(57)【要約】  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。
2009104792.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
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、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、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からなることを特徴とする排気系部品。
【請求項５】
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。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
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、特に耐酸化性、熱疲労寿命等の耐熱性及び溶接性に優れたオーステナイト系耐熱鋳鋼とそれからなる排気系部品に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球規模での環境負荷の低減や環境保全が叫ばれ、自動車における環境保全への対応として、大気汚染物質の排出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の排出抑制のための省エネルギーや燃費性能の向上(低燃費化)とが強く求められている。自動車の排ガス浄化や燃費改善には、エンジン自体の高性能化や低燃費化、エンジンから排出される大気汚染物質の後処理での浄化、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、様々な対策技術が開発及び採用されてきている。【０００３】
このうち、エンジン自体の高性能化や低燃費化のための対応技術としては、燃料噴射方式の直噴化、燃料の高圧噴射、圧縮比の増大、ターボチャージャー(過給機)のブースト圧の上昇、排気量削減、過給化よるエンジンの軽量コンパクト化(ダウンサイジング)等が挙げられ、これらの技術が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、エンジンをより高温及び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、大衆車においても排ガスの温度が高級スポーツカー並みの1000℃以上となり、排気系部品自体の温度が表面温度で950℃を超える場合もある。排気系部品はこのような高温域で酸化性のガスや大気中の酸素に曝され従来よりもさらに厳しい酸化環境におかれることとなり、さらにはエンジンの運転及び停止によって加熱及び冷却の繰り返し熱サイクルを受けることとなる。従って、排気系部品には従来にも増して耐酸化性、熱疲労寿命等の耐熱性や耐久性の向上が求められている。【０００４】
従来、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構成部材であ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、耐熱性及び耐酸化性に優れた、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。【０００５】
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が低下する。さらにニレジスト鋳鉄は希少金属(レアメタル)であるNiを質量比で35％前後と多く含有するため高価となる等の問題がある。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。【０００６】
耐熱鋳鉄や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。特開平7-228948号は、自動車用エンジンの排気系部品等に好適なオーステナイト系耐熱鋳鋼として、質量比で、C：0.2〜1.0％、C-Nb/8：0.05〜0.6％、Si：2％以下、Mn：2％以下、Cr：15〜30％、Ni：8〜20％、W：1〜6％、Nb：0.5〜6％、N：0.01〜0.3％、S：0.01〜0.5％、残部Fe及び不可避不純物からなるオーステナイト系耐熱鋳鋼を開示している。特開平7-228948号は、20Cr-10Ni系のオーステナイト系耐熱鋳鋼に、Nb、W、N及びSを適量添加してなる耐熱鋳鋼は、900℃以上の高温強度が向上し、しかも鋳造性及び被削性が優れるため排気系部品に好適であると記載している。【０００７】
しかしながら、特開平7-228948号に記載の20Cr-10Niオーステナイト系耐熱鋳鋼は、排気系部品の温度が900〜950℃程度での使用を想定して提案されたもので、1000℃付近の温度では、耐酸化性や熱疲労寿命が十分ではなく耐熱性や耐久性に劣る。特に熱疲労寿命は満足のゆくものではなく改良の余地がある。従って、表面温度が1000℃付近に達するような排気系部品（例えば、高いブースト圧が設定されたターボチャージャーのタービンハウジング）には使用できない。【０００８】
特開2000-291430号は、高温の使用条件下での耐久性をより向上したオーステナイト系耐熱鋳鋼製の排気系部品として、質量比で、C：0.2〜1.0％、Si：2％以下、Mn：2％以下、P：0.04％以下、S：0.05〜0.25％、Cr：20〜30％、Ni：16〜30％、残部Fe及び不可避的不純物を含む組成からなり、さらにW：1〜4％及び/又はNb：1％を超え4％以下を含み、Cr/Niの質量比を1.0〜1.5とした高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼からなる排気系部品を開示している。特開2000-291430号に記載の高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼は、20Cr-10Niオーステナイト系耐熱鋳鋼よりも主要合金元素であるCr及びNi含有量を増加した25Cr-20Ni系のオーステナイト系耐熱鋳鋼をベースに、材料の組成範囲や組織形態を制御して高温強度のみならず耐酸化性を大幅に改良したもので、1000℃を超える(特に1050℃付近、さらに1100℃付近)排ガスに曝される排気系部品に好適である。【０００９】
しかしながら、特開2000-291430号に記載の25Cr-20Niオーステナイト系耐熱鋳鋼は、高温特性や耐熱性を確保するために高価な希少金属であるCr及びNiを多量に含有している。これらの希少金属は偏った国や地域において少量しか産出しないことから、高価であるだけでなく世界経済情勢の影響を受けやすく安定供給に不安があり、さらには投資対象とされて価格が高騰する等の問題を抱えている。特開2000-291430号に記載の25Cr-20Niオーステナイト系耐熱鋳鋼は、Cr及びNiをそれぞれ25質量％及び20質量％程度含有しているため製造コストが嵩み、大衆車向けエンジンの排気系部品に用いるには経済性・供給安定性の点で問題がある。【００１０】
排気系部品には、自動車の排ガス浄化や燃費改善を達成するために、上述した耐熱性や耐久性以外にも様々な改良すべき技術的課題がある。例えば、後処理での排ガス浄化処理［排ガス浄化装置に内蔵した触媒やフィルタにより排ガス中の有害物質等を除去する処理］においては、エンジン始動時に触媒を早期に昇温し活性化させたり、排ガスを触媒やフィルタ全体に均等に供給したりして浄化性能を向上する必要がある。触媒の早期活性化のためには、排気系部品を通過する排ガスの温度低下を少なく、すなわち排ガスの熱が極力奪われないようにしなければならない。従って、排気通路の熱容量(ヒートマス)を小さくするため、排気系部品には薄肉化が要求されている。また、触媒等の浄化性能の向上だけでなく、エンジンの出力低下防止、過給機の効率向上等のためには、排ガスの流れを円滑にしたり圧力損失を減少したりすることが求められている。そのためには、排ガスの流動抵抗の低減、排気分配の改善、乱流や排気干渉の防止等が有効であり、例えば、排気系部品の排気通路の短縮や急激な方向変更の防止等を配慮した設計が要求されている。【００１１】
さらに、自動車には、低燃費化を目的とした車両の軽量化や車体の空気抵抗の低減、加えて安全性の向上も求められている。例えば、空力特性を改善するための車体形状の工夫としてエンジンルーム直上のボンネット高さを低くする、衝突時の安全性を確保するためにエンジンルーム内に衝撃吸収(クラッシュブル)ゾーンを設ける等の施策が図られている。これらの施策によりエンジンルーム内のレイアウト設計の自由度は減少しつつあり、排気系部品にも重量や容積の低減及び省スペースが求められている。このように、自動車の軽量化や安全性の向上への要求の見地からも、排気系部品には軽量化、コンパクト化、排気通路の円滑化等への対応が必要となる。【００１２】
上述した排気系部品への要求に応えるため、例えば、(a)エキゾーストマニホルドにおいて排気通路である分岐管の管状部を薄肉の板金製又はパイプ製の部材とし、シリンダヘッドやタービンハウジング等相手部材との締結部である取り付けフランジや集合ケースを鋳物製の部材として、両者を溶接接合して成形することで、排気通路の熱容量の小さい薄肉軽量のエキゾーストマニホルドとする、(b)長尺なエキゾーストマニホルドを複数の鋳物部材に分割して、該鋳物部材同士を蛇腹状のパイプ部材で溶接接合することで、熱膨張に起因する亀裂を防止したエキゾーストマニホルドとする、(c)エキゾーストマニホルドとタービンハウジングとをいずれも鋳物部材とする場合に、通常、ボルトで締結されるところ、両者を溶接接合として、ボルト締結のための厚肉のフランジや締結作業のための工具挿入スペースを不要として、熱容量を削減した軽量コンパクトな排気系部品とする等の提案がなされている。【００１３】
上記例示したように、排気系部品に要求される高い耐熱性や耐久性、さらには薄肉化、軽量化、コンパクト化、排気通路の円滑化等に対応するには、板金部材やパイプ部材と鋳物部材、又は鋳物部材同士を溶接により接合することが有効である。複雑形状となり易い排気系部品は、高い形状自由度を有する鋳物部材を構成部材に含み、かつ溶接により成形できるようにすることで、その設計自由度や製作容易性が向上し、締結ボルトやガスケット等の部品を削減できる。【００１４】
溶接接合して排気系部品を成形するためには、溶接割れを生じることがない十分な溶接性が必要である。また溶接性は、部材同士の接合だけでなく鋳物部材の鋳造欠陥の溶接補修においても、その優劣が生産歩留りや生産性に影響を与える重要な特性である。このように排気系部品を構成する材料には、耐熱性や耐久性に加えて溶接性を有することが望まれる。特開平7-228948号及び特開2000-291430号に記載のオーステナイト系耐熱鋳鋼は、いずれも経済性に配慮しつつ耐熱性や耐久性を確保し、さらに溶接性を改善する見地からの検討は十分でない。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１５】
従って本発明の目的は、1000℃付近での耐酸化性や熱疲労寿命といった耐熱性及び溶接性に優れ、しかも希少金属の含有量が少なく、経済性、資源の有効活用性、安定供給性等が良好なオーステナイト系耐熱鋳鋼と、このオーステナイト系耐熱鋳鋼からなる、自動車用エンジンの構成部品として好適な排気系部品を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
特開平7-228948号に記載の20Cr-10Ni系は1000℃付近での耐熱性や耐久性に劣るものの、希少金属であるCr及びNiの含有量が比較的少なく、一方、特開2000-291430号に記載の25Cr-20Ni系は1000℃を超えての耐熱性や耐久性に優れるものの、Cr及びNiの含有量が多いことから、本発明者は、20Cr-10Niオーステナイト系耐熱鋳鋼をベースに耐熱性や耐久性に寄与しているCr及びNiを削減しても25Cr-20Ni系と同等の1000℃付近での耐熱性や耐久性を付与することができないかを、合金元素や組成範囲を種々変更して検討した。【００１７】
その結果、Si含有量を増加すれば、Cr及びNiの少ない20Cr-10Ni系であっても25Cr-20Ni系と同等の耐熱性が得られるが、多量のSi含有は溶接性を著しく悪化させることがわかった。そこで、本発明者は、Siを増加しても溶接性を悪化させることなく、耐熱性と耐久性を付与できる組成範囲を見出すべくさらに鋭意研究した結果、(a)高温強度、耐酸化性等基本的な耐熱性を確保するためには、Siを増加しつつ、C、Mn、Cr、Ni、W、Mo、Nb、N及びS等主要合金元素の個々の含有量を適正範囲に限定し、(b)熱疲労寿命を向上するには、SiとW及び/又はMoとを特定の関係のもとで含有し、(c)Siを増加しつつ良好な溶接性を確保するためには、C、Si、Cr、Ni、W、Mo及びNbについての個々の含有量だけでなく、その総量が特定の関係となるように規定すればよいという新たな知見を得、本発明に想到した。【００１８】
すなわち、本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼は、
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。【００１９】
本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼は、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以下であるのが好ましい。【００２０】
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。【００２１】
本発明の排気系部品は、前記し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。この排気系部品としては、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のが好ましい。
【発明の効果】
【００２２】
本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼は、1000℃付近での耐酸化性及び熱疲労寿命等の耐熱性に加えて優れた溶接性を有するとともに、Cr及びNi等高価な希少金属を比較的安価なSiに代替して耐熱性を付与しているので、原材料コストを抑制できるという経済的効果のみならず、希少金属資源の有効活用や安定供給にも貢献する。本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼からなる材料は、自動車用の排気系部品用の材料として好適である。【００２３】
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は、自動車の排ガス浄化、燃費改善及び安全性向上のために要求される高い耐熱性や耐久性を有し、さらには優れた溶接性を有するため、薄肉化、軽量化、コンパクト化、排気通路の円滑化等に対応可能である。しかも、希少金属を削減して安価に製造できることから、大衆車への適用も可能であり、自動車用エンジンの構成部品として好適である。
【図面の簡単な説明】
【００２４】
【図１】オーステナイト系耐熱鋳鋼の示差走査熱量測定(DSC)による熱分析結果を示す模式図である。
【図２】Si及び(W＋2Mo)の組成とオーステナイト系耐熱鋳鋼の熱疲労寿命との関係を示すグラフである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２５】
［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。【００２６】
(1)C(炭素)：0.3〜0.6％
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。【００２７】
(2)Si(ケイ素)：1.1〜2％
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。【００２８】
(3)Mn(マンガン)：1.5％以下
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。【００２９】
(4)Cr(クロム)：17.5〜22.5％
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。【００３０】
(5)Ni(ニッケル)：8〜13％
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。【００３１】
(6)W(タングステン)及びMo(モリブデン)の少なくとも1種：(W＋2Mo)で1.5〜4％
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。【００３２】
(7)Nb(ニオブ)：1〜4％
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。【００３３】
(8)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。【００３４】
(9)S(硫黄)：0.01〜0.5％
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。【００３５】
(10)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。【００３６】
以上、基本成分の適正な含有範囲について説明したが、本発明では各合金元素が上記の組成範囲を単に満足しているだけでは不十分で、下記式(1)、(2)、(3)及び(4)の関係も、それぞれ併せて満足する必要がある。なお、(1)〜(4)の各式中の元素記号は耐熱鋳鋼中に含まれる各元素の含有量(質量％)を示す。【００３７】
(11)式(1)：0.05≦(C-Nb/8)≦0.6
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。【００３８】
(12)式(2)：17.5≦17.5Si-(W＋2Mo)、及び式(3)：5.6Si＋(W＋2Mo)≦13.7
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。【００３９】
優れた熱疲労寿命を有する本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼を得るためには、単にSiとW及び/又はMoの個々の含有量を限定するだけでなく、各々同様の効果を発揮するW及びMoを(W＋2Mo)として、Siと(W＋2Mo)との関係を勘案する必要がある。式(2)及び式(3)は、上記知見に基づき、SiとW及び/又はMoの含有量と、熱疲労寿命との関係を調査、検討した結果から規定したもので、長い熱疲労寿命を確保するには、式(2)及び式(3)をいずれも満足する必要がある。式(2)で表す17.5≦17.5Si-(W＋2Mo)は、オーステナイト基地中の析出炭化物の増加を抑制するために必要な条件であり、式(3)で表す5.6Si＋(W＋2Mo)≦13.7は、高温強度の低いフェライトの生成を抑制するために必要な条件である。熱疲労寿命を向上して耐熱性と耐久性を付与するためには、式(2)及び式(3)を満足させる必要がある。式(3)の左辺の値は12.7以下とするのが好ましい。【００４０】
(13)式(4)：0.08Si＋(C-Nb/8)＋0.015Cr＋0.011Ni＋0.03W＋0.02Mo≦0.96
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。【００４１】
一般に、鉄鋼材料においては、溶接割れ発生の感受性は、材料の凝固開始から終了までの凝固温度範囲ΔTと相関があり、ΔTが小さいほど溶接割れが発生し難くいといわれている。これに対して、本発明者が熱分析も含めて調査、検討した結果、本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼では、溶接割れ感受性は、ΔTよりも、凝固開始から約70％の凝固が終了するまでの凝固温度範囲ΔT0.7と相関があり、ΔT0.7を小さくすることによって、溶接割れを抑制できることがわかった。【００４２】
オーステナイト系耐熱鋳鋼の凝固過程を、示差走査熱量測定(DSC)により熱分析した結果を図1に模式的に示す。本発明の耐熱鋳鋼は、A点で凝固を開始し、最初にオーステナイトが晶出し(B点)、次にNb炭化物(NbC)とオーステナイトとの共晶が晶出し(C点)、次いでNb炭化物とオーステナイトの晶出末期にMnSが晶出し(D点)、最後にCr炭化物とオーステナイトとの共晶が晶出して(E点)、F点で凝固が終了する。図1に示したΔTは凝固開始(A点)から、全ての凝固が終了(F点)するまでの温度範囲であり、ΔT0.7は、凝固開始(A点)から70％の凝固が終了するまでの温度範囲である。ここで、70％の凝固が終了するまでの温度とは、熱分析で得られた温度と熱流の関係についての熱分析曲線を画像解析処理して、得られた図1の斜線で示した面積を総計(100％)とし、これに対して、凝固開始(A点)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である。【００４３】
本発明者が、種々の組成範囲の耐熱鋳鋼の熱分析結果と溶接割れ発生の関係について調査したところ、図1に示すE点のピーク(谷の深さ)の熱流値が小さな耐熱鋳鋼では溶接割れの発生が少ないこと、及び組成は異なるがΔTがほぼ同一で、E点のピークの熱流値が相違するいくつかの耐熱鋳鋼を比較すると、この熱流値が小さな耐熱鋳鋼の方が、凝固温度範囲ΔT0.7が小さくなり、溶接割れの発生が少ないことがわかった。【００４４】
溶接割れは、一般に凝固後期の残存した液相に熱応力が作用して生じるとされているが、凝固温度範囲が縮小すれば、凝固開始後に速やかに凝固が進行するので、残存する液相の量を減じ、熱応力を受けても割れを生ずる前に凝固が完了するので溶接割れが減少するものと思われる。また、速やかな凝固の進行は、多数の凝固核の発生を促進する一方、発生した凝固核の成長が抑制されて凝固組織が微細化して強度が向上し、P等の低融点不純物元素の結晶粒界への偏析を防止して粒界の延性低下を抑止し、これらの作用により溶接割れを抑制する効果もあると考えられる。上述した液相の残存量等の溶接割れに影響を及ぼす因子は、鋳鋼の組成に起因しており、その組成は、最後の液相が消滅して凝固が全て終了する凝固終了までの凝固温度範囲ΔTではなく、凝固開始から70％の凝固が終了するまでの凝固温度範囲ΔT0.7に顕著に反映されるため、ΔTがほぼ同一な場合、ΔT0.7の小さい方が溶接割れを生じ難いものと推測される。【００４５】
上述したように図1に示すE点のピークの熱流値を小さくすればΔT0.7が小さくなる。E点は、凝固後期のCr炭化物とオーステナイトの共晶が晶出することにともなって生ずる熱流の変化である。従って、Cr炭化物とオーステナイトの共晶の晶出量を減少できれば、E点のピークの熱流値を小さくして、ΔT0.7を小さくできると考えられる。【００４６】
この調査結果に基づいて、本発明者は、溶接性を改善するために基本成分の含有量についてさらに検討して、Cr炭化物とオーステナイトの共晶の晶出量を制御するための成分パラメータを見出した。すなわち、Si、Cr、Ni、W及びMoの含有量を少なくし、前記式(1)の(C-Nb/8)が小さくなるように制御すれば、凝固後期に生ずるCr炭化物とオーステナイトの共晶の晶出量が減少し、図1に示すE点のピークの熱流値が小さくなってΔT0.7が小さくなり、溶接割れ発生の感受性が低くなる。【００４７】
式(4)は、上記検討から見出された、Cr炭化物とオーステナイトとの共晶の晶出を制御するための成分パラメータであり、溶接割れ発生の感受性を低減して溶接性を改善する指標である。具体的には、C、Si、Cr、Ni、W、Mo及びNbの含有量から式(4)で与えられる左辺の値を0.96以下とすれば、溶接割れ発生の感受性を低減して、Siを増量しても溶接性の良好なオーステナイト系耐熱鋳鋼とできる。一方、式(4)の左辺の値が0.96を超えると、個々の元素の含有量が上述した本発明の範囲内であっても、Cr炭化物とオーステナイトの共晶の晶出量が多くなり、E点のピークの熱流値が大きくなってΔT0.7が拡大して、溶接割れの発生を招く。このため、本発明においては、溶接性を改善するために、上述のC、Si、Cr、Ni、W、Mo及びNbの個々の含有量の限定に加えて、式(4)の左辺の値を0.96以下に限定した。【００４８】
凝固温度範囲ΔT0.7と式(4)の左辺の値、及び溶接割れ発生の関係について調査した結果、本発明の組成範囲内において、式(4)の左辺の値が0.96以下であれば、ΔT0.7は70℃以下となって溶接割れの発生はなく、一方、式(4)の左辺の値が0.96を超えると、ΔT0.7が70℃を超えて溶接割れが発生することがわかった。【００４９】
溶接性の見地のみからすれば、凝固において、図1に示すE点を生じなければ、ΔT0.7のみならず、ΔTも小さくなって溶接性は大幅に向上する。E点を生じないためには、Cr炭化物とオーステナイトの共晶を晶出させないように式(4)の左辺の値ができる限り小さくなるよう関係する合金元素の含有量を規定すればよい。しかし、Cr炭化物とオーステナイトの共晶の晶出が極端に減少すると、高温強度や耐酸化性が不足して本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼の本来機能である耐熱性と耐久性を確保できない。従って、式(4)で与えられる左辺の値の下限は、上述のSi、Cr、Ni、W及びMoの含有量及び(C-Nb/8)の値に応じて制限される。【００５０】
このように、C、Si、Cr、Ni、W、Mo及びNbについての個々の含有量だけでなく、その総量を上記式(4)の範囲内に制限することによって、Cr炭化物とオーステナイトとの共晶による晶出量を減少させ、凝固温度範囲ΔT0.7を縮小できる。その結果、凝固開始後に速やかに凝固が進行するので、結果として溶接割れ感受性が大幅に低下する。【００５１】
［2］特性
(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。【００５２】
オーステナイト系耐熱鋳鋼を、1000℃を超える温度の排ガスに曝される排気系部品に使用する場合、排気系部品の表面温度は950〜1000℃付近に到達する。1000℃の大気雰囲気に200時間保持したときの酸化減量が20 mg/cm2を超えると、亀裂の起点となる酸化膜の生成が多くなり、耐酸化性が不十分となる。この条件での酸化減量が20 mg/cm2以下ならば、酸化膜の生成及び亀裂の発生が抑制されるので、耐酸化性に優れ、高い耐熱性及び耐久性と長い寿命を有するオーステナイト系耐熱鋳鋼が得られる。本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼の酸化減量は15 mg/cm2以下であるのがより好ましく、10 mg/cm2以下であるのが最も好ましい。【００５３】
(15)熱疲労寿命：800サイクル以上
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。【００５４】
熱疲労寿命は、例えば、標点間距離25 mm、及び直径10 mmの平滑丸棒試験片に、大気中で加熱上限温度を1000℃、冷却下限温度を150℃、温度振幅を850℃以上、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、加熱冷却に伴う伸縮を機械的に拘束して熱疲労破壊を起こさせることにより評価できる。熱疲労寿命の判定基準は、加熱冷却の繰り返しに伴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（冷却下限温度で発生）を基準（100％）として、各サイクルで測定される最大引張荷重が75％に低下したときのサイクル数とした。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、試験片が例えば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用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程度であることから、本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼は拘束率0.25で規定した。【００５５】
加熱上限温度1000℃、温度振幅850℃以上、及び拘束率0.25の条件での熱疲労寿命が800サイクル以上であれば、オーステナイト系耐熱鋳鋼は優れた熱疲労寿命を有するということができ、1000℃以上と高温の排ガスに曝される排気系部品に好適である。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は、1000℃以上の排ガスに曝される環境下でも耐熱性及び耐久性に優れ、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、上述したと同一の条件の熱疲労試験により測定した熱疲労寿命が850サイクル以上であるのがより好ましく、900サイクル以上であるのが最も好ましい。【００５６】
［3］排気系部品
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。【００５７】
本発明の排気系部品は、1000℃以上の高温の排ガスに曝されて、排気系部品自体の表面温度が950〜1000℃付近に達しても高い耐酸化性と熱疲労寿命等優れた耐熱性と耐久性を発揮する。さらに、優れた溶接性も有することから、板金部材やパイプ部材と鋳物部材、鋳物部材同士の溶接接合、又は鋳造欠陥の溶接補修において溶接割れを生ずることがない。しかも、希少金属を削減して安価に製造できるため経済性にも優れる。つまり本発明の排気系部品は、当該部品に要求される高い耐熱性や耐久性を有し、さらに軽量化やコンパクト化等に対応可能で、大衆車にも適用が容易なことから、自動車の排ガス浄化、燃費改善及び安全性向上に貢献することが期待される。【００５８】
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れるものではない。ここでも特に断りがない限り、合金を構成する各元素の含有量は質量％で表す。【００５９】
実施例1〜28及び比較例1〜22
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。）。【００６０】
実施例1〜28は本発明で規定する組成範囲内のオーステナイト系耐熱鋳鋼である。比較例1、2、8〜17は、C、Ni、Mn、Cr、W、Mo、(W＋2Mo)及びNbのうちのいずれか1つ以上の元素の含有量が、本発明で規定する組成範囲外の鋳鋼であり、このうち比較例2及び16は式(4)の値が大きすぎる鋳鋼である。比較例3〜5は式(2)の値が小さすぎる鋳鋼で、このうち比較例4はSiの含有量が少なすぎる鋳鋼であり、比較例5は特開平7-228948号に記載の20Cr-10Ni系のオーステナイト系耐熱鋳鋼の一例である。比較例6及び7は式(3)の値が大きすぎる鋳鋼で、このうち比較例7はSiの含有量が多すぎる鋳鋼である。比較例18〜21は式(4)の値が大きすぎる鋳鋼である。比較例22は特開2000-291430号に記載の25Cr-20Ni系の高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼の一例である。【００６１】
実施例1〜28及び比較例1〜22の各鋳鋼を、100 kg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JIS規格Y形B号供試材となる鋳型及び溶接性評価の円筒状試験片となる鋳型とに注湯して供試材を作製した。各供試材に対して以下の評価試験を行った。【００６２】
【表１】
2009104792.tif 000003
【００６３】
表1(続き)
2009104792.tif 000004
【００６４】
表1(続き)
2009104792.tif 000005
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【００６５】
【表２】
2009104792.tif 000006
【００６６】
表2(続き)
2009104792.tif 000007
【００６７】
表2(続き)
2009104792.tif 000008
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
【００６８】
(1)高温耐力
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。【００６９】
(2)酸化減量
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。【００７０】
表3及び4から明らかなように、実施例1〜28はCr及びNiの含有量が少ないにもかかわらず、酸化減量はいずれも本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼の好ましい酸化減量である20 mg/cm2以下と少なく、25Cr-20Ni系の高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼の比較例22と同等の耐酸化性を示すことがわかる。一方、Si含有量の少ない比較材4、Mn含有量の多い比較材9、Cr含有量の少ない比較材10、W含有量の多い比較材13、Mo含有量の多い比較材15、Nb含有量の少ない比較材16は、いずれも酸化減量が20 mg/cm2を超えて多い。この結果から本発明の耐熱鋳鋼は、20Cr-10Ni系でありながら、1000℃以上の排ガスに曝される排気系部品用に十分な耐酸化性を有することが確認された。【００７１】
(3)熱疲労寿命
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。【００７２】
表3及び4から明らかなように、実施例1〜28はCr及びNiの含有量が少ないにもかかわらず、熱疲労寿命はいずれも800サイクル以上と長く、25Cr-20Ni系の高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼の比較例22と同等の熱疲労寿命を示すことがわかる。一方、C含有量の少ない比較材1、式(2)の値が小さすぎる比較例3〜5、式(3)の値が大きすぎる比較例6、7、Ni含有量の少ない比較例8、Cr、W、Mo、(W＋2Mo)、Nbのうちのいずれか1つ以上の含有量が本発明で規定する組成範囲外の比較例10〜17は、いずれも熱疲労寿命が800サイクル未満で短い。特に、従来の20Cr-10Ni系のオーステナイト系耐熱鋳鋼に相当する比較例5は、式(2)の値が本発明で規定する17.5より小さく、熱疲労寿命が800サイクル未満であった。この結果から本発明の耐熱鋳鋼は、20Cr-10Ni系でありながら、1000℃以上の排ガスに曝される排気系部品用に十分な熱疲労寿命を有することが確認された。【００７３】
Si及び(W＋2Mo)の組成とオーステナイト系耐熱鋳鋼の熱疲労寿命との関係を図2に示す。図2には、実施例1〜28と、Si、W、Mo、(W＋2Mo)、式(2)の値及び式(3)の値を除いてその他の組成及び関係式の値が本発明で規定する範囲内の比較例3〜7及び比較例12〜15とがプロットされている。各点の形状は、熱疲労寿命（サイクル数）を表し、800未満のものをダイヤ印（◆）、800以上850未満のものを三角印（△）、850以上900未満のものを四角印（□）、900以上のものを丸印（○）で表した。実線太枠は、本発明の規定範囲となるSi：1.1〜2の領域、(W＋2Mo)：1.5〜4の領域、式(2)で表す17.5≦17.5Si-(W＋2Mo)の領域、式(3)で表す5.6Si＋(W＋2Mo)≦13.7の領域についての夫々の境界線を示し、この実線太枠で囲まれた領域内が本発明で規定するSi及び(W＋2Mo)の組成範囲を満足する領域である。図2から、本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼は、Si及び(W＋2Mo)が、この領域内にあれば熱疲労寿命として800サイクル以上を有することがわかる。このことからオーステナイト系耐熱鋳鋼においては、単にSiとW及び/又はMoの個々の含有量に基づいた組成範囲ではなく、優れた熱疲労寿命を呈するSiと(W＋2Mo)との関係に基づいた組成範囲が存在することを意味している。【００７４】
【表３】
2009104792.tif 000009
【００７５】
【表４】
2009104792.tif 000010
【００７６】
(4)溶接性
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。【００７７】
［溶接条件］
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【００７８】
排気系部品には、板金部材やパイプ部材と鋳物部材、又は鋳物部材同士の溶接接合、あるいは鋳物部材の鋳造欠陥の溶接補修において溶接割れを生ずることがない十分な溶接性が必要である。表3及び表4から明らかなように、実施例1〜28には溶接割れは認められなかった。しかし、C含有量が多すぎ、かつ式(4)の値が大きすぎる比較例2、Si含有量が多すぎる比較例7、式(4)の値が大きすぎる比較例16、18〜22は、溶接割れが発生した。割れの発生状況としては、Siが多すぎる比較例7は母材側に割れが発生し、それ以外の比較例2、16、18〜22はビードの割れが発生した。この結果から本発明の耐熱鋳鋼は、排気系部品に必要な溶接性を有することが確認された。【００７９】
(5)凝固温度範囲ΔT0.7
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。【００８０】
表3及び4から明らかなように、式(4)の値が0.96以下で、凝固温度範囲ΔT0.7が70℃以下の実施例1〜28には溶接割れは認められなかった。しかし、式(4)の値が0.96を超えて、凝固温度範囲ΔT0.7が70℃を超えた比較例2、16、18〜22は、溶接割れが発生した。この結果から本発明の耐熱鋳鋼は、凝固温度範囲ΔT0.7を70℃以下とすることで良好な溶接性を確保できることが確認された。なお、比較例7は、式(4)の値が0.96以下で凝固温度範囲ΔT0.7が70℃以下にも関わらず溶接割れが発生した。比較例7の割れ発生箇所がビードではなく母材であることから、比較例7はSi含有量が単独で過剰なため、鋳鋼母材の結晶粒界に濃化した低融点のSiが、溶接時の入熱により局部的に溶融して割れを生じたものと考えられる。【００８１】
実施例29
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。【００８２】
次に、排気量2000ccの直列4気筒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、本実施例のエキゾーストマニホルドを組み付け、貫通亀裂発生までの寿命、亀裂及び酸化の発生状況を調べる耐久試験を実施した。耐久試験は、全負荷時の排ガス温度がエキゾーストマニホルドの排ガス下流側となる集合部の出口で約1050℃、エキゾーストマニホルド表面の加熱上限温度が集合部で約1000℃、冷却下限温度が集合部で約90℃(温度振幅＝約910℃)の条件で、10分間の加熱及び10分間の冷却からなる加熱冷却サイクルを1サイクルとして行った。なお、加熱冷却サイクルの目標は1500サイクルとした。【００８３】
耐久試験の結果、本実施例のエキゾーストマニホルドは、排ガスの漏洩や割れを生ずることなく、1500サイクルの耐久試験をクリアした。耐久試験後の詳細な観察（目視及び浸透探傷試験）の結果、浸透探傷試験において枝管の一部に極微小な亀裂が発生していることが確認されたものの、貫通亀裂はもとより目視で確認できる亀裂は発生せず、部品全体の酸化も少なかった。これにより本実施例のエキゾーストマニホルドは優れた耐熱性や耐久性を有することが確認された。【００８４】
比較例23
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。【００８５】
耐久試験の結果、比較例23のエキゾーストマニホルドは、排ガスの漏洩や割れを生ずることなく、1500サイクルの耐久試験をクリアした。耐久試験後の実施例29と同様の詳細な観察の結果、集合部に、貫通には至らなかったものの目視で確認できる亀裂が認められ、また浸透探傷試験において枝管に小さな亀裂が発生していることが確認された。また、部品全体の酸化は少ないものの、酸化の程度は実施例29のエキゾーストマニホルドと比較すると多かった。【００８６】
上記のとおり、本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼を用いて製造した排気系部品は、排気系部品の温度として1000℃付近での高い耐酸化性や熱疲労寿命を有し、耐熱性と耐久性に優れていることが確認された。本発明の排気系部品は、希少金属の含有量が少なく、価格や省資源の点で経済性が良好なオーステナイト系耐熱鋳鋼からなるので、自動車用エンジンの構成部品として好適である。【００８７】
以上、自動車エンジン用の排気系部品について説明したが、本発明はこれに限定されるものではなく、本発明のオーステナイト系耐熱鋳鋼は、例えば、建設機械、船舶、航空機等の燃焼機関や、溶解炉、熱処理炉、焼却炉、キルン、ボイラ、コージェネ装置等の熱機器や、石油化学プラント、ガスプラント、火力発電プラント、原子力発電プラント等各種プラント設備等の、高い耐酸化性や熱疲労寿命等優れた耐熱性や耐久性と同時に溶接性が要求される鋳物部品にも使用可能である。
【図１】
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【図２】
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【国際調査報告】
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