(57)【要約】【課題】高温域における強度が高く、耐熱疲労性及び機械加工性に優れたフェライト系球状黒鉛鋳鉄を提供することを目的とする。【解決手段】質量％で、Ｃ：３．０〜３．４％、Ｓｉ：４．０〜４．７％、Ｍｎ：０．１５〜０．４０％、Ｍｏ：０．３〜０．７％、Ｖ：０．２〜０．５％、及びＣｒ：０．１１〜０．４０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなるフェライト系球状黒鉛鋳鉄を提供する。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：３．０〜３．４％、Ｓｉ：４．０〜４．７％、Ｍｎ：０．１５〜０．４０％、Ｍｏ：０．３〜０．７％、Ｖ：０．２〜０．５％、及びＣｒ：０．１１〜０．４０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなるフェライト系球状黒鉛鋳鉄。
【請求項２】
高温焼鈍処理されたフェライト系球状黒鉛鋳鉄であって、
前記高温焼鈍処理が、前記フェライト系球状黒鉛鋳鉄の鋳造後に、共析変態開始温度（Ａｃ１開始点）付近の温度に保持した後、共析変態終了温度（Ａｃ１終了点）より１０〜３０℃高い温度に昇温して一定時間保持し、５℃／分以下の冷却速度で共析変態終了温度（Ａｒ１終了点）以下まで徐冷することを含む、請求項１に記載のフェライト系球状黒鉛鋳鉄。
【請求項３】
請求項１又は２に記載のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を用いて製造される自動車の排気系部品。
【請求項４】
前記排気系部品が、エキゾーストマニホールド、タービンハウジング、ターボハウジング、ターボハウジングアウトレットパイプ、又はターボハウジング一体型エキゾーストマニホールドである請求項３に記載の排気系部品。
【請求項５】
質量％で、Ｃ：３．０〜３．４％、Ｓｉ：４．０〜４．７％、Ｍｎ：０．１５〜０．４０％、Ｍｏ：０．３〜０．７％、Ｖ：０．２〜０．５％、及びＣｒ：０．１１〜０．４０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる溶湯を鋳造する工程と、
鋳造後に高温焼鈍を行う工程と
を含み、前記高温焼鈍が、共析変態開始温度（Ａｃ１開始点）付近の温度に保持した後、共析変態終了温度（Ａｃ１終了点）より１０〜３０℃高い温度に昇温して一定時間保持し、５℃／分以下の冷却速度で共析変態終了温度（Ａｒ１終了点）以下まで徐冷することを含む、フェライト系球状黒鉛鋳鉄の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、フェライト系球状黒鉛鋳鉄及びその製造方法、並びにこれを用いた自動車の排気系部品に関する。
【背景技術】
【０００２】
フェライト系の高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄は、共析変態温度が高く、耐酸化性や鋳造性、切削性に優れていることが知られている（例えば、特許文献１）。特許文献１が示すフェライト系球状黒鉛鋳鉄では、Ｍｎ、Ｍｏ添加による基地フェライトの固溶強化とＶ添加による硬質ＶＣ系炭化物の析出強化によって優れた耐熱性が付与されることが記載されている。
【０００３】
このフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、耐熱性が求められる自動車の排気系部品、特に、排気ガス温度が高いターボ仕様の軽四輪車用のエキゾーストマニホールド（通称：エキマニ）に広く用いられてきた。
【０００４】
最近、安全基準への適合やユーザー嗜好の多様化によって、自動車の車体重量が増加傾向にある。このため、エンジンの高出力と低燃費を両立可能な直噴ターボ仕様のエンジンを搭載する車が多くなっている。直噴ターボ仕様のエンジンの排気ガス温度は、９２０℃を超えるものがあり、エンジン本体に直接、締結させるエキゾーストマニホールドは実体温度が９００℃にも達する。上記のフェライト系球状黒鉛鋳鉄へも更なる耐熱性の向上が求められている。
【０００５】
高温の排気ガス温度域におけるフェライト系球状黒鉛鋳鉄の高温物性の向上を図った例としては、特許文献２や特許文献３が知られている。しかし、特許文献２のフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、Ｎｉを含有するため共析変態温度が低下しており、硬度も高いという欠点があった。特許文献３では、フェライト系球状黒鉛鋳鉄が実際に使用される高温域における該鋳鉄の耐力、引張強さ、共析変態等については、全く開示されておらず、耐熱性が必要なエキゾーストマニホールド等の材料に使用できるかは不明であった。
【０００６】
耐熱鋼板や耐熱鋼管をプレス加工した後、溶接によって成形する板金製エキゾーストマニホールドもまた、ターボ仕様の小型車で一部採用されている。しかし、触媒を内蔵した重量物のキャタリストケースをエキゾーストマニホールドの極力近くに配置させる必要があることや、エキゾーストマニホールドとキャタリストケースの間に重量物であるターボユニットを締結させるというレイアウト上の制約を満たすためにも、形状自由度が高く、剛性設計が容易な鋳物がいまだ多く使用されている。
【０００７】
一方、高温物性の向上を図ったフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、エキゾーストマニホールドに用いられる従来の鋳鉄と比較して硬さが高く、機械加工時、特にフランジ部の穴あけ工程などでドリルの早期摩耗が起こり易かった。
【０００８】
以上の実情により、低コストで、既存の設備を利用して製造しうる優れた耐熱鋳鉄材料の開発が望まれていた。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特許第３９３６８４９号公報
【特許文献２】特開平９−８７７９６号公報
【特許文献３】特公昭６０−５３７３６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明は、上記問題点に鑑みてなされたものであり、室温から中温域における延性が改善されると共に、高温域における強度に優れ、耐熱疲労性及び機械加工性（切削性）が向上したフェライト系球状黒鉛鋳鉄及びこの製造方法、並びにこれを用いた自動車の排気系部品を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明は、上記課題を解決するためになされたものである。すなわち、本発明は、一側面によれば、フェライト系球状黒鉛鋳鉄であって、質量％で、Ｃ：３．０〜３．４％、Ｓｉ：４．０〜４．７％、Ｍｎ：０．１５〜０．４０％、Ｍｏ：０．３〜０．７％、Ｖ：０．２〜０．５％、及びＣｒ：０．１１〜０．４０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる。不可避不純物としては、Ｓが０．０２％以下、Ｐが０．１％以下、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｚｎ含有量の合計が最大０．２％含有される。
【００１２】
上記発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、その一形態において、高温焼鈍処理されたフェライト系球状黒鉛鋳鉄であって、前記高温焼鈍処理が、前記フェライト系球状黒鉛鋳鉄の鋳造後に、共析変態開始温度（Ａｃ１開始点）付近の温度に保持した後、共析変態終了（Ａｃ１終了点）温度より１０〜３０℃高い温度に昇温して一定時間保持し、５℃／分以下の冷却速度で共析変態終了温度（Ａｒ１終了点）以下まで徐冷することを含むことが好適である。共析変態開始温度（Ａｃ１開始点）付近の温度とは、Ａｃ１開始点−５０℃からＡｃ１開始点＋５０℃の間の温度であり、好ましくは、Ａｃ１開始点−２０℃からＡｃ１開始点＋２０℃の間の温度である。
【００１３】
本発明は、別の側面で、自動車の排気系部品であり、上記のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を用いて製造される。前記排気系部品は、エキゾーストマニホールド、タービンハウジング、ターボハウジング、ターボハウジングアウトレットパイプ、又はターボハウジング一体型エキゾーストマニホールドであることが好適である。
【００１４】
本発明は、別の側面で、フェライト系球状黒鉛鋳鉄の製造方法であり、質量％で、Ｃ：３．０〜３．４％、Ｓｉ：４．０〜４．７％、Ｍｎ：０．１５〜０．４０％、Ｍｏ：０．３〜０．７％、Ｖ：０．２〜０．５％、及びＣｒ：０．１１〜０．４０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる溶湯を鋳造する工程と、鋳造後に高温焼鈍を行う工程とを含み、前記高温焼鈍が、共析変態開始温度（Ａｃ１開始点）付近の温度に保持した後、共析変態終了温度（Ａｃ１終了点）より１０〜３０℃高い温度に昇温して一定時間保持し、５℃／分以下の冷却速度で共析変態終了温度（Ａｒ１終了点）以下まで徐冷することを含む。共析変態開始温度（Ａｃ１開始点）付近の温度とは、Ａｃ１開始点−５０℃からＡｃ１開始点＋５０℃の間の温度であり、好ましくは、Ａｃ１開始点−２０℃からＡｃ１開始点＋２０℃の間の温度である。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、室温から中温域における延性が改善されると共に、高温域における強度に優れ、耐熱疲労性と機械加工性（切削性）が向上した耐熱性のフェライト系球状黒鉛鋳鉄及びこの製造方法が提供される。そして、該フェライト系球状黒鉛鋳鉄を自動車の排気系部品、特にエキゾーストマニホールドに用いることにより、エキゾーストマニホールドの耐久性及び信頼性をさらに高めることができる。よって、該フェライト系球状黒鉛鋳鉄は、熱負荷の高いガソリンエンジン用エキゾーストマニホールドはもとより長距離走行に使用されるディーゼルエンジン（トラック、バスなど）用のエキゾーストマニホールド等にも採用することが可能となる。本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、高温強度、特に耐力に優れるため、エキゾーストマニホールドの熱変形によるフランジ面からの排気ガスの吹き抜けを防止することができる。また、該フェライト系球状黒鉛鋳鉄は、高価なニッケルを多量に含むオーステナイト系球状黒鉛鋳鉄と比べて、極めて低コストで製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】供試材作製用のＹブロックを示す図である。
【図２】引張特性の評価に用いた試験片の形状を示す図である。
【図３】供試材（鋳放し）の４００℃における引張特性（０．２％耐力、引張強さ、破断伸び）を示すグラフである。
【図４】供試材（鋳放し）の８００℃における引張特性（０．２％耐力、引張強さ、破断伸び）を示すグラフである。
【図５】Ｓｉの含有量とＡｃ１変態点との関係を示すグラフである。
【図６】高温焼鈍の熱処理条件を示す図である。
【図７】高温焼鈍後の供試材の４００℃における引張特性（０．２％耐力、引張強さ、破断伸び）を示すグラフである。
【図８】高温焼鈍後の供試材の８５０℃における引張特性（０．２％耐力、引張強さ、破断伸び）を示すグラフである。
【図９】高温焼鈍の前後における硬さ（ＨＲＢ）の変化を示すグラフである。
【図１０】各供試材の熱疲労試験による破損繰返し数を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
以下に、本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄について、さらに詳細に説明する。
本発明者らは、鋭意検討することにより、特許文献１に開示されるフェライト系球状黒鉛鋳鉄にＣｒを添加することにより、共析変態温度及び高温域における強度がさらに高まることを見出し、本発明を完成するに至った。すなわち、本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、質量％で、Ｃ：３．０〜３．４％、Ｓｉ：４．０〜４．７％、Ｍｎ：０．１５〜０．４０％、Ｍｏ：０．３〜０．７％、Ｖ：０．２〜０．５％、及びＣｒ：０．１１〜０．４０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる。
【００１８】
ここで、本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄を上記組成とすることが妥当であることを見出したことについて、延性の確保と高温強度の向上、Ａ１変態温度の向上、及び耐酸化性の向上の観点から説明する。
【００１９】
［延性の確保と高温強度の向上］
本発明者らは、高温における強度、特に耐力、引張強さを高めるために、従来のフェライト系球状黒鉛鋳鉄にＣｒを主要元素として添加することが有効であることを見出した。本発明によれば、フェライト系球状黒鉛鋳鉄は、Ｃｒを０．１１〜０．４０質量％含有する。フェライト系球状黒鉛鋳鉄に、Ｃｒを０．１質量％以上添加することにより８００〜９００℃における高温強度を向上させることができる。Ｓｉの含有量が同等である場合、Ｃｒの含有量が高いほど、フェライト系球状黒鉛鋳鉄の硬さは高まる傾向があり、高温強度の向上効果も高まる。さらに、室温（２０℃）から中温域（４００℃付近）における強度を向上できる。
【００２０】
一方、Ｃｒは合金工具鋼のように０．４％を超える添加量のときに炭化物を優先的に生成させる作用をもつため、Ｃｒを過剰に添加すると、基地のパーライト化を促進すると共に、粗大なクロム炭化物を粒界に晶出させる。特に、０．７１質量％のＣｒを添加した場合は、上記の粗大なクロム炭化物の晶出に加え、球状黒鉛鋳鉄の基地はほぼパーライトとなる（「アルミニウムを含む低合金球状黒鉛鋳鉄の高温特性」、彦坂武夫著、愛知工業センター報告）。球状黒鉛鋳鉄における基地内のパーライトは、高温に加熱されると分解し黒鉛成長の要因となるため、パーライト面積率の高い球状黒鉛鋳鉄を、例えば自動車の排気系部品に用いた場合、エンジン稼働時の高温加熱によって排気系部品の永久膨張（成長現象）を招くおそれがある。また、パーライト及びクロム炭化物の粗大析出物は、耐衝撃性を低下させる。基地組織のパーライト化は、黒鉛の晶出を促進するＳｉの添加量を増加させることにより抑制することも可能である。しかし、Ｓｉの添加量を４．８質量％まで高めると、硬さが１０１ＨＲＢを超え、室温における伸びも著しく低下する。従って、Ｓｉの添加量を４．７質量％より増加させずに基地のパーライト化を抑制するため、Ｃｒの添加量の上限を０．４０質量％とすることが好ましい。
【００２１】
ここで、Ｍｎは、Ｃｒと同様に固溶強化によって基地フェライトを強化することができる一方、炭化物の生成を促進し、基地のパーライト析出を促進する作用を有する。従って、Ｍｎを過剰に添加すると、基地のパーライト析出が促進され、硬さが高まり脆性が増す場合がある。従って、本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄では、Ｍｎの含有量を０．１５〜０．４０質量％に抑えている。
【００２２】
また、Ｐは、鋳鉄の不可避不純物元素であるが、鋳造性を考慮すると含有量は０．０３〜０．０６質量％含有した方が好ましい。含有量が０．１質量％を超えると、室温での著しい脆化を招く場合がある。
【００２３】
Ｖは、室温から８５０℃程度の高温までにおける強度を向上させる作用がある。Ｖは、高融点の微細なＶＣ炭化物をフェライト内に析出させ、高温時でも発生応力に対して転位の移動を阻害するため、高温強度（特に、耐力）の改善に大きく寄与する。本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、Ｖを含有しており、その含有量は０．２〜０．５質量％である。Ｖの含有量が０．２〜０．５質量％の範囲であれば、延性を損なうことなく高温強度を改善できる。含有量が０．５質量％を超えると粗大バナジウム炭化物が共晶セル間に偏析を起こすため高温強度は改善されず、逆に硬度アップや脆化を促進させる場合がある。
【００２４】
Ｍｏは、Ｖと同様に高温での機械的性質、特に、耐力を向上させる作用がある。本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、Ｍｏを０．３〜０．７質量％含有する。Ｍｏの含有量が０．３質量％未満であると、その添加効果が小さい場合があり、０．７質量％を超えると、室温時の硬度が上昇し、伸びが低下する場合があるためである。特に、Ｍｏの含有量が１．０％を超えると、球状黒鉛鋳鉄のパーライト率が増大し、硬度の上昇と著しい伸びの低下が引き起こされる場合がある。
【００２５】
［Ａ１変態温度の向上］
フェライト系球状黒鉛鋳鉄は、昇温によって、フェライト＋パーライトの基地組織がオーステナイト相に変態する共析変態を起こす。この共析変態をＡ１変態といい、昇温時に変態を起こす温度をＡｃ１変態点という。昇温時の共析変態の過程では、フェライト系球状黒鉛鋳鉄の体積は一旦収縮し、変態が完了するとオーステナイト特有の大きな膨張を引き起こす。高温加熱と冷却が繰り返される環境下で、相変態が繰り返されると、大きな変態ひずみが発生し、熱疲労が問題となる。排気系部品の耐熱疲労化性を高めるためには、フェライト系球状黒鉛鋳鉄のＡｃ１変態点を向上させ、実使用温度外に高めることが有効である。
【００２６】
フェライト系球状黒鉛鋳鉄のＡｃ１変態点は、図５に示されるように、Ｓｉの添加量が多い程高くなる傾向にある。よって、Ａ１変態温度を向上させるためには、Ｓｉの含有量を高めることが好ましい。しかし、Ｓｉの含有量が４．７質量％を超えると、溶湯における炭素の固溶度が低下するため鋳造性に支障が生じる場合がある。また、基地フェライトの硬さが増すために延性が低下する場合がある。よってＳｉの添加量は４．７質量％以内とすることが好ましい。よって、本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、Ｓｉを４．０〜４．７質量％含有している。また、Ｓｉを４．４１〜４．７質量％含有する場合は硬さが高まるため、硬さを抑制するために高温焼鈍処理を行うこともできる。本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄を、高温焼鈍処理を施さない鋳放しで使用する場合は、硬さを抑制するため、Ｓｉの含有量を４．０〜４．４質量％とすることが好ましい。
【００２７】
本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、Ｃの含有量が３．０〜３．４質量％であることが好ましく、３．１〜３．４質量％であることがより好ましい。Ｓｉの含有量が４．０〜４．７質量％の範囲であるため、Ｃの含有量が３．０質量％未満であると、炭素当量が共晶組成（４．２）近くまで低下してしまうため、最終凝固部に共晶凝固特有の粗大な空隙（＝引け巣）を生成させたり、黒鉛球状化率が低下してしまう場合がある。また、３．５質量％を超えると、炭素当量が５．０を超えるケースがありカーボンドロスやチャンキー黒鉛、爆発状黒鉛などを晶出させて機械的性質を劣化させる場合があるからである。
【００２８】
本発明によれば、Ｓｉの含有量を上記範囲とすることにより、フェライト系球状黒鉛鋳鉄のＡｃ１変態点を高めることができる。また、Ｓｉの組成を４．７〜４．７４質量％に高めた場合は、従来の鋳鉄で最大９１０〜９２０℃であったＡｃ１変態点を最大約９５０℃まで向上させることができる。自動車の排気系部品、例えばエキゾーストマニホールドは、９５０℃の排ガスに曝されると、エキゾーストマニホールド自体の温度は９１０〜９２０℃まで昇温する。よって、このようなフェライト系球状黒鉛鋳鉄を用いることにより、エキゾーストマニホールドがＡｃ１変態点を超えて加熱されることを防ぐことができる。その結果、相変態に伴う大きな変態ひずみの発生が抑制され、熱疲労寿命が従来の球状黒鉛鋳鉄と比較して２０〜５０％向上する。
【００２９】
［耐酸化性の向上］
Ｃｒは、ステンレス等に代表されるように、耐酸化性を向上させる効果がある。本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、上記のようにＣｒを含有するため、従来の鋳鉄と比較して耐酸化性が向上している。
【００３０】
本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、組成の観点で以上のような向上が図られているので、室温から中温域における延性が改善されると共に、高温強度に優れ、熱疲労寿命と機械加工性（切削性）が著しく向上している。従って、該フェライト系球状黒鉛鋳鉄は、排気ガスの温度が高い直噴ターボ車の排気系部品、特にエキゾーストマニホールドにも適用することができ、エンジンの高出力化及び低燃費化に貢献することができる。また、本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、従来の球状黒鉛鋳鉄と鋳造性がほぼ同等であるため、既存の鋳鉄生産ラインで生産対応することができ、新たな設備投資が不要である。また、従来の鋳造方案、条件等を適用できるため、量産の立上げまでの時間とコストを省くことができる。
【００３１】
本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄はまた、鋳造材であるため、パイプ製エキゾーストマニホールドや板金製エキゾーストマニホールドと比較して形状の自由度が大きく、設計が容易であるという利点がある。さらに、原材料と加工にかかるコストも安価であるため、低価格な部品製品を提供することが可能となる。
【００３２】
さらに、本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、高温焼鈍処理を行うことにより、さらなる特性が確保される。その内容を以下に説明する。
［高温焼鈍処理］
本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、鋳造したまま熱処理を行わない鋳放しでも用いることができるが、任意に高温焼鈍処理を施すこともできる。高温焼鈍処理を行うことにより、球状黒鉛鋳鉄の硬さを低下させ、延性を改善し、機械加工性を高めることができる。上記したように、Ｓｉの添加量を増加させると硬さが増大し、伸びが低下するが、高温焼鈍を施すことにより、これらを改善することができる。
【００３３】
高温焼鈍は、硬さを低下させる手法として有効であるが、高温焼鈍の条件設定の仕方によっては、球状黒鉛鋳鉄中のＶＣ系炭化物析出粒子を粗大化させる場合や、黒鉛の成長を招く場合があり、球状黒鉛鋳鉄の素材自体の強度が低下する可能性がある。従って、フェライト系球状黒鉛鋳鉄の強度を低下させずに、硬さを低下させるような高温焼鈍方法を実施することが好適である。
【００３４】
本発明で採用することができる高温焼鈍処理は、好適には、Ｓｉを４．０〜４．７質量％を含有するフェライト系球状黒鉛鋳鉄を鋳造した後に、共析変態開始温度（Ａｃ１開始点）付近の温度に保持した後、共析変態終了温度（Ａｃ１終了点）より１０〜３０℃高い温度に昇温して一定時間保持し、５℃／分以下の冷却速度で共析変態終了温度（Ａｒ１終了点）以下まで徐冷することにより行う。フェライト系球状黒鉛鋳鉄の鋳造は、従来の方法によって行うことができる。高温焼鈍処理は、鋳造の直後から機械加工までの期間に行うことができる。
【００３５】
昇温時の共析変態開始温度（以下、Ａｃ１開始点という）とは、鋳鉄の加熱時に基地フェライトがオーステナイトへ変態し始める温度をいい、本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄のＡｃ１開始点は８７０〜９４０℃の範囲にある。Ａｃ１開始点付近の温度に保持する工程では、フェライト系球状黒鉛鋳鉄を、Ａｃ１開始点−５０℃からＡｃ１開始点＋５０℃の間の温度に保持する。より好ましくは、フェライト系球状黒鉛鋳鉄を、Ａｃ１開始点−２０℃からＡｃ１開始点＋２０℃の間の温度に保持する。Ａｃ１開始点付近の温度に保持する時間は、好ましくは０．５〜３時間であり、より好ましくは、０．５〜１．０時間である。フェライト系球状黒鉛鋳鉄をＡｃ１開始点付近の温度に保持することにより、基地パーライトを完全に分解すると共に、粒界に偏析する炭化物も基地内部に分解・固溶させることができる。
【００３６】
昇温時の共析変態終了温度（以下、Ａｃ１終了点という）より１０〜３０℃高い温度に昇温して一定時間保持する工程では、フェライト系球状黒鉛鋳鉄を、Ａｃ１開始点付近の温度からＡｃ１終了点より１０〜３０℃高い温度まで昇温し、その温度のまま０．２５〜３時間保持する。本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄のＡｃ１終了点は、９１０〜９６０℃の範囲にある。フェライト系球状黒鉛鋳鉄をＡｃ１終了点より１０〜３０℃高い温度に保持することにより、基地組織を均一なオーステナイトとすることができる。
【００３７】
フェライト系球状黒鉛鋳鉄をＡｃ１終了点より１０〜３０℃高い温度に保持した後は、５℃／分以下の冷却速度で共析変態終了温度（Ａｒ１終了点）以下まで徐冷する。ここで、Ａｒ１変態点とは鋳鉄の冷却時に変態を起こす温度をいい、変態が終了する温度をＡｒ１終了点という。本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄のＡｒ１終了点は、７９０〜８３０℃の範囲にある。冷却速度は、０．１〜５℃／分とすることが好ましく、０．５〜２℃／分とすることがより好ましい。ゆっくりと冷却することにより、未溶解の炭化物を核とした粒状炭化物を分散・析出させることができる。Ａｒ１終了点以下に冷却された後は、室温まで任意の速度で冷却してもよい。
【００３８】
高温焼鈍処理には、大気焼鈍炉、雰囲気調整焼鈍炉等を用いることができる。
【００３９】
以上の高温焼鈍処理によれば、フェライト系球状黒鉛鋳鉄において、ＶＣ系炭化物析出物粒子の粗大化を抑制することができる。ここで、ＶＣ系炭化物析出物粒子とは、鋳造後の冷却時に析出したものであり、これが粗大化すると高強度を維持できない場合がある。また、この高温焼鈍処理によれば、オーステナイト域での加熱保持時間が短いため黒鉛成長を抑制し、基地組織内の球状黒鉛の輪郭を崩すことなく基地組織内の粒状炭化物を均一分散させることができる。この粒状炭化物は、Ｍｏ−Ｖ−Ｃｒ系炭化物であって、１０〜５００ｎｍの粒径を有し、基地フェライト粒内及び粒界に分散している。よって、パーライトの分解や析出物の均一分散効果によって、硬さが低下し、延性が向上する。従って、フェライト系球状黒鉛鋳鉄の機械加工性を改善し、生産性をさらに高めることができる。また、室温から中温域の延性が向上し高温焼鈍処理をしていない場合と比べて熱疲労寿命が１２〜３０％向上する。該フェライト系球状黒鉛鋳鉄を、他部品との締結により運転時の自由膨張・収縮が拘束される自動車用エキゾーストマニホールドに適用した場合、冷却・加熱時に加わる応力を塑性変形により緩和できるため、製品寿命を増大させることができる。
【００４０】
以下、実施例及び比較例によって、本発明をさらに具体的に説明する。
【実施例１】
【００４１】
本実施例では、特許文献１のフェライト系球状黒鉛鋳鉄（以下、従来材）へのＣｒ添加の優位性について検討を行った。表１に従来材、実施材、比較材のそれぞれの成分組成を示す。従来材は、特許文献１に開示されるフェライト系球状黒鉛鋳鉄である。各供試材は、量産用の５００ｋｇの高周波溶解炉を使用して製造したものである。元湯におけるＳｉの添加量は目標値より低く設定し、接種剤、黒鉛球状化剤の添加によって所定のＳｉ組成になるよう調整した。ここで、接種剤はＳｉを７５％含有し、球状化剤は５０％のＳｉと５％のＭｇ、２％のＣａを含有する。球状化処理は置き注ぎ法を用い、球状化剤に加えてカバー剤も使用した。注湯温度は、全て１４００℃±２０℃の範囲で統一し、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒの添加及び濃度調整は、炉中にて行った。また、使用した鋳型は生型であり、各供試材共、サンドメタル比を同一とした。注湯後、開枠までの時間は、全て４０分とした。供試材はＪＩＳ  Ｇ５５０２に準拠したＹブロックＢ号片の指定部位１より採取したものである（図１）。
【表１】
2011012313.tif 000002
【００４２】
得られた供試材について、以下の観点に基づいて各種実験を行った。
［１］高温強度の向上と延性の確保
［２］共析変態温度の向上
［３］高温焼鈍処理
［４］耐熱疲労特性の向上
【００４３】
［１］高温強度の向上と延性の確保
まず、室温（２０℃）から８５０℃における引張特性（引張強さ、０．２％耐力、破断伸び）を試験した。高温引張試験では、供試材を３０分かけて各試験温度まで昇温し、４００℃、又は８００℃の各試験温度に３０分保持した後、引張を開始した。ここで、８００℃以上に加熱すると、パーライト分解が起こるため、試験温度への保持時間を３０分間に厳守した。各供試材は、図２に示す形状のものを採用した。引張速度は、室温では１ｍｍ／ｍｉｎ、４００℃以上では５ｍｍ／ｍｉｎに設定した。引張試験には、引張試験機（ＡＧ−Ｅ型  ２５０ＫＮオートグラフ、（株）島津製作所製）、及び変位計（ＤＴ−１０Ｓ型、（株）島津製作所製）を用いた。また、室温における硬さを、ロックウェル試験機を用いて測定した。表２に硬さ、及び室温（２０℃）から８５０℃における引張特性の測定結果を示す。破断伸びは、原標点間長さに対する変位量をパーセンテージで示した。また、表２の測定結果のうち、従来材１および比較材１と、実施材１〜４の４００℃と８００℃における引張特性をグラフ化し、図３、４に示す。従来材１と実施材１〜２とでは、Ｓｉ組成が４．１〜４．２という点で共通するためである。また、比較材１と実施材３〜４とでは、Ｓｉ組成が略４．７％程度で類似しているためである。
【表２】
2011012313.tif 000003
【００４４】
表２によれば、Ｃｒを０．１質量％以上含有する場合、８００℃、８５０℃での引張特性が改善することがわかった。また、Ｓｉの含有量が同等である場合、Ｃｒの含有量が高いほど８００℃における高温強度の改善効果が高いことがわかった。
【００４５】
図３及び図４によれば、実施材３、４は、比較材１と比べ、４００℃および８００℃での強度（引張強さ、０．２％耐力）に優れており（図３）、実施材１、２も従来材１と比べ、４００℃および８００℃における高温強度（引張強さ、０．２％耐力）に優れていることがわかった（図４）。
【００４６】
また、表２を参照すると、実施材は従来材や比較材と比べて室温時の破断伸びが低くなる傾向があった。実施材を自由膨張・収縮が拘束されるエキゾーストマニホールドに適用するには、室温から４００℃域にかけて最低限の伸び（３％以上）を確保することが好ましい。エキゾーストマニホールドに冷却時に作用する引張応力が高い場合、塑性変形によってその応力の緩和を図ることができるため、熱疲労寿命を向上させる上で有利となる。この延性は、黒鉛球状化率にも強く関与する。後述する表４に示すように、黒鉛球状化率が５０％の実施材４では高温焼鈍を施しても室温時の伸びが改善しなかったことからも、延性を改善するためには黒鉛球状化率を高める必要がある。したがって、熱処理によって上記の最低限の伸びを得るためには、各従来材及び実施材が示すように、８０％以上の黒鉛球状化率を確保すればよい。
【００４７】
［２］共析変態温度の向上
次に、従来材４〜５、実施材１〜４、比較材５〜７、比較材１１〜１３の供試材について、変態温度を測定した。これらの供試材は、Ｓｉの含有量に伴う共析変態温度の変化や同一のＳｉ含有量におけるＣｒやＭｏ、Ｖ添加が及ぼす共析変態温度への影響を評価するために引用した。変態温度は、φ５×ｈ１５ｍｍの試験片を、ＴＭＡ８１４０Ｃ（（株）リガク製）を用いて、窒素雰囲気下で線膨張量の変化を追跡した。加熱は、室温〜１０００℃まで行い、加熱・冷却の速度は５℃／分とした。表３に、変態温度の測定結果と、測定に用いた供試材のＳｉ、Ｍｏ、Ｖ、及びＣｒの含有量を示す。
【表３】
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【００４８】
図５に、表３の測定結果を元に、Ｓｉの含有量とＡｃ１変態点との関係を表すグラフを示す。図５によれば、Ａｃ１変態点はＳｉの含有量が高いほど向上していた。Ｓｉの含有量が４．２〜４．３質量％であるとき、Ａｃ１変態点は８９８〜９２１℃であった。Ｓｉの含有量が４．７〜４．７４質量％であるときＡｃ１変態点は９４０〜９５１℃であった。また、表３によれば、従来材４、５のＡｃ１変態点が９１０〜９２０℃程度であるのに対し、実施材３、４のＡｃ１変態点は、９４０〜９５０℃程度に向上していた。Ｓｉの含有量が同程度である場合、実施材１と２との関係、及び実施材３と４の関係から、Ｃｒの含有量が高いとＡｃ１変態点が向上することがわかった。また、従来材４と比較材１３との関係、及び比較材５と比較材６との関係から、Ｖを添加すると、Ａｃ１変態点がわずかに低下することがわかった。さらに、比較材５と比較材７との関係より、Ｍｏを添加すると、Ａｃ１変態点がわずかに向上することがわかった。
【００４９】
［３］高温焼鈍処理
次いで、鋳放しの供試材と、高温焼鈍を行った供試材との比較を行うため、従来材４、５、実施材１〜４に高温焼鈍処理を行った。図６に、各供試材の高温焼鈍の条件を示す。各供試材を、約１．５時間かけて各供試材のＡｃ１開始点−５０℃からＡｃ１開始点＋５０℃の間、すなわち８３５〜９９０℃に昇温し、そのままの温度で約３０分間保持した。その後、約１時間かけて各供試材のＡｃ１終了点より１０〜３０℃高い温度、すなわち９２０〜９９０に昇温し、３０分間保持した。３０分間保持後、６００℃以下になるまで約４時間かけて、５℃／分以下の冷却速度で徐冷した。
【００５０】
表４に、高温焼鈍後の供試材の室温から８５０℃における引張特性を測定した結果を示す。表２と表４より実施材３は、高温焼鈍処理により室温時の破断伸びが０．６％から１０．１％に大幅に改善されることが分かった。なお、同程度のＳｉを含有する実施材４が高温焼鈍処理をしても室温延性が改善されなかった理由は、上述の黒鉛球状化率が低かったことに起因する。また、図７、８に、従来材４と実施材１〜４の４００℃と８５０℃における引張特性を示す。エキゾーストマニホールドの実用温度域４００〜９００℃の熱履歴を受けているにも関わらず、高温焼鈍処理により、いずれの実施材も従来材４と比較して、４００℃での強度に優れていることがわかった（図７）。また、同一レベルのＳｉを含有する従来材４と実施材１、２では、８５０℃における高温強度も高温焼鈍処理を実施した実施材の方が優れていることがわかった（図８）。
【表４】
2011012313.tif 000005
【００５１】
図９には、従来材１、比較材１及び実施材１〜４について、高温焼鈍の前後における室温時の硬さ（ＨＲＢ）の変化を示す。高温焼鈍処理を施すことによって、硬さが最大３．３ポイント低下し、切削性が向上することがわかった。
【００５２】
［４］耐熱疲労特性の向上
鋳放しの供試材と、高温焼鈍後の供試材について、熱疲労試験を行った。ここでは、Ｓｉ含有量が４．１２〜４．３７％である従来材１及び５、実施材１及び２、比較材７、９、及び１０について試験した。これらの従来材、実施材、比較材は、Ｃｒを除き、ＳｉやＣ、Ｖ、Ｍｏなどの主要元素がほぼ同じ含有量である点で共通している。熱疲労試験は、各供試材のＹブロックより、標点間径φ１０ｍｍ、標点間長さ２４ｍｍの試験片を作製し、サーボパルサーＥＨＦ−ＥＢ１０・ＴＦ２０Ｌ（島津製作所製）を用いて行った。２００℃⇔８００℃の加熱・冷却を繰り返し行い、試験１サイクル目の引張最大荷重より２５％低下した時点を破損繰返し数（Ｎｆ）とした。加熱および冷却速度は、２．５℃／ＳＥＣとし、昇温と降温をそれぞれ４分間として１サイクル８分間で行った。自由膨張・収縮の拘束率は５０％になるように、サーボパルサーにより試験片のひずみ量を設定した。表５に熱疲労試験の結果を示す。図１０に、従来材１（鋳放し）、従来材５（高温焼鈍後）、実施材１及び２（鋳放し）、実施材２（高温焼鈍後）の破損繰返し数を示す。ここで、破損位置Ａとは、標点間内にて破損した場合であり、破損位置Ｂとは、標点領域の部位である。
【表５】
2011012313.tif 000006
【００５３】
表５によれば、鋳放しでは、実施材２は従来材１及び比較材７、９及び１０と比較して約２０〜３８％も熱疲労寿命が向上していた。高温焼鈍後では、実施材１及び２は、従来材５と比較して約５０％も熱疲労寿命が向上していた。このように、鋳放し及び高温焼鈍後の両方で、実施材は従来材及び比較材に比べ、破損繰返し数が高く、熱疲労特性に優れることがわかった。また、図１０によれば、実施材は高温焼鈍処理によって破損繰返し数がさらに向上することがわかった。
【産業上の利用可能性】
【００５４】
本発明は、室温から中温域における延性が改善されると共に、高温強度に優れ、熱疲労寿命と機械加工性（切削性）が著しく向上した耐熱性のフェライト系球状黒鉛鋳鉄及びこれを用いた排気系部品を提供することができる。
【符号の説明】
【００５５】
１    指定部位
【図１】
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【図２】
2011012313.tif 000008
【図３】
2011012313.tif 000009
【図４】
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【図５】
2011012313.tif 000011
【図６】
2011012313.tif 000012
【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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