(57)【要約】  本発明は、重量比でＣ：３．０−３．５％、Ｓｉ：４．１−４．８％、Ｍｎ：０．４％以下、Ｍｇ：０．０２−０．０８％、Ｃｒ：０．４−１．０％、Ｃｕ：０．１５％以下、Ｍｏ：０．８−１．２％、Ｐ：０．０５％未満、Ｓ：０．０１５％未満を含み、残部がＦｅおよび不純物を含むものであることを特徴とする鋳鉄合金に関する。本発明はさらに、本発明の合金を含むものであるトラック用エンジンの排気部品に関する。【選択図】  図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋳鉄合金であって、
重量比でＣ：３．０−３．５％、Ｓｉ：４．１−４．８％、Ｍｎ：０．４％以下、Ｍｇ：０．０２−０．０８％、Ｃｒ：０．４−１．０％、Ｃｕ：０．１５％以下、Ｍｏ：０．８−１．２％、Ｐ：０．０５％未満、Ｓ：０．０１５％未満を含み、残部がＦｅおよび不純物を含むものであることを特徴とする鋳鉄合金。
【請求項２】
固体の状態でフェライト主体の基地組織中に球状黒鉛ノジュールの構造を有するものであることを特徴とする請求項１に記載の鋳鉄合金。
【請求項３】
Ｃの含有率が重量比で３．０−３．３％である請求項１または請求項２に記載の鋳鉄合金。
【請求項４】
Ｓｉの含有率が重量比で４．２−４．４％である請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の鋳鉄合金。
【請求項５】
Ｃｒの含有率が重量比で０．５−１．０％である請求項１から請求項４のいずれか１項に記載の鋳鉄合金。
【請求項６】
Ｃｒの含有率が重量比で０．６−１．０％である請求項１から請求項５のいずれか１項に記載の鋳鉄合金。
【請求項７】
Ｃｒの含有率が重量比で０．６０−０．７５％である請求項１から請求項６のいずれか１項に記載の鋳鉄合金。
【請求項８】
Ｍｏの含有率が重量比で０．８−１．０％である請求項１から請求項７のいずれか１項に記載の鋳鉄合金。
【請求項９】
請求項１から請求項８のいずれか１項に記載の鋳鉄合金を含むものであることを特徴とするトラック用エンジンの排気部品。
【請求項１０】
ターボマニホールド、エキゾーストマニホールド、またはターボのためのタービンハウジングの形態のものであることを特徴とする請求項９に記載のトラック用エンジンの排気部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、請求項１の前提部に従う鋳鉄合金に関する。本発明はさらに、本発明の鋳鉄合金を含む、トラック用エンジンに使用される排気部品に関する。
【背景技術】
【０００２】
排気ガスをシリンダーから排出するためにトラック用エンジンに使用される部品は、エンジン稼働中、周期的に相当な熱負荷および機械的負荷にさらされる。このような部品の例は、ターボマニホールド、エキゾーストマニホールドおよびターボのためのタービンハウジングである。このような部品はさらに、シリンダーから排出された高温の排気ガスによって作られた酸化環境中で腐食される。この腐食は、いわゆる高温腐食であり、最も重要な反応メカニズムは酸化である。酸化には、金属が消費されて金属イオンが生じ、この金属イオンが酸素と反応して酸化金属を生じることが含まれる。化学反応および合金材料の拡散は高温によって促進されるため、温度の上昇とともに金属表面の酸化量は増大する。
【０００３】
従来、たとえばターボマニホールドを、フェライトの基地組織中に球状黒鉛、いわゆるノジュールを有する構造からなる鋳鉄の一種であるノジュラー鋳鉄を用いて製造することが知られている。ターボマニホールド中に使用されるノジュラー鋳鉄の一種にＳｉＭｏ５１がある。この類の合金は、ＤＥ１９６３６８０８にさらに示されている。
【０００４】
大型車用のエンジンに課された厳しい排気基準から、また、より高いエンジン出力量およびより低い燃料消費量を市場が要求した結果、エンジン開発は、エンジン単位体積あたりの出力量の増大、すなわち「ダウンサイジング」として知られる傾向に向かった。しかし、エンジン単位体積あたりの出力量が増大するということは、排気ガスの温度が上昇するということを意味する。従来のエンジンの排気温度が約７３０℃までであったのに対して、新型のエンジンでは、排気の温度が８００℃まで上がることがある。
【０００５】
既知の種類のノジュラー鋳鉄には、高い排気温度において充分な腐食耐性を有さず、したがってエンジン単位体積当たりの出力量を増大させたエンジンへの使用に適さないという問題点がある。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
したがって、本発明の目的は、高い排気温度において腐食耐性を有し、排気部品に使用することができる鋳鉄合金を提供することである。本発明のさらなる目的は、合金を費用効率の良いものとすることである。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
この目的は、本発明によると、重量比でＣ：３．０−３．５％、Ｓｉ：４．１−４．８％、Ｍｎ：０．４％以下、Ｍｇ：０．０２−０．０８％、Ｃｒ：０．４−１．０％、Ｃｕ：０．１５％以下、Ｍｏ：０．８−１．２％、Ｐ：０．０５％未満、Ｓ：０．０１５％未満を含み、残部がＦｅおよび不純物を含むものであることを特徴とする鋳鉄合金によって達成される。
【０００８】
注意深く均衡を調整した他の合金材料とともにクロムを加えることで、高い腐食耐性および良好な高温強度を示すノジュラー鋳鉄タイプの鋳鉄合金が得られる。
【０００９】
本発明よる合金からなる部品の表面には、酸素への曝露下、たとえば空気中で、緻密な酸化クロムの層が形成される。この酸化クロムの層が、部品の表面上のさらなる酸化層、たとえば酸化ケイ素および酸化鉄の層とともに、酸素並びに水滴および一酸化炭素などの他の酸化物質がその表面に到達することを防ぎ、部品を腐食から効果的に保護する。
【００１０】
実験から、酸化クロム保護層の形成は高温で促進されることが示されている。この特性は、排気温度が８００℃まで上がることがあるような、単位体積あたりの出力量を増大させたエンジンにおいて本発明の合金が非常に有用であることを意味する。この温度では酸化クロム保護層は非常に迅速に形成され、したがってその下に位置する部品に腐食に対する効果的な保護を提供する。
【００１１】
温度が約７３０℃まで上がる従来のエンジンの排気部品にこの合金を使用することによって、たとえばＳｉＭｏ５１からなる部品と比べて、部品の耐用年数を長くすることができる。
【００１２】
代わりの実施態様では、炭素の含有率が重量比で３．０−３．３％である。
【００１３】
代わりの実施態様では、ケイ素の含有率が重量比で４．２−４．４％である。
【００１４】
代わりの実施態様では、クロムの含有率が重量比で０．５０−１．０％である。
【００１５】
代わりの実施態様では、クロムの含有率が重量比で０．６−１．０％である。
【００１６】
代わりの実施態様では、クロムの含有率が重量比で０．６０−０．７５％である。
【００１７】
代わりの実施態様では、モリブデンの含有率が重量比で０．８−１．０％である。
【００１８】
本発明の合金にはニッケルが含まれないことが好ましい。
【００１９】
本発明の合金は、トラックなどの大型車用のディーゼルエンジンの排気部品への使用を第一に意図されている。このような、排気収集部品とも呼ばれる部品には、たとえばエキゾーストマニホールド、ターボマニホールドおよびターボのためのタービンハウジングが含まれる。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
本発明のノジュラー鋳鉄タイプの鋳鉄合金からなる、たとえばターボマニホールドなどの鋳造された排気部品は、主に、フェライト主体の基地組織と基地組織中の球状黒鉛からなる構造を有する。
【００２１】
本発明の鋳鉄合金は、以下の合金材料を含む。
【００２２】
炭素（Ｃ）
炭素は溶融物の流動性を増大させるが、流動性によって鋳型がどれだけ良好に充填されるかが影響されるため、流動性は合金の鋳造において重要である。特定の凝固工程において、添加された接種剤とともに、炭素の量も、合金の基地組織中に析出する黒鉛ノジュールの数とサイズに影響を与える。ノジュールの数が多いことによってカーバイドの形成が防止され、基地組織中の黒鉛の形成が促進されて、合金のもろさが低減される。黒鉛ノジュールの密度は鉄の密度よりも低いため、合金の凝固の際の黒鉛ノジュール形成は、凝固の際の収縮を防止するような膨張にもつながる。
【００２３】
鋳鉄合金が良好な流動性を有し、凝固後に好ましい構造を有するために、炭素の含有率は重量比で少なくとも３．０％である必要がある。
【００２４】
しかしながら、炭素の含有率が高すぎると、黒鉛の一次析出とそれに続く浮遊が起き、結果的に鋳鉄の構造の不均一性および劣った特性につながる。したがって、本発明の鋳鉄合金の炭素含有率は、重量比で３．５％以下であるべきである。
【００２５】
本発明の鋳鉄合金のケイ素含有率は高く、これによって溶融物中の炭素溶解度は減少する。これによって黒鉛の一次析出が生じるのを防ぐため、炭素の含有率は重量比で３．０％と３．３％の間であるのが好ましい。
【００２６】
ケイ素（Ｓｉ）
ケイ素は黒鉛の形成を促進し、フェライトを安定化する。完全なフェライト鉄では、高いケイ素含有率によってフェライトの固溶体硬化が起き、鉄の強度と熱サイクルへの耐性が上昇する。ケイ素はさらに、合金の表面に薄く、しかし緻密な酸化層が形成されてさらなる酸化を防ぐという点で、高温での酸化耐性を上昇させる。酸化耐性は、ケイ素の含有率が上昇するとともに上昇する。変態点（Ａ１）、すなわちフェライトがオーステナイトに変化する温度も、ケイ素の含有率が上昇するとともに上昇する。この温度では材料に体積の比較的大きな変化が起こり、それによって局所的な応力およびひずみが引き起こされて、悪い場合には部品のひびや破損につながることがある。したがって変態点（Ａ１）は通常フェライト鋳鉄の最高変態点として示される。
【００２７】
薄型から中厚型の厚さの鋳物、典型的には壁厚１０ｍｍまでのものにおけるケイ素含有率は、重量比で４．１％から４．８％であるべきである。
【００２８】
ケイ素含有率が高い場合では、材料の展延性を減少させる脆性の金属間相が形成されることがある。高いケイ素含有率は、鋳鉄中の黒鉛ノジュールの形成を乱すこともある。材料の偏析は、凝固時間が長くなるとともに増加するため、金属間相の形成および変性し乱れた黒鉛の形状は、厚型の、すなわち１０ｍｍを超える壁厚の鋳物でより多く現れる。
【００２９】
厚型の鋳物で、作動中の高温で必要とされる条件を満たし、良好な酸化耐性および充分な展延性を得るためには、ケイ素含有率は重量比で４．２％から４．４％であるべきである。
【００３０】
マグネシウム（Ｍｇ）
マグネシウムを加えることによって、凝固中に、溶融物中の炭素が球状黒鉛ノジュールを形成する。鋳鉄合金中に球状黒鉛ノジュールの構造を形成するには、マグネシウムの含有率は重量比で０．０２％から０．０８％であるべきである。
【００３１】
モリブデン（Ｍｏ）
モリブデンは、鋳鉄合金の力学的特性、すなわち高温での使用時の最大抗張力、降伏点および耐クリープ性を向上させるために加えられる。高温で最大強度を得るためには、モリブデンの含有率は重量比で少なくとも０．８％であるべきである。しかしながらモリブデンを多く加えすぎるとセル間カーバイドの連続的な網状組織が形成され、結果的に展延性の相当の減少を招く。したがって、本発明の鋳鉄合金中のモリブデンの含有率は重量比で１．２０％以下であるべきである。厚型の、すなわち１０ｍｍを超える壁厚の鋳物でより多く偏析が生じることから、厚型の鋳物の最大強度および良好な展延性を確保するためにはモリブデンの含有率が重量比で０．８％から１．０％に保たれることが好ましい。
【００３２】
マンガン（Ｍｎ）
マンガンはオーステナイトおよびパーライトを安定化させ、通常鋳鉄合金を作るのに使用されるくず鉄の中に存在する。高温では、パーライト相がフェライトと黒鉛に分解する。析出した黒鉛は、次に材料の膨張を引き起こし、潜在的に材料の変形及びひび、ならびに抗腐食性酸化層のひびの原因となる。本発明の合金からなる部品中でのパーライト形成を最小化するため、マンガンの含有率は可能な限り低く保たれるべきであり、重量比で０．４％以下であるべきである。
【００３３】
クロム（Ｃｒ）
クロムは、本発明の合金からなる部品の表面に緻密な保護酸化層を形成することによって、高温における鋳鉄合金の酸化耐性を上昇させる。酸化層は、部品の表面に酸素が達してさらなる酸化を起こすのを効果的に防ぐ。保護酸化層が形成可能となるためには、本発明の合金が充分にクロムを含むことが重要であり、クロム含有率は重量比で０．４％以上である必要がある。緻密な保護酸化層が確実に形成されるためには、クロムの含有率が重量比で少なくとも０．５％であることが好ましい。クロムの含有率を上昇させることで、酸化クロム層がより迅速に形成され、より緻密になる。したがって、クロム含有率は重量比で少なくとも０．６％であることが好ましい。
【００３４】
クロムはさらにカーバイドを安定化させるため、クロムが多すぎると、クロムカーバイドの形成によって材料の脆性を上昇させる。本発明の合金において良好な展延性を確保し、ひびを防ぐためには、クロムの含有率は重量比で１．０％以下であるべきである。
【００３５】
カーバイドを安定化させる物質は、凝固中の偏析の結果、溶融物中に凝縮する傾向を有する。したがって、厚型の鋳物の場合などにおける長い凝固時間によって、凝固した部品のセル間領域にカーバイドの連続的な網状組織が形成できるようになる。これを防ぐために、本発明の合金を厚型の鋳物を作るのに使用する場合には、クロムの含有率が重量比で０．６％から０．７５％に保たれることが好ましい。
【００３６】
銅（Ｃｕ）
銅はパーライトを安定化するものであり、また、鋳鉄合金を作るのに使用されるくず鉄にしばしば含まれる。高温では、パーライトがフェライトおよび黒鉛に分解する。析出した黒鉛は材料の膨張を起こし、潜在的に変形及びひび、ならびに抗腐食性酸化層のひびの原因となる。本発明の合金からなる部品中でのパーライト形成を防止するため、銅の含有率は可能な限り低く保たれるべきであり、重量比で０．１５％以下であるべきである。
【００３７】
リン（Ｐ）
リンは鋳鉄合金中の不純物であり、脆いリンの介在物を生成させて、その結果材料の靱性および切欠き靱性に負の効果をもたらすことがある。したがってリンは重量比で０．０５％より少なく制限されるべきであり、０．０２５％より少ないことが好ましい。
【００３８】
硫黄（Ｓ）
硫黄は鋳鉄合金中の不純物である。硫黄は合金の凝固中の黒鉛の球状化を阻害する。硫黄の含有率が高いことは、結果として黒鉛の変性を招くことがある。たとえば、マグネシウムに硫黄が結合したために鋳鉄の黒鉛ノジュールが薄片状となることがある。したがって、硫黄の含有率が重量比で０．０１５％より少なく保たれることが重要である。
【図面の簡単な説明】
【００３９】
【図１】本発明の第１の実施態様（ＳｉＭｏＣｒ）および第２の実施態様（ＳｉＭｏＣｒ０．５）による鋳鉄合金の構成、ならびに比較用の鋳鉄合金（ＳｉＭｏ５１）の構成を示す表である。
【図２】本発明の第１の実施態様（ＳｉＭｏＣｒ）による鋳鉄合金および比較用のＳｉＭｏ５１タイプの鋳鉄合金に対して７００℃で行った酸化試験の結果を示す図である。
【図３】本発明の第１の実施態様（ＳｉＭｏＣｒ）による鋳鉄合金および比較用のＳｉＭｏ５１タイプの鋳鉄合金に対して８００℃で行った酸化試験の結果を示す図である。
【図４】本発明の第１の実施態様（ＳｉＭｏＣｒ）および第２の実施態様（ＳｉＭｏＣｒ０．５）による鋳鉄合金、ならびに比較用の鋳鉄合金（ＳｉＭｏ５１）に対して７００℃で行った酸化試験の結果を示す図である。
【図５】本発明の第１の実施態様（ＳｉＭｏＣｒ）および第２の実施態様（ＳｉＭｏＣｒ０．５）による鋳鉄合金、ならびに比較用の鋳鉄合金（ＳｉＭｏ５１）に対して８００℃で行った酸化試験の結果を示す図である。
【実施例】
【００４０】
以下では、具体例にもとづいて本発明の鋳鉄合金を説明する。
【００４１】
まず、ＳｉＭｏＣｒおよびＳｉＭｏＣｒ０．５と称される本発明の鋳鉄合金を作った。比較のために、ＳｉＭｏ５１タイプの鋳鉄合金も作った。表１はＳｉＭｏＣｒ、ＳｉＭｏＣｒ０．５およびＳｉＭｏ５１合金のそれぞれの構成を示す。本発明の合金にはチタンおよびニオブの形で少量の不純物が含まれていることが示されている。ニッケルもまた、不純物として本発明の合金中に見られる。ＳｉＭｏＣｒのニッケル含有量は重量比で０．５２％である。ＳｉＭｏＣｒ０．５中のニッケル含有量０．０５５％（重量比）は無視できると考えられる。ニッケルは、たとえばステンレスくずの形で、クロムに伴って添加されることがある。しかしながら、ニッケルはフェライトからオーステナイトへの変態点を降下させるため、本発明の合金にはニッケルが全く含まれるべきではない。鋳鉄材料のフェライトからオーステナイトへの変態には、局所的な応力およびひずみを起こし最悪の場合鋳鉄からできた部品のひびおよび破損につながるような体積変化が含まれる。体積変化はさらに、材料上に形成された酸化層のひびを招き、純粋な金属の表面に到達する酸素の量を増加させることにつながる。これによって酸素耐性が低下する。
【００４２】
合金は、連続生産に適する方法を用いて従来の工業的方法によって作られて一体鋳物を作るのに使用され、そこから２×２×０．５ｃｍの大きさのテストピースが採取された。
【００４３】
サンプルの表面は、水中で機械的に研磨してエタノールで洗浄し、続いて脱イオン水で洗浄したのちにリントフリー紙を用いて乾燥し、重量と寸法を測定した。
【００４４】
それぞれの合金の腐食耐性を測定するために、続いて、所定の温度で所定の時間、空気中で材料を酸化させる酸化試験をサンプルに対して行った。酸化前および酸化後に材料の重量が測定され、重量増加を計算した。重量増加が大きければ、サンプルの比較的大部分が酸化されているため、腐食耐性が乏しいことを意味する。重量増加が小さければ、薄く、しかし緻密な酸化層が、良好な密着性をもってサンプルの表面に形成されていることを意味する。この酸化層は、さらなる酸化からサンプルを保護する。したがって、重量増加が小さいということは酸化耐性が良好であり、腐食耐性が良好であることを意味する。
【００４５】
酸化試験は、空気中で、ナーバー炉（Ｎ６０／ＨＲモデル）を用いて７００℃および８００℃で行われた。２つの別のバッチについて試験が行われた。
【００４６】
第１の試験バッチ１として、本発明の合金（ＳｉＭｏＣｒ）のテストピースおよび比較材料（ＳｉＭｏ５１）のテストピースに７００℃および８００℃で酸化試験が行われた。テストピースの曝露時間は７００℃および８００℃の両方で１．５時間、６時間、２４時間および９６時間に設定された。
【００４７】
第２の試験バッチ２として、本発明の合金（ＳｉＭｏＣｒ）のテストピース、本発明の合金ＳｉＭｏＣｒ０．５のテストピースおよび比較材料（ＳｉＭｏ５１）のテストピースに７００℃および８００℃で酸化試験が行われた。７００℃での試験では、テストピースの曝露時間は１．５時間、６時間、２４時間および９６時間に設定された。８００度での試験では、曝露時間は１．５時間、６時間、２４時間、９６時間および３２６時間に設定された。
【００４８】
各バッチの酸化試験では、各合金のテストピースを多数、炉の中に設置し、それらの表面が炉内雰囲気との反応によって酸化されるように室温から７００℃または８００度まで加熱した。曝露時間は炉がそれぞれの温度に達した時点から計測し、それぞれ所定の時間が経過した時点でテストピースを炉から取り出し室温まで冷却した。酸化されたテストピースを再び計量し、表面積あたりの重量増加を単位ｍｇ／ｃｍ２として計算した。
【００４９】
酸化試験の結果は、３個のテストピースの平均値で示した。図２および図３は第１の試験バッチの結果を示し、図４および図５は第２のバッチの結果を示す。
【００５０】
試験バッチ１
７００℃での酸化試験では、図２に示すように、本発明のＳｉＭｏＣｒ合金および比較のためのＳｉＭｏＣｒ合金の重量増加は、曝露時間１．５時間、６時間および２４時間で同じであったが、より長い９６時間では、比較のためのＳｉＭｏ５１よりもＳｉＭｏＣｒ合金のほうが、重量増加が顕著に小さかった。
【００５１】
これについての蓋然的な説明は以下の通りである。
ＳｉＭｏ５１サンプルを加熱した結果、サンプルの表面に酸化鉄および酸化ケイ素が形成された。これらの酸化物、特に酸化ケイ素は、サンプルの表面の鉄をさらなる酸化から保護するが、より長い、すなわち２４時間以上の曝露時間においては、酸素が酸化鉄および酸化ケイ素の層を通して拡散することができ、その下に位置する鉄の表面を腐食する。したがって酸化層が増加し、その結果、計測されたように重量が増加する。
【００５２】
これに対してＳｉＭｏＣｒサンプルでは、酸化鉄および酸化ケイ素の層だけでなく、時間が経過した後には緻密な酸化クロムの層が形成される。酸化クロムの層は、酸化鉄および酸化ケイ素の層とともに、酸素が酸化層を通して鉄の表面まで拡散することを効果的に防止し、したがって本発明の合金のサンプルをさらなる酸化によって腐食されることから保護する。腐食の観点から、このことは、本発明の合金からなり従来の排気温度、すなわち７３０℃までの温度で使用される、たとえばターボマニホールドなどの排気部品のほうが、比較のための合金からなる部品より耐用年数が顕著に長いことを意味する。
【００５３】
８００℃での酸化試験では、すべての曝露時間で、比較のためのＳｉＭｏ５１合金のサンプルの重量増加よりも本発明の合金ＳｉＭｏＣｒのサンプルの重量増加のほうがかなり小さい。さらに、８００℃での重量増加は、７００℃での同様の曝露時間での重量増加よりも小さい。蓋然的な説明としては、おそらく温度が上昇するとともにサンプルの表面へのクロムの拡散速度が上昇するため、より高い８００℃という温度で本発明のＳｉＭｏＣｒ合金の表面における酸化クロム層の形成が促進されたということである。したがって酸化クロム層は７００℃よりも８００℃でより速く形成され、また、より緻密になる。酸化クロム層が形成されると、金属表面への酸素の連続的な拡散が防止され、酸化層のさらなる増加が防止される。
【００５４】
８００℃で酸化試験を行ったＳｉＭｏ５１サンプルは、７００℃で酸化試験を行った本発明のＳｉＭｏＣｒ材料およびＳｉＭｏ５１サンプルと比較してそのいずれよりも相当大きな重量増加を示した。上記したように、温度が上昇するとともに金属表面での化学反応および合金成分の拡散が促進される。これによって、ＳｉＭｏ５１に形成された酸化ケイ素および酸化鉄の層は多孔質で厚いものとなり、その下に位置する表面をさらなる腐食から十分に保護できなくなる。
【００５５】
試験バッチ２
図４は、７００℃での第２のバッチに対する酸化試験の結果を示す。本発明のＳｉＭｏＣｒ合金および比較のためのＳｉＭｏ５１合金についての結果は、第２のバッチも実質的に第１のバッチと同じであることが示される。ＳｉＭｏＣｒとＳｉＭｏ５１について、試験バッチ１および試験バッチ２の結果に見られる差はいずれもサンプル調製、サンプル採取および計測に関する要因から生じるものであると推測される。
【００５６】
図４には、本発明のＳｉＭｏＣｒ０．５合金は７００℃において本発明のＳｉＭｏＣｒ合金よりも多少重量増加が大きいことが示される。これは、ＳｉＭｏＣｒ０．５はＳｉＭｏＣｒよりも含有するクロムが少ないため、酸化クロム保護層が形成されるのにＳｉＭｏＣｒよりも長い時間がかかるからであると考えられる。
【００５７】
しかし図４は、７００℃においてＳｉＭｏＣｒおよびＳｉＭｏＣｒ０．５の両方の本発明による合金が、比較のためのＳｉＭｏ５１合金より重量増加が小さく、より高い酸化耐性を有することを示す。
【００５８】
図５は、８００℃での第２のバッチの結果を示す。これらから、本発明のＳｉＭｏＣｒ合金および比較のためのＳｉＭｏ５１合金は、８００℃での第１のバッチと大部分は同じ酸化挙動を示すことがわかる。試験バッチ１と試験バッチ２の間に見られる差はサンプル採取、サンプル調製および計測に関する要因から生じるものである。
【００５９】
図５は、本発明の合金ＳｉＭｏＣｒ０．５は８００℃で非常に重量変化が小さく、９６時間を超えた曝露時間では全く重量変化がないことを示す。
【００６０】
８００℃におけるＳｉＭｏＣｒ０．５の非常に良い酸化耐性は、その非常に低いニッケル含有率とともに、クロム含有量によると推測される。上記のように、８００℃ではクロムは非常に迅速に、その下に位置する材料をさらなる酸化から保護する緻密な酸化クロムの層を形成する。さらに、ＳｉＭｏＣｒ０．５は、実質的にニッケルを含有しないことによって促進されて、試験温度では安定なフェライト相の状態にある。上記したように、ニッケルはフェライトからオーステナイトへの変態点を降下させる。この変態は、材料の表面に形成された酸化層にひびを発生させ、金属に到達する酸素の量を増加させる可能性のあるような体積変化を含む。しかしながら、ＳｉＭｏＣｒ０．５は相変態せず、したがって膨張もしない。
【００６１】
この関係は８００℃における本発明の合金ＳｉＭｏＣｒ０．５とＳｉＭｏＣｒの間の比較によって支持される。８００℃において、ニッケルの含有率が０．５２であるＳｉＭｏＣｒの重量は酸化試験の間上昇し続ける。
【００６２】
前述のように、７００℃および８００℃での酸化試験を比較すると、本発明の合金ＳｉＭｏＣｒ０．５の重量は８００℃での試験で完全に増加を止めるが、７００℃での試験中には多少の上昇を続けることがわかる。これは、８００℃では、７００℃よりも速く、より緻密な酸化クロム層が形成され、したがってその下に位置する金属をさらなる酸化からよりよく保護するためである。
【図１】
2014511942.tif 000003
【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【国際調査報告】
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2014511942.tif 000009
2014511942.tif 000010