Ｎｂ含有量がＣおよびＮの含有量に比べて多量になり過ぎると、Ｃｒ炭化物の析出抑制効果は期待できるものの、固溶Ｃ量や固溶Ｎ量の低減効果が飽和してしまう。その結果として余分なＮｂが増加し、余剰のＮｂによって脆化しやすくなって被削性が低下することがある。また、例えばＣ含有量が０．２５％程度である場合、Ｎｂ含有量が３．０％を超えるようになると鋳造性に影響を及ぼし、鋳物形状によってはＮｂが２．７％程度であってもヒケなどの鋳造欠陥が増加することがある。
【００３７】
また、Ｎｂを含有させるにあたり、質量％による算定値Ｃ／Ｎｂが０．０７〜０．２０となるようにすることが望ましい。なお、不可避的なＮの含有量を考慮し、算定値（Ｃ＋Ｎ）／Ｎｂが０．０７〜０．２０となるようにすることも望ましい。つまり、Ｎｂは、ＣもしくはＣ＋Ｎの５〜１５倍で含有させることが望ましく、より望ましくは８〜１２倍で含有させるようにして、固溶Ｃ量や固溶Ｎ量を適度に抑えながらＮｂを余剰させないようにすることである。
【００３８】
上述したようにＣ／Ｎｂを用いてＮｂとＣの含有バランスを最適化することにより、場合によっては不可避的なＮを考慮した（Ｃ＋Ｎ）／Ｎｂを用いてＮｂとＣとＮの含有バランスを最適化することにより、本発明においては、固溶Ｃ量や固溶Ｎ量の増加を抑えながら余剰のＮｂを残存させないようにすることができる。よって、耐酸性を向上させる上で、ＮｂとＣ、もしくはＮｂとＣとＮの含有バランスを考慮することが望ましいのである。なお、（Ｃ＋Ｎ）総含有量は、ＣやＮがＮｂと結び付く範囲内を超えたとしても、Ｃｒなどの他元素と結び付いて炭化物や窒化物が生成される範囲内であれば、ＣやＮが遊離分散するようなことはないと考えられる。
【００３９】
以上のことを踏まえ、本発明のフェライト系ステンレス鋳鋼においては、Ｎｂ含有量は、Ｃおよび不可避的なＮとの関係において１．０〜２．５％とすることが重要であり、被削性を確保しながら耐食性を高めるためには１．０〜２．０％とすることが望ましい。
【００４０】
Ｃ：０．１０〜０．２５（質量％）
上述した通り、本発明においてＣは、Ｎｂとの含有バランス、場合によっては不可避的なＮを考慮した含有バランスに係り、耐酸性を向上させる上で、有用な元素である。そして、本発明においてＣは、上述したようにＣｒよりもＮｂと優先的に結び付いてＮｂ炭化物を生成するため、Ｃｒ炭化物の生成を抑制することに加え、好適量のＮｂ炭化物の分散が耐食性を高める作用効果を有する。また、本発明において適量のＣの含有は、鋳造性の向上にも有効である。そこで、本発明におけるＣ含有量は、例えばＮｂを１．０％以上含有する場合は上述したＣ／Ｎｂを用いてＣを０．１０％以上含有させるなど、Ｎｂ含有量との関係を考慮して決めることが望ましい。ただし、本発明では、Ｃを過剰に含有させると耐酸性や靭性を劣化させることがある。
【００４１】
上述した理由から、Ｎｂを１．０〜２．５％の範囲で含有させる本発明では、Ｎｂ含有量との関係に基づき、Ｃ含有量を０．１０〜０．２５％とする。また、被削性を確保しながら耐食性を高める場合は、Ｎｂ：１．０〜２．０％およびＣ：０．１０〜０．２０％とすることが望ましい。なお、上述したＣｒ炭化物の影響よりもむしろ被削性を劣化させる余分なＮｂを排除するためには、上述したＣ／ＮｂによるＣ含有量よりも１．２倍程度多めにＣを含有させることが有効である。例えば、Ｎｂ含有量が１．０％ならばＣ含有量をやや多めに０．１２％含有させるか、もしくは１．２％を超えて含有させることが有効である。
【００４２】
本発明のフェライト系ステンレス鋳鋼は、上述したようにＣｒ、Ｃｕ、Ｓｉ、Ｍｏの添加元素の含有範囲を最適化した上で、ＪＩＳ−Ｇ４３０３などに示される従来知られたスレンレス鋳鋼では想定できないほど多量のＮｂを含有させ、かつ、Ｎｂとの関係に基づきＣも多量に含有させることにより、ＮｂとＣとの関係を適正化したフェライト系ステンレス鋳鋼である。そして、多量かつ適量のＮｂ炭化物の生成や、場合によってはさらにＮｂ窒化物の生成により、ヒケ等の鋳造欠陥を抑制する効果が期待できるフェライト系ステンレス鋳鋼である。加えて、本発明のフェライト系ステンレス鋳鋼は、Ｓｉ含有量との関係において、不可避的なＮの含有量を考慮した上でＮｂやＣの含有量を適切に制御することにより、溶鋼中で生成されたＮｂＣを核としたＮｂ炭化物や、場合によってはさらにＮｂＮを核としたＮｂ窒化物の粒内析出が促進され、これにより溶接割れの要因と考えられる粒界の共晶析出物が消失し、溶接割れを抑制する効果をも期待することができる。
【００４３】
残部がＦｅ
本発明のフェライト系スレンレス鋳鋼は、上述した元素Ｃｒ、Ｃｕ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃを除く残部は、Ｆｅおよび不可避的な元素からなる。なお、本発明でいう不可避的な元素とは、本発明においては必ずしも含有される必要のない元素か、もしくは含有することが好ましくない元素を意味し、言い換るならば不可避的不純物となる元素である。
本発明においてＦｅは、Ｃｒとともに鋳鋼の基地を形成するための元素であって、実質的にＮｉを含有しないフェライト相を形成するための元素である。また、Ｆｅは、Ｎｉよりも低価格で流通しているため、フェライト相を基地とする鋳鋼であれば材料コストにおいても有利となる。
【００４４】
以下、本発明においては必ずしも含有される必要はないが、鋳造作業性が向上したり鋳造部材の特性を向上させるなど、微量を含有することで有利になり得る元素Ｎｉ、Ｍｎ、Ａｉ、Ｎ、Ｓや、本発明においてはできる限り含有されないように制御することが望ましいＰなど、上述していない他の不可避的な元素について説明する。
【００４５】
Ｎｉ：０．６以下（質量％）
Ｎｉは、本来は耐酸性の向上や固溶強化に寄与する元素である。しかしながら、本発明では、Ｎｉを０．６０％を超えて含有させると、フェライト系よりも被削性の劣るオーステナイト系の組織構造を形成することとなる。また、Ｎｉは、高価な材料であるために材料コストも増えてしまう。本発明においてＮｉは０．６％以下の含有に抑え、望ましくは０．３０％以下の含有とし、より望ましくは成分制御が難しくなるものの０．２０％以下の含有とする。
【００４６】
Ｍｎ：１．０以下（質量％）
Ｍｎは、鋳鋼の製造時に脱酸剤として必要な元素で、また、ＭｎＳを生成して被削性の改善効果を有する。しかしながら、ＭｎＳは耐酸性を低下させる化合物でもあるため、本発明においてＭｎは１．０％以下の含有に抑え、望ましくは０．７０％以下、より望ましくは成分制御が難しくなるものの０．５０％以下の含有とする。
【００４７】
Ａｌ：１．０以下（質量％）
Ａｌは、ＳｉやＭｎよりも効果的な脱酸剤として知られる元素であり、鋳鋼の製造時に使用することができる。しかしながら、Ａｌは酸化物を生成し、この酸化物が機械加工を施した表面に残存すると美観を損ねてしまう上に、腐食の起点となって耐酸化性の劣化をもたらしてしまうことがある。よって、本発明においてＡｌは１．０％以下の含有に抑え、望ましくは０．１０％以下、より望ましくは成分制御が難しくなるものの０．０５％以下の含有とする。
【００４８】
Ｎ：０．１０以下（質量％）
Ｎは、本発明においては不可避的な元素であるものの、上述したようにＮｂおよびＣとの含有バランスを考慮すれば有用となることがあって、Ｎｂ窒化物を生成することで結晶粒を微細化して靭性を向上させる効果を有する。ただし、本発明において、ＮがＮｂ窒化物を生成して余り得るほど多量に含有されてしまうと、Ｃｒ窒化物が多量に析出されてしまい靭性や耐酸性を劣化させることがある。よって、本発明においてＮは０．１０％以下の含有に抑え、望ましくは成分制御が難しくなるものの０．０５％以下の含有とする。
【００４９】
Ｓ：０．１５以下（質量％）
Ｓは、本発明においては不可避的な元素であるものの、ＭｎＳを生成して被削性の改善効果を有することがある。しかしながら、ＭｎＳは耐酸性を低下させる化合物でもあるため、できる限りその含有を抑えることが望ましい。よって、本発明においてＳは０．１５％以下の含有に抑え、望ましくは成分制御が難しくなるものの０．１０％以下の含有に抑える。
【００５０】
Ｐ：０．１５以下（質量％）
Ｐは、本発明においては不可避的な元素であり、靭性の劣化を引き起こして鋳造時に割れを生じさせることがある。本発明のフェライト系ステンレス鋳鋼は、上述したように多量のＣｕやＳｉを含有させるので脆化しやすくなる可能性を有している。よって、本発明においてＰは、０．１５％以下の含有に抑え、望ましくは成分制御が難しくなるものの０．１０％以下の含有に抑える。
【００５１】
本発明においては、不可避的として上述した各元素のほか、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｂ、Ｖ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｏなどの元素もまた不可避的な元素である。しかしながら、実質的に全く含有させないことはできないので、所望する本発明の作用効果が阻害されない範囲であれば含有を許しても差し支えなく、むしろＭｇ、Ｔｉ、Ｂなどは微量の含有が有利になる可能性もある。
【００５２】
例えばＭｇは、本来は酸化物を形成してＴｉＮの晶出核となってフェライト粒の微細化効果が期待できるものの、過剰な含有は耐酸性の劣化をもたらしてしまうことがある。よって、本発明においてＭｇは、望ましくは０．５０質量％以下の含有に抑え、より望ましくは成分制御が難しくなるものの０．３０質量％以下の含有に抑える。
【００５３】
また、例えばＴｉは、本来はＣ、Ｎ、Ｓと結合して耐酸性や耐粒界腐食性を向上させたり、ＣやＮの固定作用を有するものの、過剰な含有は鋳造性や靭性の劣化をもたらしてしまうことがある。よって、本発明においてＴｉは、望ましくは０．５０質量％以下の含有に抑え、より望ましくは成分制御が難しくなるものの０．２０質量％以下の含有に抑える。
【００５４】
また、例えばＢは、本来はＴｉＢを形成してフェライト粒の微細化効果をもたらすものの、過剰な含有は耐酸性や靭性の劣化をもたらしてしまうことがある。よって、本発明においてＢは、望ましくは０．１０質量％以下の含有に抑え、より望ましくは成分制御が難しくなるものの０．０５質量％以下の含有に抑える。
【００５５】
なお、他のＶ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｏについても、耐酸性に影響を及ぼさないように０．１０質量％以下の含有に抑え、さらには０．０５質量％以下の含有に抑えることが望ましい。
【００５６】
次に、本発明の耐酸性に優れた鋳造部材について説明する。
本発明の鋳造部材は、上述した本発明のフェライト系ステンレス鋳鋼を用いて鋳造形成することにより得られるものであり、このフェライト系ステンレス鋳鋼と同等の化学成分および鋳鋼としての機械特性を有する。よって、本発明の鋳造部材は、酸性を呈する気体や液体に曝される環境下での使用に好適な鋳造部材として形成されてなり、例えば、排気ガスに曝される排気ガス再循環系用部材であるガス配管、クーラー部品、ＥＧＲバルブなどに適用することにより、長期に渡って腐食し難い排気ガス再循環系用部材を得ることができる。
【００５７】
また、本発明の鋳造部材としては、例えば、上述したＥＧＲシステムにおいて使用されるガス配管、クーラー部品、ＥＧＲバルブなどがある。本発明の鋳造部材は被削性の点でも良好であるので、特に機械加工を施すことが多いＥＧＲバルブのボディすなわち排気ガスの流路を切り替える切替バルブ用部材への適用は好ましく、生産性向上に格段に寄与できる。
【００５８】
本発明の排気ガス再循環系用部材を製造する方法としては、従来知られた砂型鋳造などの鋳造法を適用できる。また、生産性の点では、製品と実質的に同一形状の消失性模型から鋳造用鋳型を製作するロストワックス鋳造などの精密鋳造法の適用が有利である。さらには、鋳造形成して得られた鋳物に対して、必要に応じてＨＩＰ処理などの高温圧縮処理や熱処理、切削や研削などの機械加工、バリ取りや研磨等の後処理などを施す、といった方法が利用できる。
【実施例】
【００５９】
本発明のフェライト系ステンレス鋳鋼の耐酸性を評価するために、腐食試験に供する丸棒形状の試験体を製造した。試験体の寸法は、鋳肌を有する試験体では外径が約１１ｍｍ、長さが約２０ｍｍとなるように鋳造し、研磨肌を有する試験体では機械加工により外径１０ｍｍ、長さ２０ｍｍとなるようにした。各試験体の化学成分を表１および表２に質量％で示す。なお、表１および表２に示していない元素も実際には含有するが、残部および不可避的な元素としてＦｅに含む。また、表１に示すＣ／Ｎｂおよび（Ｃ＋Ｎ）Ｎｂは単位のない無次元値である。また、各表中において、記号「＜」はその後に続く数値未満であるか、もしくは当該元素が添加元素ではないことを意味し、記号「＞」はその後に続く数値を超えることを意味する。
【００６０】
【表１】
2010059537.tif 000003
【００６１】
【表２】
2010059537.tif 000004
【００６２】
表１と表２および後述する各表中において、本発明のフェライト系ステンレス鋳鋼を用いて製造された鋳物部材に相当し、研磨肌を有する実施例となる試験体を記号Ａ、Ｂで示し、鋳肌を有する実施例となる試験体を記号Ｃ〜Ｆで示している。また、比較例として、ＮｂとＣの含有を低量とした研磨肌を有する試験体を記号Ｇで示している。また、従来例として、耐酸性がよいことで一般に知られるＳＣＳ１３系のオーステナイト系ステンレス鋳鋼でなる試験体を記号Ｈ（研磨肌）、Ｉ（鋳肌）で示し、フェライト系ということでは本発明と同じであって一般によく知られるＳＵＳ４３０系のフェライト系ステンレス鋳鋼でなる試験体を記号Ｊ（研磨肌）、Ｋ（鋳肌）で示している。
【００６３】
上述した各試験体を製造するにあたっては、ロストワックス鋳造法を適用した。まず所定量の原材料を高周波炉で大気溶解し、溶湯を１６２０〜１６４０℃に制御しながら、上述した試験体の形状に近似するキャビティを有する鋳型に鋳造した。そして、鋳型の冷却後に型ばらしを行い、湯口切断などの機械加工を経た後に清浄することで鋳物素材すなわち鋳肌を有する各試験体を得た。また、得られた幾つかの鋳物素材から研磨などの機械加工により鋳肌を除去することで、研磨肌を有する各試験体を得た。
【００６４】
上述した製造方法によって得た各試験体を用い、耐酸性を評価するための腐食試験を実施した。腐食試験にあたっては、腐食液として、硫酸、硝酸、蟻酸、酢酸、塩酸を混合し、水に対する硫酸の濃度を０．２５％、１．０％、３．０％、５．０％に調整した４種類の酸性水溶液を用いた。腐食試験は、ナイロン糸で支持した１個の試験体を、初回に限り十分にアルコール洗浄し、次いで、ガラスビーカーに入れた所定量かつ所定濃度の酸性水溶液をホットスターラー上で湯煎して８０℃±３℃に温度制御し、該酸性水溶液の中に１ｈ浸漬した後に試験体を引き上げてドライヤーで乾燥させ、試験体の質量を測定する、といった手順とした。そして、このような手順により腐食減量を得た試験体に対し、所定量かつ所定濃度の新たな酸性水溶液に再び１ｈ浸漬し、引き上げて乾燥させ、質量を測定する、という手順を腐食減量が零となるまでを目安として繰り返した。
【００６５】
腐食の評価には、ＪＩＳ−Ｚ８４０１に記載される腐食度を参照し、上述した手順によって腐食試験１回あたりの試験体の腐食減量（ｇ／ｍ２・ｈ−１）を腐食試験毎に測定し、該腐食減量を累積加算して算定した累積腐食減量（ｇ／ｍ２）を使用した。腐食試験６回までの累積腐食減量を表３に示す。なお、腐食試験１回目の減量は腐食減量というべきであるが、便宜的に累積腐食減量として示している。
【００６６】
【表３】
2010059537.tif 000005
【００６７】
また、腐食試験６回を経た後の試験体の外観を目視により定性的に評価し、粒界負傷や腐食孔の有無、試験体の全表面的腐食（以下「全腐食」という）の進行に関する評価を行った。研磨肌を有する試験体Ａ、Ｇ、Ｈ、Ｊの外観的な評価を表４に示す。
【００６８】
【表４】
2010059537.tif 000006
【００６９】
（研磨肌に対する耐酸性評価）
以下、研磨肌を有する試験体Ａ、Ｂ、Ｇ、Ｈ、Ｊを用いた酸性水溶液の硫酸濃度毎の腐食試験結果に基づき、各試験体に有する耐酸性について説明する。
まず、酸性水溶液の硫酸濃度が０．２５％の場合、本発明の実施例である試験体Ａ、Ｂでは、腐食試験１回目に腐食減量が試験体Ａ：２．３ｇ／ｍ２、試験体Ｂ：２．５ｇ／ｍ２となって僅かに全腐食されたものの、これ以降は全腐食されることがなく、腐食の進行が停止した。そして、腐食試験６回を経た後にも粒界腐食や腐食孔は認められなかった。
一方、比較例である試験体Ｇでは、腐食試験１回目に腐食減量３．４ｇ／ｍ２だけ全腐食されたものの、これ以降は腐食の進行が停止した。そして、腐食試験６回を経た後にも粒界腐食や腐食孔は認められなかった。
【００７０】
従来例である試験体Ｈでは、腐食試験１回目に腐食減量が試験体Ａ、Ｂの約４倍となる１１ｇ／ｍ２となり、腐食試験を繰り返す毎に全腐食が進行し、腐食試験６回を経た後の累積腐食減量は３７ｇ／ｍ２に達し、腐食の進行が停止しなかった。このような腐食傾向から、この後は腐食試験毎に僅かずつ腐食が進行してしまうことが予測される。なお、腐食試験６回を経た後の試験体Ｈには粒界腐食や腐食孔は認められなかった。
また、従来例である試験体Ｊでは、腐食試験１回目に腐食減量が他の試験体Ａ、Ｂ、Ｇ、Ｈのいずれよりも多量の３２５ｇ／ｍ２となり、腐食試験を繰り返す毎に全腐食が進行し、腐食試験６回を経た後の累積腐食減量は１６３８ｇ／ｍ２に達し、腐食の進行が停止しなかった。このような腐食傾向から、この後は腐食試験毎に相応の腐食が進行することが予測される。なお、腐食試験６回を経た後の試験体Ｊには粒界腐食や腐食孔は認められなかった。
【００７１】
次に、酸性水溶液の硫酸濃度１．０％の場合、本発明の実施例である試験体Ａ、Ｂでは、腐食試験１回目に腐食減量が試験体Ａ：１５ｇ／ｍ２、試験体Ｂ：１６ｇ／ｍ２となって全腐食されたものの、これ以降は全腐食されることがなく、腐食の進行が停止した。そして、腐食試験６回を経た後にも粒界腐食や腐食孔は認められなかった。
一方、比較例である試験体Ｇでは、腐食試験１回目に腐食減量が試験体Ａ、Ｂの約３倍となる５０ｇ／ｍ２となって全腐食が認められたものの、腐食試験３回目以降は５７ｇ／ｍ２となった累積腐食減量が変化せず、腐食の進行が停止した。そして、腐食試験６回を経た後の試験体Ｇには粒界腐食や腐食孔は認められなかった。
【００７２】
従来例である試験体Ｈでは、腐食試験１回目に腐食減量が試験体Ａ、Ｂと同程度の１８ｇ／ｍ２となったものの、腐食試験４回目までは全腐食が進行して累積腐食減量が３９ｇ／ｍ２に達し、腐食試験５回目以降は腐食の進行が停止した。そして、腐食試験６回を経た後の試験体Ｈには粒界腐食や腐食孔は認められなかった。なお、腐食の進行について、上述した硫酸濃度０．２５％の環境下では停止せず、硫酸濃度１．０％の環境下では停止したが、この理由については不明である。
また、従来例である試験体Ｊでは、腐食試験１回目に腐食減量が１１２１ｇ／ｍ２に達する全腐食が認められ、腐食試験を繰り返す毎に全腐食が加速的に進行した。そして、腐食試験６回を経た後の累積腐食減量は６２２１ｇ／ｍ２に達し、腐食の進行は停止することがなかった。また、腐食試験６回を経た後の試験体Ｊには粒界腐食の有無が識別不可となるほどに腐食が進み、腐食孔も僅かに散見された。
【００７３】
また、酸性水溶液の硫酸濃度３．０％の場合、本発明の実施例である試験体Ａでは、腐食試験２回目までに累積腐食減量が７１ｇ／ｍ２となって全腐食されたものの、これ以降は全腐食されることがなく、腐食の進行が停止した。そして、腐食試験６回を経た後にも粒界腐食や腐食孔は認められなかった。
一方、比較例である試験体Ｇでは、腐食試験１回目に腐食減量が試験体Ａの約９倍となる６２５ｇ／ｍ２となって全腐食が認められたものの、腐食試験５回目以降は腐食が停止した。しかしながら、腐食試験６回を経た後の試験体Ｇには粒界腐食が明確に認められた。
【００７４】
従来例である試験体Ｈでは、腐食試験１回目に腐食減量が試験体Ａよりも低量の３０ｇ／ｍ２であったものの、腐食試験４回目には累積腐食減量が試験体Ａを超える９３ｇ／ｍ２に達するほどに全腐食が進行した。しかしながら、これ以降の腐食の進行は停止し、腐食試験６回を経た後の試験体Ｈには粒界腐食や腐食孔は認められなかった。なお、腐食の進行について、上述した硫酸濃度０．２５％の環境下では停止せず、硫酸濃度３．０％の環境下では停止したが、この理由については不明である。
また、従来例である試験体Ｊでは、腐食試験１回目に腐食減量が２３２７ｇ／ｍ２と加速的に全腐食が進行した。そして、腐食試験を繰り返す毎に全腐食が加速的に進行し続け、腐食試験６回を経た後の累積腐食減量は１１７６５ｇ／ｍ２に達し、腐食の進行は停止することがなかった。そして、粒界腐食の有無が識別不可となるほどに腐食が進み、腐食孔が散見された。
【００７５】
また、酸性水溶液の硫酸濃度５．０％の場合、本発明の実施例である試験体Ａでは、腐食試験２回目までに累積腐食減量が１４８８ｇ／ｍ２に達するほど全腐食が進行したものの、これ以降は全腐食されることがなく、腐食の進行が停止した。そして、腐食試験６回を経た後の試験体Ａには粒界腐食や腐食孔は認められなかった。
一方、比較例である試験体Ｇでは、腐食試験１回目に腐食減量が試験体Ａよりも低量の１２０８ｇ／ｍ２であったものの、腐食試験回数を経るに連れて全腐食が僅かずつ進行していき、腐食の進行は停止することがなかった。そして、腐食試験６回を経た後の試験体Ｇには粒界腐食が明確に認められ、僅かではあるが腐食孔も認められた。
【００７６】
従来例である試験体Ｈでは、腐食試験１回目に腐食減量が試験体Ａの約１／１０程度と低量の１３６ｇ／ｍ２であったものの、腐食試験回数を経るに連れて全腐食が僅かずつ進行してしまい、腐食の進行は停止することがなかった。なお、腐食試験６回を経た後の試験体Ｈには粒界腐食や腐食孔は認められなかった。この結果から、優れた耐食性を有することが一般に知られる、１０質量％程のＮｉを含むＳＣＳ１３系のオーステナイト系ステンレス鋳鋼であっても、硫酸濃度が５．０％にもなる過酷な環境下では腐食の進行を抑制することが困難であると推測される。
また、従来例である試験体Ｊでは、腐食試験１回目に腐食減量が４１６１ｇ／ｍ２に達するほどの全腐食が認められ、腐食試験を繰り返す毎に全腐食が加速的に進行した。そして、腐食試験６回を経た後の累積腐食減量は１５２９７ｇ／ｍ２にまで達し、腐食の進行は停止することがなかった。また、腐食試験６回を経た後の試験体Ｊは粒界腐食の有無が識別不可となるほどに酷く腐食が進み、腐食孔も認められた。
【００７７】
以上、研磨肌を有する試験体Ａ、Ｂ、Ｇ、Ｈ、Ｊを用いて腐食試験を実施した結果、本発明のフェライト系ステンレス鋳鋼（試験体Ａ、Ｂ）は、
（１）いずれの硫酸濃度環境下でも腐食の進行が停止し、累積腐食減量が低量である。
（２）いずれの硫酸濃度環境下でも粒界腐食や腐食孔が発生しない。
【００７８】
また、ＮｂおよびＣの含有が低量であるフェライト系ステンレス鋳鋼（試験体Ｇ）は、本発明のフェライト系ステンレス鋳鋼（試験体Ａ、Ｂ）と対比するとき、
（３）硫酸濃度３．０％以下の環境下では腐食の進行は停止するが、累積腐食減量が増加してしまう。
（４）硫酸濃度５．０％の環境下では累積腐食減量は低量であるが、腐食が僅かずつ進行してしまう。
（５）硫酸濃度３．０％以上の環境下では粒界腐食が発生してしまい、硫酸濃度５．０％以上の環境下では僅かではあるが腐食孔も発生してしまう。
【００７９】
また、耐酸性がよいことで知られる従来のＳＣＳ１３系のオーステナイト系ステンレス鋳鋼（試験体Ｈ）は、本発明のフェライト系ステンレス鋳鋼（試験体Ａ、Ｂ）と対比するとき、
（６）硫酸濃度３．０％以下の環境下では腐食の進行は停止するが、累積腐食減量が増加してしまう。
（７）硫酸濃度５．０％の環境下では累積腐食減量は低量であるが、腐食が僅かずつ進行してしまう。
【００８０】
また、フェライト系ということでは本発明と同じであるＳＵＳ４３０系のフェライト系ステンレス鋳鋼（試験体Ｊ）は、本発明のフェライト系ステンレス鋳鋼（試験体Ａ、Ｂ）と対比するとき、
（８）いずれの硫酸濃度環境下でも腐食が加速的に進行してしまい、累積腐食減量が極めて多量になってしまう。
（９）硫酸濃度１．０％以上の環境下では粒界腐食や腐食孔が発生してしまう。
【００８１】
従って、上述した酸性水溶液の硫酸濃度０．２５％〜５．０％の全域において、本発明のフェライト系ステンレス鋳鋼は、腐食の進行が停止し、累積腐食減量が低量であり、粒界腐食や腐食孔が発生しないといった、優れた耐酸性を有することが確認できた。
【００８２】
（鋳肌に対する耐酸性評価）
以下、鋳肌を有する試験体Ｃ〜Ｆ、Ｉ、Ｋを用いた酸性水溶液の硫酸濃度１．０％の腐食試験結果に基づき、各試験体に有する耐酸性について説明する。
腐食試験１回目の腐食減量につき、本発明の実施例である鋳肌を有する試験体Ｃ〜Ｆと研磨肌を有する試験体Ａ、Ｂを対比するとき、試験体Ｃでは１５ｇ／ｍ２、試験体Ｄでは１７ｇ／ｍ２と同程度となった。また、試験体Ｅでは２．４倍程度の３８ｇ／ｍ２、試験体Ｆでは３．３倍程度の５０ｇ／ｍ２となった。この後、試験体Ｃ〜Ｆのいずれにおいても、腐食試験を繰り返す毎に累積腐食減量が徐々に増加していくものの、腐食試験４回目から５回目には腐食の進行が停止した。
【００８３】
一方、従来例である試験体Ｉでは、腐食試験１回目の腐食減量が４７ｇ／ｍ２となり、これは上述したように試験体Ｃ〜Ｆにおいては累積腐食減量が最も多量であった試験体Ｆと同程度である。この後、意見対Ｉでは、腐食試験回数を経るに連れて全腐食が僅かずつ進行し、腐食試験５回目に累積腐食減量が試験体Ｆの約１．５倍となる９１ｇ／ｍ２に達したものの腐食の進行は停止した。なお、腐食試験６回を経た後の試験体Ｉには粒界腐食や腐食孔は認められなかった。また、鋳肌を有する試験体Ｉは、同じ化学成分を有して研磨肌を有する試験体Ｈよりも累積腐食減量が多量であった。
【００８４】
また、従来例である試験体Ｋでは、腐食試験１回目の腐食減量が１３７７ｇ／ｍ２に達し、腐食試験を繰り返す毎に全腐食が加速的に進行した。この後に、腐食試験６回を経た後の累積腐食減量が７５１４ｇ／ｍ２に達し、腐食の進行が停止することはなかった。そして、腐食試験６回を経た後の試験体Ｋは粒界腐食の有無が識別不可となるほどに腐食が進み、腐食孔も散見された。また、鋳肌を有する試験体Ｋは、同じ化学成分を有して研磨肌を有する試験体Ｊよりも累積腐食減量が多量であった。
【００８５】
上述した通り、鋳肌を有する場合においても、本発明のフェライト系ステンレス鋳鋼は、耐酸性がよいことで知られる従来のＳＣＳ１３系のオーステナイト系ステンレス鋳鋼（試験体Ｉ）や、フェライト系ということでは本発明と同じであるＳＵＳ４３０系のフェライト系ステンレス鋳鋼（試験体Ｋ）に比べ、優位な耐酸性を有することが確認できた。
【００８６】
ここで、試験体Ｃ〜Ｆで観察された上述の腐食傾向について考察しておく。上述したような腐食傾向となる理由として、第一に鋳肌であることから表面が粗化して酸性水溶液に接する表面積が研磨肌よりも増加したこと、第二にＣｕおよびＳｉの総含有量が試験体Ａ、Ｂいずれよりも低量であることが考えられる。
【００８７】
そこで、（Ｃｕ＋Ｓｉ）総含有量の量差傾向に着目すると、表１からＡ＞Ｂ＞Ｃ＞Ｄ＞Ｅ＞Ｆ（多量順）であることがわかる。この量差傾向は、試験体Ａ、Ｂ、Ｃ〜Ｆの腐食試験１回目の腐食減量の量差傾向Ａ＜Ｂ＜Ｃ＜Ｄ＜Ｅ＜Ｆ（低量順）における各試験体の順列と同じである。この腐食減量の量差傾向から、（Ｃｕ＋Ｓｉ）含有量が増加するほど腐食減量が低量になる傾向を有していることがわかる。よって、例えば試験体Ｃ〜Ｅの腐食試験３回目までの累積腐食減量を比べると、（Ｃｕ＋Ｓｉ）が２．８５％の試験体Ｅよりも２．９５％の試験体Ｄが、さらには３．２６％の試験体Ｃが耐酸性では有利であるといえるため、耐酸性を高めるためには（Ｃｕ＋Ｓｉ）を２．９％以上とすることが好適となり、３．０％以上とすることはより好適であるといえる。
【００８８】
また、Ｎｂ含有量に着目すると、鋳肌を有する試験体Ｃ〜Ｆにおいては、表１からＣ＞Ｄ＞Ｅ＞Ｆ（多量順）であることがわかる。そして、試験体Ｃ〜Ｆの腐食減量の量差傾向は上述したようにＣ＜Ｄ＜Ｅ＜Ｆ（低量順）であるので、Ｎｂ含有量が増加するほど累積腐食減量が低量化する傾向になっている。よって、本発明においては、Ｎｂを他元素とのバランスを保ちながら適正範囲内で十分に含有させてＮｂ炭化物やＮｂ窒化物などの化合物の生成を促進させるようにしたことにより、鋳肌の耐酸性が強化されていることがわかった。
【００８９】
一方、優れた耐食性を有することが一般に知られるＳＣＳ１３系のオーステナイト系ステンレス鋳鋼であっても、本発明のフェライト系ステンレス鋳鋼よりもＣｕ、Ｍｏ、Ｎｂの含有が低量であること、それ故にＣｕ＋Ｓｉが２．０未満となることから、硫酸濃度が高い場合や鋳肌を有する場合は腐食が徐々に進行してしまうことがあるとわかった。
また、本発明と同様にフェライト系のＳＵＳ４３０系ステンレス鋳鋼では、本発明のフェライト系ステンレス鋳鋼よりもＣｕ、Ｍｏ、Ｎｂの含有が低量であること、これら元素との関係においてＳｉ含有量も十分とはいえないこと、それ故にＣｕ＋Ｓｉが２．０未満となることから、研磨肌であるか鋳肌であるかに拘わらず硫酸濃度が比較的低い場合であっても腐食の進行が停止しないことに加えて、累積腐食減量が多量になってしまうことがあるとわかった。
【００９０】
以上のことから、本発明のフェライト系ステンレス鋳鋼およびこれを用いてなる鋳造部材においては、鋳肌であっても優れた耐酸性を発揮でき、研磨肌を有することでさらに優れた耐酸性を発揮できることが確認された。また、本発明においては、上述したように研磨肌であるか鋳肌であるかといった表面状態や、（Ｃｕ＋Ｓｉ）含有量や、Ｎｂ含有量が耐酸性に影響を及ぼすことがわかった。
【００９１】
（本発明における耐酸性メカニズム）
本発明のフェライト系ステンレス鋳鋼の耐酸性メカニズムを思考するために、試験体Ａを用い、研磨肌を有する腐食試験開始前の状態と、硫酸濃度５．０％の酸性水溶液による腐食試験を経て腐食の進行が停止した腐食肌を有する腐食試験６回後の状態につき、各状態における試験体の極表面の金属組織の構成を測定した。
【００９２】
具体的には、各状態の試験体の表層から深さ方向に向かって化学成分の分布状態をＧＤ−ＯＥＳ（堀場製作所製ＪＹ５０００ＲＦ）で測定した。ＧＤ−ＯＥＳ（Ｇｌｏｗ  Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ  Ｏｐｔｉｃａｌ  Ｅｍｉｓｓｉｏｎ  Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）とはグロー放電発光表面分析装置であり、予め指定した元素の含有量を被測定試料の表層から深さ方向に向かって順次分析する機器である。アルゴン雰囲気下において、陰極に置いた試料と陽極との間に高周波電圧を印加してグロー放電させると、このグロー放電によってアルゴンがイオン化され、加速しながら試料に衝突する。この衝突によって試料の表面がスパッタリングされ、これにより励起された原子の発光スペクトルを計測することで元素の種類および濃度を測定することができる。なお、試料の表面から概ね０．０５μｍ（スパッタ時間にして約０．０５ｓ）の極表層ではスパッタリングが不安定になることがあるため、その場合は測定値の信頼性が著しく低下する可能性がある。しかしながら、表面から０．０５μｍを超えてくるとスパッタリングが安定してくることから測定値の信頼性は十分なものとなる。
【００９３】
上述したＧＤ−ＯＥＳによる測定結果につき、縦軸に元素濃度に対応する発光強度（無単位）を、横軸にスパッタ時間（ｓ）を用い、各元素の発光強度すなわち濃度をＣｕ、Ｓｉ、Ｎｂについては図２に、Ｃ、Ｃｒ、Ｍｏについては図３に模式的に示す。なお、図２に示すＣはスパッタ時間０．２ｓ以降の数値は略した。また、図２、図３ともに、スパッタ時間０．０５ｓ程度までが測定不安定域に相当する。
【００９４】
腐食後に、Ｓｉはスパッタ時間０．４ｓ程度まで、Ｍｏはスパッタ時間０．６ｓ程度まで、Ｎｂはスパッタ時間１．０ｓに達しても、濃度が増加していた。Ｃｕは、腐食後に、スパッタ時間０．３ｓ程度までは濃度の変化がほとんど認められず、０．３ｓを超えるようになると濃度の低下が次第に進行していた。ＣｒおよびＣは、腐食前後において濃度の変化がほとんど認められなかった。特にＮｂは、極表層において腐食前よりも高濃度になって、しかも表層から深さ方向に向かって腐食前よりも濃度の高い状態になっていることが認められた。また、Ｓｉ、Ｎｂ、Ｍｏについて、スパッタ時間０．４ｓ程度までの腐食前後の発光強度差分、すなわち濃度差分の最大値、さらに言い換えるならば濃化度を調べた結果、各元素の濃化度は概ねＳｉ：Ｎｂ：Ｍｏ＝０．０７：０．１６：０．１６になっており、特にＮｂとＭｏの濃化が顕著であった。
【００９５】
上述した結果から、本発明のフェライト系ステンレス鋳鋼における耐酸性メカニズムについて、本発明者は以下のように推測した。
腐食開始当初は、Ｃｕが他元素よりも優先的に酸性水溶液に接する鋳鋼の表面（極表層）から溶出し、この後も鋳鋼の表面下（極表層下）のＣｕが極表層に向かって拡散されるかのように牽かれて溶出し続ける。そして、腐食がさらに進行すると、Ｃｕが溶出した結果としてＮｂ、Ｍｏ、Ｓｉの濃度が相対的に増加して腐食の進行が停止する。なお、腐食の進行が停止するまでのＣｕの溶出量が腐食減量に相当すると推測される。また、上述したＮｂ、Ｍｏ、Ｓｉの濃度の増加は、腐食前後で極表層のＣの濃度がほとんど変化していないことから、主として炭化物系の化合物の生成による。
従って、本発明のフェライト系ステンレス鋳鋼の優れた耐酸性は、Ｃｒの耐酸性も寄与しているであろうが、鋳鋼の極表層部においてＦｅに対して添加した各元素のうち、Ｃｕの溶出とともに、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｓｉが炭化物を生成して極表層から表層に濃化し、特に鋳鋼の表層に広く濃化されたＮｂが主体となって得られると解する。
【００９６】
（鋳造部材の実施例）
本発明の鋳造部材の実施例となる、図１に外観形状を模式的に示す、排気ガス再循環系用部材（ＥＧＲ部材）のひとつである、排気ガスの流路を切り替える用途に使用される切替バルブ用部材（以下、ＥＧＲバルブ１という）を、ロストワックス精密鋳造法によって鋳造形成した。製造したＥＧＲバルブ１は、フランジ面６を有する筐体２と、エンジン始動時など低温の排気ガスの流路となる低温側通路３と、高温の排気ガスをクーラーに送るための流路となる高温側通路４と、図示しないバタフライバルブを取り付ける軸（図示せず）を挿入する軸穴５と、該軸の取付穴７と、上記バタフライバルブを突き当てるストッパ３ａ、４ａと、上記筐体の固定穴８を有する。また、材料には、表１に実施例１として示したフェライト系ステンレス鋳鋼の組成を有する材料を使用した。
【００９７】
まず、ＥＧＲバルブ１と実質的に同一の空間形状（キャビティ）となる金型を構成し、このキャビティに市販のワックス（パターンワックスＡ７−ＴＣＦ／ＲＲ、株式会社ブライソンジャパン）を射出し、ＥＧＲバルブ１と実質的に同一の形状を有する消失性模型を得た。具体的には、上記消失性模型には、これと同じワックスからなる押湯や湯道等を同時に射出成形し、押湯や湯道等を一体化したドラム状模型を得た。このドラム状模型に対して耐火物のコロイダルシリカを含むスラリーとジルコンサンドを含むスタッコとを繰り返しコーティングし、複数層の耐火物層を具備する鋳型を得た。
【００９８】
そして、上記鋳型を十分に乾燥させた後、高温水蒸気オートクレーブによって鋳型内から、ワックスからなるドラム状模型、つまり、ＥＧＲバルブ１と実質的に同一の形状を有する消失性模型と押湯や湯道等を加熱溶融させて完全に溶出除去することにより、鋳造に供する鋳型を得た。
【００９９】
次いで、表１、２に実施例として記号Ａで示した化学成分を有してなる材料、すなわち、質量％で、Ｃｒ：１９．４５％、Ｃｕ：２．０％、Ｓｉ：１．３１％、Ｍｏ：０．９３％、Ｎｂ：１．５５％、Ｃ：０．１９％、残部Ｆｅ、および不可避的にＮｉ：０．１２％、Ｍｎ：０．１３％、Ａｌ：０．０３０％、Ｐ：０．０２０％、Ｓ：０．０１０％、Ｎ：０．０２０％を含有し、（Ｃｕ＋Ｓｉ）：３．３１％を含有してなる金属溶湯を、大気溶解して得た。そして、この金属溶湯を１６２０〜１６４０℃に制御しながら上記鋳型に吸引鋳造し、冷却後に鋳型を解体し、サンドショットにより鋳型屑等を除去した後にブロー清掃し、本発明の実施例となるＥＧＲバルブ１の鋳物素材（外形状７０ｍｍ×１０５ｍｍ×３０ｍｍ、質量６８３ｇ）を得た。
【０１００】
上述のように製造したＥＧＲバルブ１の鋳物素材に対し、サンドショットを施した後にブロー清掃し、さらに軸穴５やフランジ面６、取付穴７などを機械加工することにより、本発明の排気ガス再循環系用部材の一例となる、図１に示す、排気ガスの流路を切り替える用途に使用される、外観形状７０ｍｍ×１０５ｍｍ×２９ｍｍ、質量６１４ｇの切替バルブ用部材（ＥＧＲバルブ）を得ることができた。
【０１０１】
このようにして得られたＥＧＲバルブは、本発明の耐酸性に優れたフェライト系ステンレス鋳鋼と同じ化学成分を有するので、硫酸などの強酸に対する耐酸性を備えた高性能なＥＧＲバルブとなる。また、オーステナイト系ステンレス鋳鋼でなる鋳物部材に比べ、被削性の点でも良好であって、機械加工コストの面でも有利となり、これに加えて、ヒケ等の鋳造欠陥の抑制や溶接性の点でも良好であって鋳造生産性の面でも有利となるので、安価なＥＧＲバルブとして実用に供することができる。
【符号の説明】
【０１０２】
１．ＲＧＲバルブ、２．筐体、３．低温側通路、３ａ．ストッパ、４．高温側通路、４ａ．ストッパ、５．軸穴、６．フランジ面、７．取付穴、８．固定穴
【図１】
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【図２】
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【図３】
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