(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｍｎ、Ｍｇを含み、残部がＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴とするフェライト系球状黒鉛鋳鉄であって、前記の元素の含有量が、重量％で、Ｃ：３．１〜３．７％、Ｓｉ：４．０〜４．５％、Ｍｏ：０．３〜０．７％、Ｖ：０．２〜０．５％、Ｍｎ：０．１５〜１．５％、Ｍｇ：０．０２〜０．０６％であり、Ｖ及びＭｎの含有量の合計が０．４〜１．８％であり、Ｓｉ／ＣＥ値が０．８２〜０．９６であることを特徴とするフェライト系球状黒鉛鋳鉄。
【請求項２】
前記請求項１に記載されたフェライト系球状黒鉛鋳鉄を用いて製造されたことを特徴とする排気系部品。
【請求項３】
前記排気系部品が、エキゾーストマニホールド、ターボハウジング、ターボハウジング一体型エキゾーストマニホールド、又はターボアウトレットパイプであることを特徴とする請求項２に記載の排気系部品。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、従来８００℃までしか使用できなかった高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄を合金設計によって改良し、８５０〜９００℃の高温でも使用することができるようにした高耐熱性の球状黒鉛鋳鉄に関する。この球状黒鉛鋳鉄は、フェライト系の高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄であり、競合するステンレス鋳鋼やニレジスト鋳鉄と比較し、原料コストが安価で、鋳造性や切削性に優れているため、エキゾーストマニホールド、ターボハウジング、ターボハウジング一体型エキゾーストマニホールド、又はターボアウトレットパイプ等の自動車用排気系部品に広く適用することができる。
【０００２】
【従来の技術】
環境問題が益々厳しくなり、触媒の浄化効率と低燃費化のために、自動車の排気ガスの温度が上昇している。このような背景の下、エンジンのエキゾーストマニホールドには、ステンレスパイプを用いた耐熱性の高いパイプエキゾーストマニホールドや、ステンレス板を塑性加工した板金エキゾーストマニホールドが使用され始めている。
【０００３】
排気ガスの浄化効率を高めるためには、より高温の排気ガスを触媒に通す必要があり、触媒を内蔵した重いマニバータを前記エキゾーストマニホールドのできるだけ近くに配置させる必要がある。特に、ターボ車においてはエキゾーストマニホールドとマニバータとの間に、タービンロータを備えたタービンハウジングが連結されるため、エキゾーストマニホールドには負荷が増大し高温時もより高い剛性が必要となる。
【０００４】
前記のパイプエキゾーストマニホールドや板金エキゾーストマニホールドでは、ステンレス特有の大きな線膨張や薄肉のために高温時に変形しやすいことや形状自由度が不足することから、現在でもターボ車用エキゾーストマニホールドには鋳鉄を使用せざる得ない状況となっている。従来までのエキゾーストマニホールド用鋳鉄材料では、Ｓｉを３．６〜４．０％とし、さらにＭｏを０．３〜１．０％添加したＭｏ添加高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄が実用化されているにすぎない。
この排ガス温度域での高温物性向上を図った技術としては、例えば特開平４−２１８６４５号、特開平５−１２５４９４号、及び特開平７−４８６５３号等のステンレス鋳鋼が開示されているが、Ｃ含有量が２．１ｗｔ％以上である鋳鉄においては開示例が見あたらない。
【０００５】
また、高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄の物性を改善した事例としては、特開平１０−１９５５８７号や特開昭６１−７３８５９号に記載された技術のように、中温域の脆性改善対策に関するものがある。
しかしながら、特開昭６１−７３８５９号に記載されているＭｇとＰの組成を調整することは、実際の製造ラインにおける管理作業が困難であった。また、特開平１０−１９５５８７号に記載された球状黒鉛鋳鉄の製造方法では、猛毒性を有する砒素（Ａｓ）を添加するため、作業環境が非常に劣悪になるという問題があった。
【０００６】
一方、従来より使用されている高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄は、フェライトとパーライト組織からなる基地が昇温によってオーステナイト相へ変化するＡc1変態点が約８５０℃と低い。よって、高温の排気ガス（８８０〜９３０℃）に曝されると、排気系部品自体の温度は８００〜８８０℃にまで昇温して、前記Ａc1変態点を超えてしまうため、高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄は容易にオーステナイト相に変態し、急激な伸び増加と強度低下によって、熱疲労や変形が生じてしまう。よって、従来の高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄より高い耐熱性を求めようとすると、ニレジスト鋳鉄やステンレス鋳鋼しか実用例がないのが現状である。
【０００７】
しかし、これらのニレジスト鋳鉄やステンレス鋳鋼は、原材料に多量のＮｉやＣｒ、Ｗ等を使用するため、原材料のコストが高いという問題があった。また、原材料の融点が高いため、従来の鋳鉄生産設備では生産対応できず、鋳造性が悪く、歩留りも低い上に切削性も劣るので、部品コストが著しく上昇してしまうという問題があった。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、前記課題を解決し、従来までの高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄よりも耐熱性が高く、安価でかつ簡便な方法によって製造することが可能な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。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、前記目的を達成するため、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｍｎ、Ｍｇを含み、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる。
前記フェライト系球状黒鉛鋳鉄は、室温から８００〜９００℃近傍の領域内で優れた引張強さと耐力を有するものである。従って、この球状黒鉛鋳鉄を自動車用排気系部品、例えばエキゾーストマニホールドに適用すれば、８８０〜９３０℃近傍の高温排気ガスにも十分耐えうるため、排気ガスの温度を上昇させることができる。よって、排気ガスの浄化効率の向上及び低燃費化を図ることができ、来るpost、post53等の排気ガス規制（法規制）に対しても適格に対応できる。
【００１０】
そして、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の鋳造方案や条件をほとんどそのまま応用できるため、既存の鋳鉄生産ラインで生産対応をすることができ、新たな設備投資をする必要がない。さらに、ステンレス鋳鋼やニレジストに比べて原材料コストや加工コストが安価であるため、製品コストを安価にすることができる。さらに、ステンレス鋳鋼やニレジストと異なり、切削性や鋳造性にも優れていることから、排気系部品の形状自由度がアップするという利点がある。
【００１１】
そして、本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄の別の態様では、前記の元素の含有量が、重量％で、Ｃ：３．１〜４．０％、Ｓｉ：３．６〜４．６％、Ｍｏ：０．３〜１．０％、Ｍｇ：０．０２〜０．１０、Ｖ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．１５〜１．６％である。
また、前記不可避不純物の含有量については、Ｓ：０．０２％以下、Ｐ：０．１％以下、ＣｕとＳｎとＣｒの含有量の合計は、０．８％以下である。
さらに、本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄の更に別の態様では、Ｖ及びＭｎの含有量の合計を０．３〜２．０％としている。
Ｍｎはパーライト組織の析出を促進させて引張強さと耐力向上に寄与し、Ｖは共晶セル粒界付近に高融点の微細な炭化物を形成して析出し、粒界ポテンシャルの向上と高温時におけるパーライト組織の分解阻止の作用を奏する。このＭｎとＶは、その総量が０．３〜２．０％の範囲内で、両方を同時に添加（いわゆる複合添加）することによって前述の作用効果が大きくなる。
【００１２】
また、本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄の更に別の態様では、Ｓｉ／ＣＥ値を０．９７以下としている。
このＣＥ値は、炭素当量と呼ばれ、Ｃ含有量＋（Ｓｉ含有量＋Ｐ含有量）／３で表される。Ｓｉ／ＣＥ値を０．９７以下に調整することによって、球状黒鉛鋳鉄における常温から中温域での伸び低下を抑制し、耐熱疲労性をより向上させることができる。なお、Ｍｇは黒鉛球状化剤として有用な役割を果たす元素である。
【００１３】
さらに、本発明に係る排気系部品は、前記のフェライト系球状黒鉛鋳鉄によって製造された排気系部品である。
なお、本発明に係る排気系部品の一態様は、前記排気系部として、自動車用のエキゾーストマニホールド、ターボハウジング、ターボハウジング一体化エキゾーストマニホールド、又はターボアウトレットパイプに適用している。
前記排気系部品は鋳造材であるため、例えばステンレスパイプを用いたパイプエキゾーストマニホールドや、ステンレス板を加工した板金エキゾーストマニホールドに比較して、形状の自由度が大きい。よって、複雑な形状の部品であっても製造することができる。
【００１４】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明の実施の形態に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄について、詳細に説明する。
前述した課題を解決するには、従来から使用されてきた、Ｍｏを添加した高Ｓｉの球状黒鉛鋳鉄を合金設計によって改良することが最も有効である。本発明者らは、このＭｏ添加高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄の耐熱性を向上させるため、次の項目について鋭意検討し、本発明を完成するに至った。なお、以下の記載において、％は、全て「重量％」を意味するものとする。
【００１５】
▲１▼  Ａ1変態点の向上
▲２▼  耐熱変形性の向上
▲３▼  耐熱疲労性の向上
▲４▼  耐酸化性の向上
【００１６】
以下に、これらの項目について説明をする。
▲１▼  Ａ1変態点の向上について
まず、フェライト系球状黒鉛鋳鉄の耐熱性を向上させるためには、Ａ1変態点のうち、特にＡc1変態点を高めることが必要である。このＡc1変態点とは、フェライトとパーライトとが混合した基地組織が昇温によってオーステナイト相に変態する温度である。よって、Ａ1変態点を上昇させれば、球状黒鉛鋳鉄がオーステナイト相になりにくく、耐熱性を向上させることができる。Ａ1変態点は、Ｓｉ量を増加させるに従って上昇するため、従来までの鋳鉄材よりＳｉ添加量を実用上可能な限り多く添加し、下限値を３．６％とする。しかし、Ｓｉを４．６％を超えて過剰に添加すると球状黒鉛鋳鉄に著しい伸び低下が生じるため、上限値を４．６％とする。よって、Ｓｉ添加量は、３．６〜４．６％とする。好ましくは、４．０〜４．５％である。
【００１７】
これにより、従来の鋳鉄ではＡc1変態点が約８５０℃であったのに対し、Ｓｉを４．５％程度添加することで当該Ａc1変態点を約８９０℃にまで上昇させることができる。
通常は、８８０℃〜９３０℃の高温排気ガスに曝された排気系部品の温度は、８００〜８８０℃近傍まで昇温する。従って、本発明のフェライト系球状黒鉛鋳鉄を排気系部品に適用すれば、エンジン稼働時でもＡc1変態点を超えることがないため、相変態に伴う大きな変態ひずみの発生が抑制され、熱疲労寿命を大幅に向上させることができる。
【００１８】
▲２▼  耐熱変形性の向上について
伸び又は縮みが拘束された状態で加熱又は冷却によって発生する熱変形を抑えるためには、高温強度、特に高温耐力又は高温比例限を向上させることが有効である。
従って、高温時のフェライト系球状黒鉛鋳鉄の強度を向上させるには、前記ＳｉとＭｏをベースとしてＶ及びＭｎの添加が有効である。
フェライト系球状黒鉛鋳鉄を例えば排気系部品に用いた場合は、エンジン稼働時における排気系部品自体の温度の上限値近く（約８５０℃）において、Ｍｎ及びＮｉの添加量が多いほど、引張強さは上昇するのに対し、Ｖは０．１％でその添加効果が認められ、０．３％以上の添加ではほぼ一定の引張強さを維持する。
【００１９】
ここで、Ｍｎは、パーライト析出を促進させて引張強さや耐力の向上を導く重要な作用効果を有するため、Ｍｎ含有量を０．１５％以上とする。また、Ｖは、高融点の微細炭化物を形成して共晶セル粒界付近に析出し、粒界ポテンシャルの向上と高温時におけるパーライト分解阻止の役目を果たしているため、Ｖ含有量を０．１％以上とする。これらＭｎとＶの効果によって、室温から高温迄の強度が向上する。
【００２０】
一方、１．６％を超えるＭｎ、及び１．０％を超えるＶを添加すると、球状黒鉛鋳鉄の基地中のパーライト率が高くなり、室温域や中温域における伸びが低下するため、これら以上の添加は適さない。よって、Ｍｎ含有量の上限値は１．６％、Ｖ含有量の上限値は１．０％とする。
従って、Ｍｎ含有量は、０．１５〜１．６％であり、好ましくは０．１５〜１．５％である。また、Ｖ含有量は、０．１〜１．０％であり、好ましくは０．２〜０．５％である。
【００２１】
以上より、ＶとＭｎの添加が球状黒鉛鋳鉄の高温物性を改善するのに有効であることが分かる。そして、ＶとＭｎとは、それぞれ単独に添加するよりも、複合して添加する方が機械的性質等に望ましい効果をもたらす。ＭｎとＶの添加量の総量を０．３〜２．０％とする。好ましくは、０．４〜１．８％である。
また、Ｍｏも高温での機械的性質、特に高温耐力（又は高温比例限）を向上させる元素である。Ｍｏ含有量が０．３％未満では、その添加効果が小さいため、Ｍｏ含有量の下限値を０．３％とする。一方、Ａ1変態点はＭｏ含有量には依存しないが、Ｍｏ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、硬度も上昇して著しい伸び低下をもたらすため、Ｍｏ含有量の上限値は１．０％とする。
よって、Ｍｏ含有量は、０．３〜１．０％とする。好ましくは、０．３〜０．７％である。
なお、Ｎｉは、その添加によって高温の機械的性質向上がみられるがＡ1変態点の低下が認められるため、本願における球状黒鉛鋳鉄には適さない。このＡ1変態点の低下は、Ｎｉがオーステナイト安定化元素であり、Ａ1変態点を下方へ押し下げることによる。また、以上説明した添加元素によって、本発明に係る球状黒鉛鋳鉄の球状化を阻害することは認められていない。
【００２２】
以上をまとめると、下記の成分構成によって、本発明に係る球状黒鉛鋳鉄における高温物性の向上を図ることができる。
i) ３．６〜４．６％Ｓｉと０．３〜１．０％Ｍｏを含有するフェライト系球状黒鉛鋳鉄をベースとし、これにＶとＭｎを含有させること。
ii) 前記ＶとＭｎの添加量は、それぞれ０．１〜１．０％、０．１５〜１．６％であり、かつ、これらＶとＭｎ添加量の合計が０．３〜２．０ｗｔ％、好ましくは、０．４〜１．８％であること。
【００２３】
▲３▼  耐熱疲労性の向上について
Ｍｏを添加した高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄において、耐熱疲労性を高めるためには、次の２通りの方法が考えられる。まず、当該球状黒鉛鋳鉄に特有の、４００〜５００℃付近で発生する伸び低下を解消する方法、及び室温から高温に至るまでの引張強さや耐力を向上させる方法である。前記従来の技術において説明した特開昭６１−７３８５９号や特開平１０−１９５５８７号に記載された発明は、前者の方法を用いたものであるのに対し、本発明は後者の方法を重視している。即ち、本発明は、耐力（降伏点、または比例限）を高めることによって、加熱・冷却サイクル内で発生する引張歪に対して塑性変形を抑制し、初期クラック発生までの寿命を増大させることを主眼としている。
【００２４】
しかし、本発明に係る球状黒鉛鋳鉄では、熱疲労特性をさらに向上又は安定化させるために、室温から中温（４００〜５００℃近傍）にかけての伸びを確保する方法も検討している。基本的に伸びが小さいと熱疲労寿命も低下する。伸びが小さいと、室温から中温領域にかけて高温時の圧縮塑性変形に伴う引張歪みに対し亀裂感受性が大きくなるからである。そこで、ＶとＭｎの総添加量や組成比を低下させることなく伸びを確保するための成分検討を行った結果、Ｍｏ添加高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄の伸びは、ＣとＳｉの配合比率、即ちＳｉ／ＣＥ値（または、Ｃ／ＣＥ値）に大きく依存することが明らかになった。ここで、ＣＥ値とは、炭素当量であり、Ｃ含有量＋１／３（Ｓｉ含有量＋Ｐ含有量）で算出される。
【００２５】
Ｍｏ添加高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄の伸びは、Ｓｉ／ＣＥ値が０．９７以上で急激に低下する傾向を有する。従って、Ｓｉ／ＣＥ値は、多くても０．９７までとする。好ましくは、０．８２〜０．９６である。このＳｉ／ＣＥ値の下限値（０．８２）は、Ｃ：３．５％、Ｓｉ：４．０％、Ｐ：０．０６％の場合であり、上限値（０．９６）は、図７に示された内容から設定したものである。
また、Ｓｉ／ＣＥ値の範囲の設定に伴い、好ましいＣ含有量の下限値は、３．１％とし、Ｓｉ上限値は４．５％とする。一方、Ｓｉ含有量を大きくするにつれてＣの固溶度が低下し、球状黒鉛鋳鉄において黒鉛浮上が生じて、黒鉛粒径のバラツキや黒鉛数の低下を招くため、Ｃ含有量の上限値は４．０％とする。つまり、Ｃ含有量は、３．１〜４．０％とする。好ましくは、３．１〜３．７％である。
【００２６】
さらに、ＶとＭｎとの総量は、前述のように、０．３〜２．０％であるが、これについて簡単に説明する。ＶとＭｎの含有量の上限値をそれぞれ１．０％、１．６％とし、これらの総量の上限値を２．０％とすることによって、球状黒鉛鋳鉄におけるパーライト率を４０％以下に抑えることが重要である。なお、ＶとＭｎの合計含有量の下限値は、十分な複合添加効果を生じさせるという理由で、０．３％とする。
また、不可避不純物としてパーライト量を増大させ、硬さの向上と伸びの低下をもたらすＣｕ、Ｓｎ、Ｃｒの総量は、０．８％以下に抑える。Ｓの過剰混入は、黒鉛球状化を阻害し伸び低下をもたらすため、Ｓの含有量は０．０２％以下とする必要がある。
なお、黒鉛球状化剤であるＭｇの含有量は、０．０２〜０．１０％とする。好ましくは、０．０２〜０．０６％である。また、Ｐの含有量は、０．１％以下とする。
【００２７】
▲４▼  耐酸化性の向上について
球状黒鉛鋳鉄の耐酸化性はＳｉ含有量に依存するため、高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄材は通常の鋳鉄材と比較して耐酸化性に優れる。球状黒鉛鋳鉄を用いた排気系部品等の表面に生成される酸化膜の量は、Ｓｉ含有量が多いほど少なくなり、その結果、酸化膜の亀裂に起因する貫通亀裂の発生が抑制され、寿命向上に寄与するからである。従って、▲１▼〜▲３▼で既述した範囲内でＳｉ量を決定していけば良いことになる。
【００２８】
本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄によれば、従来から用いられている、高濃度のＳｉとＭｏを添加した鋳造材と比較して、より耐熱性に優れた製品を得ることができる。鋳鉄材であるため、ステンレス鋳鋼やニレジストと異なり切削性や鋳造性にも優れていることから、本発明によれば、例えば、高性能の排気系部品を低コストで製造することができる。
【００２９】
【実施例】
本発明を実施例によって具体的に説明をする。
以下の４点の方針に沿って、各種の実験を行った。
▲１▼Ａ1変態点を向上させる。
▲２▼耐熱変形性を高める。
▲３▼耐熱疲労性を向上させる。
▲４▼耐酸化性を向上させる。
▲１▼  Ａ1変態点の向上
昇温によりフェライトとパーライトとの混合した基地組織がオーステナイト相に変態するＡc1変態点を高めるための検証を行った。
表１は、変態温度測定に用いた試料のＳｉ含有量や変態温度を測定した結果を示しており、図１は、これらの結果をグラフにしたものである。
【００３０】
【表１】
0003936849.tif 000002
【００３１】
Ａ1 変態点は、図１にも示すようにＳｉ量を増加させるに従って上昇したため、従来までの鋳鉄材よりＳｉ量を実用上可能な限り多く、例えば３．６〜４．６％とすることが望ましいことが判った。また、従来の鋳鉄ではＡc1変態点が最高で８７０℃（比較材３）であったが、Ｓｉ量を４．４〜４．５％にすると、該Ａc1変態点は最高で８８７〜８９７℃（テスト材１とテスト材２）となった。これによって、本発明に係る球状黒鉛鋳鉄を自動車の排気系部品に適用すれば、高温排気ガス（８８０℃〜９３０℃）に曝された排気系部品のメタル温度がＡc1変態点より低くなる。従って、過酷なエンジン稼働時における加熱や冷却でもこの変態温度を超えることが少ないため、相変態に伴う大きな変態ひずみの発生が抑制され、熱疲労寿命を向上させるのに非常に有利となることが判った。
▲２▼  耐熱変形性の向上
伸び、縮みが拘束された状態で組み付けられる部品、例えば自動車用排気系部品においては、排気ガスによる加熱と冷却によって発生する熱変形を抑えるために、高温強度、特に高温耐力又は高温比例限を向上させることが有効である。そこで、表２に示すように０．５％Ｍｏを含有する比較材４（従来材）の他に、比較材４のＳｉ量を４．４％まで高めたテスト材３と、該テスト材３をベースに各々の添加元素を配合した各種の鋳鉄試料（テスト材４〜テスト材９）を作製し、２０℃（室温）〜９００℃までの機械的性質を比較評価した。この結果を表３〜表５、図２〜図５に示す。
【００３２】
【表２】
0003936849.tif 000003
【００３３】
【表３】
0003936849.tif 000004
【００３４】
【表４】
0003936849.tif 000005
【００３５】
【表５】
0003936849.tif 000006
【００３６】
これらの表と図より、高温強度を向上させるには、前述した高ＳｉとＭｏをベースとしたものにＶ、Ｍｎ、Ｎｉを添加することが有効であることが分かった。そこで、次にこれらの添加元素の組成比による室温（２０℃）〜９００℃間の機械的性質の変化を調査した。この結果を表６〜表９、図６〜図８に示す。
【００３７】
【表６】
0003936849.tif 000007
【００３８】
【表７】
0003936849.tif 000008
【００３９】
【表８】
0003936849.tif 000009
【００４０】
【表９】
0003936849.tif 000010
【００４１】
これらの結果より、排気系部品が曝されるメタル温度上限である約８５０℃付近でも、ＭｎやＮｉの添加量が多いほど、引張強さは上昇する傾向が認められたのに対し、Ｖは０．１％添加でもその効果は認められるものの、０．３％以上添加してもあまり変化がないことが分かった。
しかし、テスト材１３（１．４６％Ｍｎ）やテスト材１５（０．９６％Ｖ）では、基地のパーライト率が高くなり、低温域と中温域における伸びの低下が想定できることから、ＭｎとＶをこれ以上添加することは適さないことが分かった。
比較材４と本発明材３，５，６，９については変態温度の測定も行った。表１０にその結果を示す。
【００４２】
【表１０】
0003936849.tif 000011
【００４３】
これより、Ｎｉを添加したテスト材６では、Ａ1変態点の低下が認められ、排気系部品の材料には適さないことが分かった。これは、Ｎｉがオーステナイト安定化元素であり、Ａ1変態点を低温側へ押し下げたためである。したがって、テスト材６で８５０℃付近より認められる強度アップは、既にオーステナイトへ変化した基地の強度によるものと判断し、以後は、Ｎｉ添加材の評価は省くこととした。
これまでの評価により、ＶとＭｎを添加することが高温物性が向上するのに有効であることが分かったため、次に、ＶとＭｎの複合添加による効果を調査した。この結果を表１１〜表１３と図９〜図１１に示す。
【００４４】
【表１１】
0003936849.tif 000012
【００４５】
【表１２】
0003936849.tif 000013
【００４６】
【表１３】
0003936849.tif 000014
【００４７】
これにより、Ｖ又はＭｎを単独に添加するよりも、これらを複合して同時に添加する方が効果は大きいことが判った。テスト材１７は、硬さやパーライト率が高いため室温時の伸びは低かったが、問題となる中温域では伸びの低下が見られないため、排気系部品への適用は可能である。また、さらなる伸びが必要であれば、焼鈍熱処理を施してパーライトを分解させれば良い。以上、ここまで述べてきた全ての実施例では、添加元素による球状化阻害は認められなかった。
▲３▼  耐熱疲労性の向上
Ｍｏ添加の高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄において、耐熱疲労性を高めるためには当材料特有の中温付近（４００〜５００℃）で発現する伸び低下を解消させる方法と室温から高温に至るまでの引張強さ、耐力を向上させる２通りの方法が考えられる。
本発明においては、後者の方法を重視しており、耐力（降伏点、又は比例限）を高めることで加熱・冷却サイクル内で発生する引張歪に対して塑性変形を抑制し、初期クラック発生までの寿命を増大させることを主眼としている。
拘束率が５０％の状態で２００〜８５０℃間で熱疲労試験を実施した。その結果を表１４に示す。
【００４８】
【表１４】
0003936849.tif 000015
【００４９】
表１４に示すように、引張強さや比例限を向上させたＶ添加材、Ｍｎ添加材、及びＶとＭｎの複合添加材は、従来材である比較材４と比較して、熱疲労寿命が明らかに向上することが判った。
さらに、本発明に係る球状黒鉛鋳鉄の熱疲労特性を向上及び安定化させるために、室温から中温にかけての伸びの確保を図ることを鋭意検討した。伸びが小さいと熱疲労寿命も低下することは前述の通りである。そこで、ＶとＭｎとの総添加量や組成比を低下させることなく伸びを確保する手段を検討した結果、Ｍｏ添加高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄の伸びは、ＣとＳｉの配合比率、正確にはＳｉ／ＣＥ値（または、Ｃ／ＣＥ値）に強く依存することが分かってきた。
つまり、表１５、図１２に示すように、高Ｓｉ球状黒鉛鋳鉄の伸びは、Ｓｉ／ＣＥ値が０．９７以上で急激に低下した。
【００５０】
【表１５】
0003936849.tif 000016
【００５１】
▲４▼  耐酸化性の向上
表１４に示すように、８５０℃×１００ｈの条件下で大気中に保持した酸化試験結果より、Ｖ添加材、Ｍｎ添加材、及びＶとＭｎの複合添加材は、酸化減量、酸化増量、肉厚減少率は従来材（比較材４）とほぼ同等であり、耐酸化性は、むしろＳｉ含有量に依存することが判った。
【００５２】
なお、本発明は、前述した本発明の実施の形態に限定されることなく、本発明の技術思想に基づいて、種々の変更及び変形が可能である。以下に、本発明に係る球状黒鉛鋳鉄を排気系部品に適用する場合の変形例について間単に説明する。
一つの排気系部品であっても局部的に熱負荷が大きい箇所と小さい箇所があり、また、熱膨張を嫌う箇所と許容できる箇所がある。そこで、溶接や機械的締結が施されているために、局部的に熱負荷が大きくなっている箇所や熱膨張を嫌う箇所に、本発明に係る球状黒鉛鋳鉄材を適用すれば、排気系部品の耐熱性を向上させることができる。そして、エキゾーストマニホールドとターボハウジング、又は、ターボハウジングとエキゾーストマニホールドを一体化して鋳造成形し、耐熱性の向上と部品コストの削減を図ることもできる。さらに、本発明に係る球状黒鉛鋳鉄材は、耐熱性に優れるばかりか、鋳鉄特有の圧縮強さも保有しているため、高温における耐酸化性と耐圧縮変形性が最も求められるアルミニウム低圧鋳造のサブストーク材に適用することが可能である。
【００５３】
【発明の効果】
本発明に係るフェライト系球状黒鉛鋳鉄は、室温程度である２０℃から高温領域（８００〜９００℃近傍）において優れた引張強さと耐力を有する。従って、この球状黒鉛鋳鉄を自動車用排気系部品、例えばエキゾーストマニホールドに適用すれば、高温排気ガスにも十分耐えうるため、排気ガスの温度を上昇させることができ、排気ガスの浄化効率の向上及び低燃費化を図ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例において、Ｓｉ含有量と変態温度との関係を示すグラフである。
【図２】実施例において、試験温度（２０〜９００℃）と引張強さとの関係を示すグラフである。
【図３】図２を拡大したグラフであり、試験温度（７００〜９００℃）と引張強さとの関係を示すものである。
【図４】実施例において、試験温度（２０〜９００℃）と高温比例限との関係を示すグラフである。
【図５】図４を拡大したグラフであり、試験温度（７００〜９００℃）と高温比例限との関係を示すものである。
【図６】実施例において、Ｎｉ添加量と引張強さの関係を示すグラフである。
【図７】実施例において、Ｍｎ添加量と引張強さの関係を示すグラフである。
【図８】実施例において、Ｖ添加量と引張強さの関係を示すグラフである。
【図９】実施例において、試験温度（２０〜９００℃）と高温引張強さの関係を示すグラフである。
【図１０】図９を拡大したグラフであり、試験温度（７５０〜９００℃）と高温引張強さの関係を示すものである。
【図１１】実施例において、試験温度（２０〜９００℃）と伸びの関係を示すグラフである。
【図１２】実施例において、Ｓｉ／ＣＥ値と伸びの関係を示すグラフである。
【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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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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