(57)【要約】【課題】膨脹・収縮の繰り返しによる熱疲労に対する耐性を有し、また耐酸化性を有することで、高温になる排気系部材に使用可能な表面処理がされた鋳鉄部材を得る。【解決手段】３．０〜５．０重量％のＳｉを含有する球状黒鉛鋳鉄を、該球状黒鉛鋳鉄の共析変態開始温度以下に保持した、７．０〜２３重量％のＳｉ含むアルミニウム合金浴に浸漬するステップと、前記浸漬するステップの後に、前記アルミニウム合金で被膜された球状黒鉛鋳鉄を、該球状黒鉛鋳鉄の共析変態開始温度より１５０℃低い温度から共析変態開始温度の範囲で加熱するステップと、前記被膜された球状黒鉛鋳鉄に硬質破砕粉を噴射するステップと含む被膜を有する鋳鉄部材の製造方法および、１０〜５０μｍのＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ合金層３と、Ａｌ−Ｆｅ合金層４と、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ合金層５とを球状黒鉛鋳鉄母材２に順次積層してなる三層構造の被膜を有する鋳鉄部材１。【選択図】      図２
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
３．０〜５．０重量％のＳｉを含有する球状黒鉛鋳鉄を、該球状黒鉛鋳鉄の共析変態開始温度以下に保持した７．０〜２３重量％のＳｉを含むアルミニウム合金浴に浸漬するステップを含む被膜を有する鋳鉄部材の製造方法。
【請求項２】
前記浸漬するステップの後に、前記アルミニウム合金による被膜が形成された球状黒鉛鋳鉄を、該球状黒鉛鋳鉄の共析変態開始温度より１５０℃低い温度から共析変態開始温度までの範囲の温度に加熱して一定時間保持するステップをさらに含む請求項１に記載の被膜を有する鋳鉄部材の製造方法。
【請求項３】
前記加熱して一定時間保持された被膜に、硬質破砕粉を噴射するステップをさらに含む請求項２に記載の被膜を有する鋳鉄部材の製造方法。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれかの方法により製造された被膜を有する鋳鉄部材。
【請求項５】
３．０〜５．０重量％のＳｉを含有する球状黒鉛鋳鉄を基材としてその表面に、１０〜５０μｍの厚さのＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ合金層と、該Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ合金層の上にあるＡｌ−Ｆｅ合金層とを含む、被膜を有する鋳鉄部材。
【請求項６】
３．０〜５．０重量％のＳｉを含有する球状黒鉛鋳鉄を基材としてその表面に、１０〜５０μｍの厚さのＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ合金層と、該Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ合金層の上にあるＡｌ−Ｆｅ合金層と、該Ａｌ−Ｆｅ合金層の上にあるＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ合金層とを含む、被膜を有する鋳鉄部材。
【請求項７】
請求項４〜６のいずれかに記載の鋳鉄部材を用いて製造される自動車用排気系部材。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、被膜を有する鋳鉄部材の製造方法に関する。さらに詳しくは、本発明は、耐酸化性、耐熱亀裂性を改善し、熱疲労寿命を飛躍的に向上させる被膜が形成された鋳鉄部材およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来技術】
従来から、自動車のエキゾーストマニホールド、ターボハウジングやターボアウトレットパイプなどの、熱負荷の高い排気系部品には、高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄が使用されている。この高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄は、ＳｉとＣとを含み、その他に、Ｍｏや不可避不純物として、Ｍｎ、Ｐ等を含有する鉄の合金をいい、フェライト組織を主とし、若干のパーライト組織が混じった状態で存在する。この、フェライト組織とパーライト組織とからなる高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄は、昇温によって所定の温度で、物性の異なるオーステナイト組織へ変化するという特性を持っており、かかる温度を共析変態開始温度Ａｃ１という。
【０００３】
排気系部品に使用される高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄においては、耐熱性を要するために、フェライト・パーライト組織がオーステナイト組織へ変化する共析変態開始温度Ａｃ１を高め、組織変化による物性の変化を防止している。しかし、近年の排ガス清浄化による排ガス温度の上昇により、この熱負荷の増大に耐えられるように、高温強度を高めた高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄が必要とされるようになってきた。
【０００４】
また、排気系部品は、運転時ないし運転停止時で加熱・冷却が繰り返され、これによって生じる材料の膨脹・収縮の繰り返しにより熱疲労を受ける。こうした熱疲労に対抗するには、高温強度を高めることに加え、高温時に生成される酸化被膜の生成を抑えることが有効である。こうした課題に対し、従来の高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄をベースに合金を添加したり、部品表面に溶融アルミニウムめっきを施したりする表面処理が用いられてきた。
【０００５】
このような表面処理の方法の一つとして、溶融アルミニウムめっきによる高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄の表面処理方法が一般的に知られている。しかし、第一に、母材と溶融アルミニウムめっき被膜の界面に生成する合金層は、極めて硬くて脆いＡｌ、Ｆｅ金属間化合物を主とするＡｌ−Ｆｅ系合金である。このため、母材の膨脹・収縮に被膜が追従できず、被膜に亀裂や剥離を生じさせ、結果として部品表面は耐酸化性維持が不可能となる。さらには、溶融アルミニウムめっき被膜の最表面はアルミニウムであり、このような処理のまま５００〜６５０℃付近で部品を使用し続けると、このアルミニウム層とその下部にあるＡｌ−Ｆｅ合金層との界面で剥離が生じるという問題もある。この剥離片は、ターボハウジングの摩耗や触媒機能の低下を招くため、排気系部品に使用するには、溶融アルミニウムめっき処理後に大気中で８００〜８５０℃に３時間程度保持し、最表面のアルミニウムを内部へ拡散浸透させる加熱拡散熱処理を施す必要がある。これは、ＪＩＳＨ８６４２でＨＤＡ３−Ｄとして規格化されている。
【０００６】
しかし、こうした高温に球状黒鉛鋳鉄製部品を加熱保持すると、加熱温度が鋳鉄のＡｃ１共析変態開始温度より高いため、熱処理を完了させた後、空冷すると基地内にパーライトが多量に析出してしまう。このため、加熱炉内に戻し、その後徐冷することで析出は防止できるが、生産性に欠けるという問題がある。また、熱処理温度が高いため、肉厚変動の大きな部品を直接加熱炉内に挿入するとオーステナイト変態による体積収縮がまず薄肉部から生じ、結果として部品の形状歪の発生を招く。
【０００７】
球状黒鉛鋳鉄の高温強度を高める方法の一つとして、鋳鉄にＭｏやＶを添加することが有効であることが知られている。しかし、高温強度を高めるために用いるこのような高融点元素の添加は、炭化物の生成を促進させるため、高Ｓｉでありながらも室温時のパーライト率を高め、結果として伸びの低下をもたらす。これは、特に、部品が拘束率の高い組付け状態で使用される場合には、耐熱疲労の面で不利となる。従って、これら元素の添加に際しては、パーライト量が３０％以上とならないよう、その添加量や注湯後の冷却速度に繊細な配慮が必要であった。
【０００８】
特許文献１には、溶融アルミニウムめっき処理と鋳鉄の焼鈍処理とを同時に行うことにより、鋳鉄の表面を処理するとともに、鋳鉄に含まれるパーライトをフェライト化する方法が開示されている。しかし、かかる方法で製造された、溶融アルミニウムめっきされた鋳鉄は、パーライトの析出、鋳鉄の溶損などが避けられない。
【０００９】
また、特許文献２には、Ｓｉを５〜１２％と、Ｃｒとを含むアルミニウム合金の被膜をアルミニウムめっきしたステンレス鋼板上に形成する方法が開示されている。しかし、かかる被膜は硬度が高く亀裂が入りやすいという問題がある。
【００１０】
特許文献３には、Ｓｉを５〜１２％と、所定量のＭｇ、Ｃａ、Ｆｅ、Ｓｉとを含むアルミニウム合金の被膜を、所定量のＣ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｎを含有する鋼板上に形成した溶融アルミめっき鋼板が開示されている。しかし、かかる被膜もまた、硬度が高く、剥離や亀裂が生じやすいという問題がある。
【００１１】
特許文献４には、Ｔｉ、Ｍｎを含む鋼材の表面に、金属間化合物被覆層を設け、さらにその表面に、Ｓｉ、Ｆｅ、ＭｇまたはＣａを添加したアルミニウム被覆層を設けた溶融アルミめっき鋼板が開示されている。
【００１２】
特許文献５には、３〜１３％のＳｉを含むアルミニウム合金により溶融アルミめっき鋼板を製造する際に、めっき層に生成するＦｅ−Ａｌ−Ｓｉ系合金層の生成膜厚を制御する方法を開示している。しかし、かかる方法は、硬質のＦｅ−Ａｌ系合金層の生成を促進する方法であり、本発明で求められる性質を付与するものではない。
【００１３】
【特許文献１】
特開平８−６７９５６号公報
【特許文献２】
特開平１１−０１７５０号公報
【特許文献３】
特開平１１−３１７２５号公報
【特許文献４】
特開２００１−１３１７２５号公報
【特許文献５】
特開平１０−１５８７９９号公報
【００１４】
【発明が解決しようとする課題】
膨脹・収縮の繰り返しによる熱疲労に対する耐性と耐酸化性とが付与され、高温になる排気系部材に使用可能な、被膜を有する鋳鉄部材を提供することを目的とする。
【００１５】
【課題を解決するための手段】
本発明は、上記課題を解決するためになされたものであって、３．０〜５．０重量％のＳｉを含有する球状黒鉛鋳鉄を、該球状黒鉛鋳鉄の共析変態開始温度以下に保持した７．０〜２３重量％のＳｉを含むアルミニウム合金浴に浸漬するステップを含む被膜を有する鋳鉄部材の製造方法を提供する。かかるＳｉを多量に含む溶融アルミニウムめっきにより、硬度が比較的低く、鋳鉄の膨張・収縮に耐えられるＦｅ−Ａｌ−Ｓｉ系合金の被膜を球状黒鉛鋳鉄の表面に形成することができる。
【００１６】
前記浸漬するステップの後に、前記アルミニウム合金による被膜が形成された球状黒鉛鋳鉄を、該球状黒鉛鋳鉄の共析変態開始温度より１５０℃低い温度から共析変態開始温度までの範囲の温度に加熱して一定時間保持するステップをさらに含むことが好ましい。かかる加熱するステップを、１〜１０時間にわたって行うことが好ましい。かかる処理を行うことで、Ｆｅ−Ａｌ−Ｓｉ系合金の被膜の外側に、硬度の高いＦｅ−Ａｌ系合金層を形成し、さらにその外側にＦｅ−Ａｌ−Ｓｉ系合金の被膜を形成した三層構造の表面処理を行うことができる。
【００１７】
また、前記加熱して一定時間保持された被膜に、硬質破砕粉を噴射するステップをさらに含むことが好ましい。かかる硬質破砕粉としては、平均粒径が０．１〜２．０ｍｍのセラミックス性硬質破砕粉を使用することが好ましく、噴射速度を５０ｍ／ｓ以上とすることが好ましい。
【００１８】
また、本発明は上述のいずれかの方法により製造された被膜を有する鋳鉄部材を提供するものである。
【００１９】
本発明は、３．０〜５．０重量％のＳｉを含有する球状黒鉛鋳鉄を基材としてその表面に、１０〜５０μｍの厚さのＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ合金層と、該Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ合金層の上にあるＡｌ−Ｆｅ合金層とを含む、被膜を有する鋳鉄部材を提供するものである。さらには、本発明は、３．０〜５．０重量％のＳｉを含有する球状黒鉛鋳鉄を基材としてその表面に、１０〜５０μｍの厚さのＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ合金層と、該Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ合金層の上にあるＡｌ−Ｆｅ合金層と、該Ａｌ−Ｆｅ合金層の上にあるＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ合金層とを含む、被膜を有する鋳鉄部材を提供するものである。
【００２０】
本発明はまた、上述の鋳鉄部材を用いて製造された自動車用排気系部品を提供する。具体的には、上記被膜を有する鋳鉄部材により製造されたエキゾーストマニホールドや、ターボハウジング、ターボアウトレットパイプを提供する。かかる製品は耐熱性および耐酸化性が大きく向上しており、高温の排気ガスに曝されても劣化しにくいという有利な特性を有する。
【００２１】
【発明の実施の形態】
以下に本発明の実施の形態を挙げて本発明をさらに詳細に説明する。
【００２２】
本発明の一実施の形態は、被膜を有する鋳鉄部材の製造方法であって、３．０〜５．０重量％のＳｉを含有する球状黒鉛鋳鉄を、該球状黒鉛鋳鉄の共析変態開始温度以下に保持した、７．０〜２３重量％のＳｉ含むアルミニウム合金浴に浸漬するステップと、前記浸漬するステップの後に、前記アルミニウム合金による被膜が形成された球状黒鉛鋳鉄を、該鋳鉄の共析変態開始温度より１５０℃低い温度から共析変態開始温度までの範囲の温度に加熱して一定時間保持するステップと、前記加熱して一定時間保持された被膜に硬質破砕粉を噴射するステップとを含む。
【００２３】
ここで、本発明における球状黒鉛鋳鉄とは、基地組織のフェライトの面積率が７０％以上であるフェライト系球状黒鉛鋳鉄であって、３．０〜５．０重量％のＳｉと、３．０〜３．８重量％のＣとを含有し、その他に、強度を向上させるための添加物であるＭｏを０．１〜１．０重量％と、Ｖを０．１〜１．０重量％と含み、不可避的不純物、具体的には、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｐ、Ｓ、Ｂｉ、Ｔｉ、Ｎｉ等のいくつかを含有する鉄の合金をいう。また、球状黒鉛鋳鉄には、黒鉛を球状化させるＭｇも通常、０．０１５〜０．０５重量％程度含まれているが、蒸気圧の高いＭｇは経時的に消失しているため、必ずしもかかる量で含まれているとはいえない。
【００２４】
球状黒鉛鋳鉄は、３．０〜５．０重量％のＳｉと、３．０〜３．８重量％のＣとを含有することが好ましい。Ｓｉの含有量の好ましい下限値を３．０重量％とするのは、基地のフェライトの面積率７０％以上を得るために必要であり、また、Ｓｉの含有量が３．０重量％未満では高温での耐酸化性が加速度的に低下するためである。また、好ましい上限値を５．０重量％とするのは、実質的に鋳造可能な限界だからである。また、Ｃの含有量を３．０重量％以上とするのは、黒鉛の面積率を高めて熱伝導率の低下を防ぎ、高温使用時の熱負荷を軽減したり、切削可能なレベルに硬さを抑えたりするためであり、３．８重量％以下とするのは、球状黒鉛鋳鉄中のＳｉの含有率が５．０重量％まで高くなると、溶鉄中へのＣの固溶度が低下し、カーボンドロスの発生や異常黒鉛の晶出が起こるからである。
【００２５】
さらに好ましくは、３．６〜４．５重量％のＳｉと３．１〜３．６重量％のＣを含有する鉄合金が本発明における鋳鉄として使用される。鋳鉄中のＳｉ含有量を３．６重量％以上とするのが好ましいのは、Ａｃ１共析変態開始温度を排気系部品の実用使用温度より高くすることの他、実用使用温度での耐酸化性をより向上させるためである。また、鋳鉄中のＳｉ含有量を４．５重量％以下とするのが好ましいのは、Ｓｉの含有量が４．５重量％を超えると急激な伸びの低下を起こすためである。また、Ｃの含有量を３．１重量％以上とするのは、Ｓｉの含有量が４．５重量％付近まで増大した際の硬さ制御と伸びの確保をする上で必要であり、Ｃの含有量を３．６重量％以下とするのは、前述のようにＳｉの含有量が高い場合に、球状黒鉛のサイズの均一化を図る上で必要だからである。
【００２６】
また、Ｍｎは０．５重量％以下であることが望ましい。Ｍｎの増量はパーライト析出を促進させ、伸びの低下をもたらすからである。Ｐは０．０６重量％以下であることが望ましい。Ｐの増量は、粒界へのＰ化合物の偏析により、粒界強度を低下させるからである。Ｓは、０．０２重量％以下であることが望ましい。Ｓの増量は、黒鉛の球状化を阻害するからである。
【００２７】
かかる球状黒鉛鋳鉄は、常温においては、フェライト組織を主とし、若干のパーライト組織と混じった状態で存在する。特に、パーライト面積比が、常温で、０〜２０％程度のものを使用することが好ましい。パーライトが多いまま使用すると、パーライトは高温で分解し、その後の冷却で黒鉛側へ拡散して、黒鉛を粗大化させ、鋳鉄部材の体積膨張を起こすからである。以下の説明において、アルミニウム合金により被膜が形成される基材となる鋳鉄を、被めっき母材ともよぶ。
【００２８】
鋳鉄の共析変態開始温度とは、フェライトとパーライト組織からオーステナイト組織への変態を開始する温度で、Ａｃ１で表される。共析変態開始温度Ａｃ１は、その球状黒鉛鋳鉄のＳｉ組成によっても変化するが、通常、８５０〜８９０℃である。個々の球状黒鉛鋳鉄における共析変態開始温度Ａｃ１は、熱分析により得ることができる。
【００２９】
第一のステップにおいては、上述の球状黒鉛鋳鉄に、アルミニウム合金で被膜を形成することを特徴とする。被膜を形成するために使用するアルミニウム合金浴は、７〜２３重量％のＳｉを含有し、その他に、Ｍｇ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｓｒ等の元素を含有してもよい、主成分がアルミニウムの合金を溶融したものである。アルミニウム合金中のＳｉ含有量を７重量％以上とするのが好ましいのは、これよりＳｉ含有量が少ないアルミニウム合金浴では、効率的にＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層を被めっき母材表面に生成させることができないからである。また、Ｓｉ含有量を２３重量％以下とするのが好ましいのは、融点が高くなりすぎて、後述の加熱保持が難しいからである。１３〜２３重量％のＳｉを含有する過共晶型のアルミニウム合金浴を使用することがさらに好ましい。Ｓｉの含有量を１３重量％以上とするのがさらに好ましいのは、共晶組成に近く、融点が最低になるため、めっきしやすい上に、効率的にＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層を被めっき母材表面に生成させることができるからである。
【００３０】
かかるアルミニウム合金浴は、球状黒鉛鋳鉄を浸漬するステップにわたって、被めっき母材である球状黒鉛鋳鉄のＡｃ１共析変態開始温度より低い温度に保持される。したがって、アルミニウム合金の溶融温度である５７７〜７５０℃より高く、Ａｃ１共析変態開始温度である８５０〜８９０℃より低い温度とすることが好ましい。これは、浸漬後の急冷によるパーライトの析出を防止するため、および高温での鋳鉄自体の形状歪みを防止するためである。
【００３１】
浸漬時間は、被めっき母材である球状黒鉛鋳鉄の表面にアルミニウム合金が被膜を形成するのに十分な時間であれば特に限定されないが、均熱後、約３〜２０分とすることが好ましく、約３〜５分とすることがさらに好ましい。
【００３２】
このようなアルミニウム合金浴内へ球状黒鉛鋳鉄を浸漬することで、被めっき母材である球状黒鉛鋳鉄の表面に、高濃度のＳｉを含有するアルミニウム合金被膜をコーティングし、かつ、被膜と母材との界面に１０〜５０μｍのＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層を形成さすることができる。このような、比較的硬度が低く、厚いＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系の合金層は、被めっき母材である球状黒鉛鋳鉄の膨張・収縮に伴う衝撃を緩和するために有利な構造である。また、共析変態開始温度Ａｃ１より低い温度を保持したアルミニウム合金浴内で、被めっき母材である鋳鉄のパーライト組織の分解を促進することができ、生成した被膜を有する球状黒鉛鋳鉄母材の伸びの改善と使用時における黒鉛成長による体積膨張の発生を防ぐことが可能となる。
【００３３】
次に、アルミニウム合金の被膜が形成された球状黒鉛鋳鉄に対し、大気中で加熱するステップを行う。このような加熱するステップにおける処理を、本明細書中において、低温加熱拡散処理という。具体的には、低温加熱拡散処理は、アルミニウム合金の被膜が形成された球状黒鉛鋳鉄を、大気中で、かかる球状黒鉛鋳鉄の共析変態開始温度とそれより１５０℃低い温度との間の範囲内の温度に加熱し、保持する。
【００３４】
加熱温度は、７００〜７４０℃より高く、８５０〜８９０℃よりも低い温度とし、所定時間にわたって一定温度で保持することが好ましい。共析変態開始温度Ａｃ１より高い温度とすると、熱処理後の急冷によって、パーライトの析出が顕著となったり、またはオーステナイト変態による体積収縮により鋳鉄部材の形状歪を生じたりする原因となる。一方、共析変態開始温度より１５０℃低い温度以下の温度とするとパーライト組織の分解が生じにくく、パーライトの多い鋳鉄部材では硬度が低下しないため、所望の物性を付与することができない。
【００３５】
図１は、本発明にかかる低温加熱拡散処理における温度と時間を、ＪＩＳＨ８６４２でＨＤＡ３−Ｄとして規定する加熱拡散熱処理と比較して示すグラフである。好ましい低温加熱拡散処理温度である７００±１０℃まで、約０．５〜１時間にわたって加熱し、７００±１０℃で、５〜１０時間保持した後、−０．５〜−５℃／分で徐冷することが好ましい。パーライトの分解を促進するために十分な時間にわたって加熱する必要があるためである。また、このとき、徐々に加熱し、処理後も徐冷することが好ましい。形状の歪み防止と、熱処理後の急冷によるパーライト析出の防止のためである。
【００３６】
かかる低温加熱拡散熱処理を行うことにより、母材と被膜との界面に生成する１０〜５０μｍのＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層の外側に、Ａｌ−Ｆｅ系合金層を形成させ、さらに当該Ａｌ−Ｆｅ系合金層の外側に、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層を生成させた三層構造からなるアルミニウム合金被膜を形成させることができる。また、かかる処理により、被めっき母材である球状黒鉛鋳鉄中のパーライト組織の略１００％を分解・消失させ、製造された鋳鉄部材の硬さを低下させることができる。
【００３７】
低温加熱拡散熱処理後に、被膜最表面に残存するアルミニウムを除去するステップを実施する。前述の低温加熱拡散熱処理により、母材である球状黒鉛鋳鉄の表面にＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層が生成し、該Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層の表面にＡｌ−Ｆｅ系合金層が生成し、該Ａｌ−Ｆｅ系合金層の表面にＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層が生成し、これらの三層構造からなるアルミニウム合金被膜が形成され、さらにその最表面には、既述のアルミニウム合金被膜のめっきに用いたアルミニウム合金浴と同一の成分のアルミニウム層が残存している。このアルミニウム層は、熱により簡単に剥がれやすく、鋳鉄部材の製造後に部品として使用する上で弊害を来たすことがあるため、予め除去しておくことが好ましいからである。
【００３８】
アルミニウムの除去は、ショットブラストにより実施することができる。ショットブラストは、平均粒径が、０．１〜２．０ｍｍ、さらに好ましくは、０．５〜１．０ｍｍのセラミックス製または鉄製の硬質破砕粉を高速で被膜表面へ噴射することで、部材の表面を研削する技術である。噴射速度は、５０ｍ／ｓ以上とすることが好ましく、噴射時間は、２〜３秒／ｃｍ２でよい。
【００３９】
かかるアルミニウムの除去により、前述の低温加熱拡散熱処理により形成された、球状黒鉛鋳鉄の表面上のＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層と、該Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層の表面上のＡｌ−Ｆｅ系合金層と、該Ａｌ−Ｆｅ系合金層の表面上のＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層とを含む三層構造の被膜の最表面を加工硬化させた鋳鉄部材を製造することができる。あるいは、上記処理を比較的長時間行うか、または硬質破砕粉の噴射量を高めて行った場合には、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層も除去され、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層、Ａｌ−Ｆｅ系合金層が順次積層された二層構造の被膜を有する表面を加工硬化させた鋳鉄部材を製造することができる。かかる二層構造の被膜を有する鋳鉄部材は、Ａｌ−Ｆｅ系合金層の存在により球状黒鉛鋳鉄母材の酸化抑制が可能となり、また、当該Ａｌ−Ｆｅ合金層の下地となるＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層の存在によって母材の膨張・収縮にともなって発生するＡｌ−Ｆｅ系合金層への応力集中が緩和される。
【００４０】
従来は、アルミニウム剥離片が、ターボハウジングの磨耗や触媒機能低下などの弊害を生ずるという問題が生じていた。しかし、アルミニウムの除去処理をすることで、アルミニウムの剥離を防止することができ、また部材表面の平坦化が達成できるため、排気系部材においては、排気率を向上させることができる。
【００４１】
このように、本発明にかかる第一の実施形態による被膜を有する鋳鉄部材の製造方法により、球状黒鉛鋳鉄を基材として、該球状黒鉛鋳鉄の表面にＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層と、該Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層の表面にＡｌ−Ｆｅ系合金層と、該Ａｌ−Ｆｅ系合金層の表面にＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層とを含む三層構造の被膜を有する鋳鉄部材が得られる。かかる被膜を有する鋳鉄部材は、二つのＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層が弾力性を付与し、これらに挟まれた硬質で酸化されにくいＡｌ−Ｆｅ系合金層が、被めっき母材である球状黒鉛鋳鉄に耐酸化性を付与するため、高温強度が高く、膨張・収縮にも耐えられる鋳鉄部材となっている。
【００４２】
本発明の第二の実施形態によれば、被めっき母材である球状黒鉛鋳鉄と被膜との界面にＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層を有し、その外側にＡｌ−Ｆｅ系合金層を形成させた二層構造のアルミニウム合金被膜、および、被めっき母材である球状黒鉛鋳鉄と被膜との界面にＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層を有し、その外側にＡｌ−Ｆｅ系合金層を形成させ、かかるＡｌ−Ｆｅ系合金層の外面へさらにＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層を形成させて三層構造とした耐酸化性、耐熱性、耐亀裂性に優れたアルミニウム合金被膜を有する鋳鉄部材が提供される。
【００４３】
図２に、三層構造のアルミニウム合金被膜を有する鋳鉄部材の断面を示す概念図を示す。三層構造のアルミニウム合金被膜を有する鋳鉄部材１は、母材である球状黒鉛鋳鉄２の表面上にＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層３を設け、その上にＡｌ−Ｆｅ系合金層４を設け、さらに、Ａｌ−Ｆｅ系合金層４の外面へＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層５を設けてなるものである。Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層５の表面６は、ショットブラストによりアルミニウムを除去する処理がされているため、アルミニウム合金層が剥離し、かつ比較的平坦な形状となっている。
【００４４】
被めっき母材である球状黒鉛鋳鉄２は、３．０〜５．０重量％のＳｉと、３．０〜３．８重量％のＣとを含有し、その他に、強度を向上させるための添加物であるＭｏを０．１〜１．０重量％と、Ｖを０．１〜１．０重量％と含み、不可避的不純物、具体的には、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｐ、Ｓ、Ｂｉ、Ｔｉ、Ｎｉ等のいくつかを含有する鉄の合金である。好ましくは、この鋳鉄は、３．６〜４．５重量％のＳｉと、３．１〜３．６重量％のＣとを合金全体の重量に対して含む球状黒鉛鋳鉄である。鋳鉄２は、パーライト組織が分解しており、面積比率は、略０％となっている。
【００４５】
母材である球状黒鉛鋳鉄２の表面上に設けられたＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層３は、硬度が２００Ｈｖ程度の比較的硬度の低い被膜であり、Ｆｅを基として、ＡｌとＳｉを固溶したＦｅ合金層である。その表面に設けられたＡｌ−Ｆｅ系合金層４は、硬度が７００〜１０００Ｈｖの硬く脆い被膜であり、Ａｌ３Ｆｅを主とし、Ｆｅ３Ａｌも若干含む金属間化合物である。さらに、その上に設けられたＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層５は、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層３と同様に、硬度が２００Ｈｖ程度であって、Ｆｅを基として、ＡｌとＳｉを雇用したＦｅ合金層であり、その表面６がショットブラストにより、加工硬化されている。三層構造の被膜全体の厚さは約１００〜１５０μｍであって、それぞれの層の厚さは、母材である球状黒鉛鋳鉄２に接するＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層３の厚さが１０〜５０μｍであり、Ａｌ−Ｆｅ系合金層４の厚さが４０〜７０μｍであり、最表面のＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層５の厚さが１０〜２０μｍである。
【００４６】
このような三層構造のアルミニウム合金被膜を有する鋳鉄部材１は、熱膨張・収縮の激しい母材である球状黒鉛鋳鉄２に接するＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層３及び最表面に存在するＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層５が、硬度が低く弾力性を有するため、全体として耐亀裂性に優れる構造となっている。また、これらのＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層３、５に挟まれたＡｌ−Ｆｅ系合金層４は、硬度が高く、耐酸化性に優れる。さらに、母材となる球状黒鉛鋳鉄２は高温強度が高い。このように、本発明にかかるアルミニウム合金被膜を有する鋳鉄部材１は、全体として耐熱性のある構造になっている。
【００４７】
本実施形態の変形例としては、母材となる球状黒鉛鋳鉄表面にＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層を設け、その上にＡｌ−Ｆｅ系合金層を設けた二層構造とすることもできる。このような二層構造のアルミニウム合金被膜を有する球状黒鉛鋳鉄は、前述のアルミニウムを除去するステップにおいて、ショットブラストによるアルミニウム除去処理を長時間、あるいは硬質破砕片の噴射量を多くするように実施することで、Ａｌ−Ｆｅ系合金層のさらに表面に設けられたＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層をも除去し、製造することができる。このような二層構造のアルミニウム合金被膜を有する鋳鉄部材の利点は、二つのＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層が弾力性を付与し、これらに挟まれた硬質で酸化されにくいＡｌ−Ｆｅ系合金層が、被めっき母材である球状黒鉛鋳鉄に耐酸化性を付与するため、高温強度が高く、膨張・収縮にも耐えられる鋳鉄部材となっていることである。
【００４８】
本発明の第三の実施形態によれば、上述の被膜を有する鋳鉄部材を用いて製造されたエキゾーストマニホールドやターボハウジング、ターボアウトレットパイプ等の自動車用排気系部品が提供される。
【００４９】
これらの自動車用排気系部品は、予め所望の形状に鋳造された球状黒鉛鋳鉄に第一の実施形態で説明した処理を施すことにより被膜を形成し、当業者により簡単に製造することができる。
【００５０】
本発明の方法により製造されるアルミニウム合金被膜を有する鋳鉄部材は、Ａｌ−Ｆｅ系ないしＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金を主体としたものであるため耐熱性の他に耐食性にも優れている。従って、上述のような自動車の排気系部材のほかに、化学プラント用配管や管継ぎ手、各種バルブなど鋳鉄製部品への転用できる。さらに、高温での耐酸化性と耐圧縮変形性が最も求められるアルミ低圧鋳造のサブストーク外表面への適用が大いに期待される。
【００５１】
【実施例】
以下に、本発明を、実施例を挙げてさらに詳細に説明する。かかる実施例は本発明を限定するものではない。
【００５２】
［実施例１］
Ｓｉが４．３％、Ｃが３．３％、Ｍｎが０．３％、Ｐが０．０２％、Ｓが０．００８％、Ｍｏが０．５％、その他Ｓｎ、Ｃｕなど不可避不純物の合計が０．３％以下（いずれも重量％）の組成を有する高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄を母材として使用した。母材であるＳｉ球状黒鉛鋳鉄をアセトンにて脱脂後、７０℃のＨＣｌにて酸洗、水洗、乾燥を経てこれをテストピースとした。母材の共析変態開始温度Ａｃ１は、熱分析の結果、８５３℃であった。
【００５３】
Ａｌ−１７％Ｓｉ合金を坩堝にて溶解し、これをめっき浴とした。浴温は、７５０℃に設定した。母材を上述のめっき浴に２０分間浸漬した後、めっき浴より引き上げめっき被膜を形成させた。図３によれば、母材と被膜界面付近に既に３０μｍ程度のＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ合金層が生成しているのが分かる。また、母材中のパーライトは、完全には分解していなかった。
【００５４】
球状黒鉛鋳鉄は、を大気中において７５０℃で５時間保持した後、空冷した。これにより、図４に示すように、球状黒鉛鋳鉄の表面には、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ合金層と、Ａｌ−Ｆｅ系合金層と、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ合金層との三層構造からなり、さらに最表面にアルミニウム合金の層を有する被膜が選られた。共析変態開始温度より低い７５０℃で５時間程度加熱することでパーライト組織の分解が起こった。
【００５５】
低温加熱拡散熱処理の後、平均粒径が、５００〜６００μｍのアルミナ破砕粉を高速で被膜表面へ噴射させ、被膜最表面に残存するアルミニウムを除去した。噴射時間は２〜３秒／ｃｍ２で、十分なクリーニング効果が得られた。
【００５６】
以上の手法によって、耐酸化性に極めて優れたＡｌ−Ｆｅ系合金層と耐酸化性は若干劣るが硬さが低く割れにくいＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層とを交互に積層させた三層構造のアルミニウム合金被膜を有する鋳鉄部材が得られた。図５に示すように、母材である球状黒鉛鋳鉄に施されたＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ合金層と、Ａｌ−Ｆｅ系合金層と、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ合金層との三層構造の合計の厚さは、１００〜１５０μｍであり、表面のアルミニウムはブラストにより除かれ、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層の表面は比較的平坦であった。
【００５７】
［実施例２］
被膜を有する鋳鉄部材において、被めっき母材である球状黒鉛鋳鉄のパーライト組織が加熱拡散熱処理により分解する温度及び保持時間と、かかる加熱拡散熱処理による被めっき母材である球状黒鉛鋳鉄の硬度の変化を調べた。
【００５８】
実施例１に記載した方法により、母材である球状黒鉛鋳鉄をアルミニウム合金浴に浸漬し、母材の表面にアルミニウム合金の被膜を形成した。母材の共析変態開始温度Ａｃ１は、実施例と同様に、熱分析を実施した結果、８５３℃であった。かかる被膜を形成した球状黒鉛鋳鉄を、実施例２−１では７００℃、実施例２−２では７５０℃、実施例２−３では８００℃の各温度で、比較例２−１では６００℃、比較例２−２では６５０℃の各温度で、大気中で０〜１０時間にわたって保持し、鋳鉄母材のパーライト面積率と、硬度（ＨＲＢ）とを測定した。面積率の測定は、画像解析装置を使用して、パーライトと、黒鉛およびフェライトとを二極値化し、パーライトの面積率を算出した。また、硬度の測定は、ロックウェル硬度計（Ｂスケール）を用いて行った。
【００５９】
面積率の測定結果を図６に示す。図６より、共析変態開始温度Ａｃ１である８５３℃より１５０℃低い温度と、共析変態開始温度Ａｃ１との間の温度範囲で加熱した実施例２−１、２−２、２−３においては、パーライト組織の面積率が減少していることから、パーライト組織の分解が進行していることがわかる。一方、共析変態開始温度Ａｃ１である８５３℃より１５０℃よりも低い６００℃で加熱した比較例２−１および、６５０℃で加熱した比較例２−２については、パーライト組織の分解が進行していなかった。
【００６０】
硬度の測定結果を図７に示す。図７より、共析変態開始温度Ａｃ１である８５３℃より１５０℃低い温度と、共析変態開始温度Ａｃ１との間の温度範囲で加熱した実施例２−１、２−２、２−３においては、硬度の低下が生じており、鋳鉄部材に耐亀裂性、耐熱性等の特性を付与することができたことがわかる。一方、共析変態開始温度Ａｃ１である８５３℃より１５０℃よりも低い６００℃で加熱した比較例２−１および、６５０℃で加熱した比較例２−２については、硬度も上昇しており、所望の特性を付与することができなかった。
【００６１】
［実施例３］
Ｓｉを添加した過共晶型のアルミニウムめっき浴を用い、Ｓｉを３重量％含有する球状黒鉛鋳鉄に溶融アルミめっきを施した。３重量％のＳｉと、３．６重量％のＣと、その他の不可避不純物、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｍｇ等とを含む高Ｓｉ黒鉛球状鋳鉄を被めっき母材として用い、１７重量％のＳｉを含み、その他に、１重量％のＭｇと、１重量％のＣｕと、１重量％のＮｉと、その他その他の不可避不純物、Ｆｅ、Ｍｎ等を微量含むアルミニウム合金浴を用いて、実施例１と同じ方法でアルミニウム合金層の形成を行った。その結果、球状黒鉛鋳鉄とめっき層との界面に最大３０μｍのＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層が生成した。このＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層の硬度は２００Ｈｖ程度であり、柔軟性を有する膜を球状黒鉛鋳鉄表面に形成することができた。
【００６２】
［比較例１］
実施例３と同じＳｉを１３〜２３重量％添加したアルミニウムめっき浴を用い、鋼板および３重量％未満のＳｉを含むねずみ鋳鉄にめっきを施した。被めっき母材として用いた鋼板は、ＪＳＨ２７０ＣＮ（熱延鋼板）であり、鋳鉄は、２．５重量％のＳｉと、３．２重量％のＣと、０．６重量％のＭｎと、０．３５重量％のＣｕと、その他の不可避不純物、Ｐ、Ｓ、Ｚｎ等を微量含むねずみ鋳鉄であった。また、アルミニウム合金浴は、実施例３と同じ様に１７重量％のＳｉを含み、その他に、１重量％のＭｇと、１重量％のＣｕと、１重量％のＮｉと、その他その他の不可避不純物、Ｆｅ、Ｍｎ等を微量含むものであった。アルミニウム合金層の形成は、実施例１と同じ方法で行った。しかしながら、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層の生成が著しく抑制され、母材とめっき層との界面には初晶Ｓｉが集積した。その結果、被膜の硬度は１０００Ｈｖ以上の脆い膜となった。
【００６３】
【発明の効果】
本発明により得られた被膜を有する鋳鉄部材は、母材である球状黒鉛鋳鉄の表面に、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層とその外側のＡｌ−Ｆｅ系合金層と、さらにその外側にＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層との三層構造からなる被膜が形成されており、母材に接して設けられるＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層の存在によって母材の膨張、収縮に伴って発生するＡｌ−Ｆｅ系合金層への応力集中が緩和される。その結果、かかる三層構造からなる被膜が形成された鋳鉄部材は、高温時の耐酸化性が向上し、加熱・冷却に対する耐熱亀裂性が向上し、熱疲労寿命が改善されている。かかる被膜を有する鋳鉄部材は、高温となる排気系部材として非常に有用であり、熱膨張・収縮による部材の劣化や、他の部材へ与える弊害も減少されている。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は、本発明にかかる三層構造のアルミニウム合金被膜を有する球状黒鉛鋳鉄の切断面を示す概念図である。
【図２】図２は、低温加熱拡散処理における温度と時間を、ＪＩＳＨ８６４２でＨＤＡ３−Ｄとして規定する加熱拡散熱処理と比較して示すグラフである。
【図３】図３は、アルミニウム合金浴に浸漬した後の球状黒鉛鋳鉄の金属組織の切断面を示す顕微鏡写真である。
【図４】図４は、低温加熱拡散処理後の三層構造のアルミニウム合金被膜及び表面のアルミニウム層を有する球状黒鉛鋳鉄の金属組織の切断面を示す顕微鏡写真である。
【図５】図５は、表面のアルミニウム層を除去した三層構造のアルミニウム合金被膜を有する球状黒鉛鋳鉄の金属組織の切断面を示す顕微鏡写真である。
【図６】図６は、被膜を形成した球状黒鉛鋳鉄の熱処理温度、保持時間とパーライト面積率変化との関係を示すグラフである。
【図７】図７は、被膜を形成した球状黒鉛鋳鉄の熱処理温度、保持時間と硬度との関係を示すグラフである。
【符号の説明】
１  被膜を有する鋳鉄部材
２  球状黒鉛鋳鉄
３  Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層
４  Ａｌ−Ｆｅ系合金層
５  Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層
６  Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金層表面部分
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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