WO2005007914A1

WO2005007914A1 - オーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄

Info

Publication number: WO2005007914A1
Application number: PCT/JP2004/010314
Authority: WO
Inventors: Kenji Itoh; Keijiro Hayashi; Toru Iwanaga
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 2003-07-18
Filing date: 2004-07-20
Publication date: 2005-01-27
Anticipated expiration: 2006-01-18
Also published as: EP1652949A1; CN1826421A; EP1652949A4; KR20060033020A; JPWO2005007914A1; US20060191604A1

Abstract

　重量比でMo：1～4.5％、Sn及び／又はSbを2Sn＋Sbで0.001～0.5％含有する組成を有するオーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄。好ましくは、重量比でC：1～3.5％、Si：1～6.5％、Cr：3％以下、Ni：10～40％、Mo：1～4.5％、Sn及び／又はSbを2Sn＋Sbで0.001～0.5％、黒鉛球状化元素：0.1％以下を含有する組成を有するオーステナイト系耐熱球状黒鉛鋳鉄。

Description

明細書

オーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄

技術分野

[0001] 本発明は、自動車エンジン用のターボチャージヤーハウジング、ェキゾ一ストマ-ホルド、触媒ケース等の排気系部品等に好適なオーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄に関する。

背景技術

[0002] ターボチャージヤーハウジング、ェキゾ一ストマ-ホルド、触媒ケース、ターボチヤ一ジャーハウジングとェキゾ一ストマ-ホルドを铸造一体化したターボチャージヤーハウジングー体ェキゾ一ストマ-ホルド、触媒ケースとェキゾ一ストマ-ホルドを铸造一体化した触媒ケース一体ェキゾ一ストマ-ホルド等の自動車エンジン用排気系部品は、内部を通過する排気ガスにより繰り返し高温に曝される等、使用条件が高温かつ過酷であり、また排気ガス中の硫黄酸化物、窒素酸ィ匕物等に曝されるので、高い耐酸化性、高温耐カ、熱亀裂寿命等の耐熱性が要求されている。そのため、自動車ェンジン用排気系部品には従来から、高耐熱性のオーステナイト系球状黒鉛铸鉄 (通称二レジスト)等の耐熱铸鉄や、 Ni、 Cr、 W等の元素を多量に含有して耐熱性を向上させたフェライト系やオーステナイト系のステンレス铸鋼等が用いられてきた。

[0003] 典型的なオーステナイト系球状黒鉛铸鉄は、重量比で C : 2.0%以下、 Si :4.0— 6.0 %、 Mn: 0.5— 1.5%、 Ni: 34.0— 36.0%,及び Cr: 1.5— 2.5%の組成を有し、常温において伸びが 10%以上、 0.2%耐力が 200 N/mm²以上のオーステナイト系球状黒鉛铸鉄（JIS G 5510の FCDA-NiSiCr 35 5 2)である。し力し、このオーステナイト系球状黒鉛铸鉄は、常温での伸びゃ耐カ及び铸造性が良好であり、 900°C未満の排気ガス温度での高温耐カも比較的良好である力 900°C以上の温度では、亀裂の起点となる酸化膜が生成し (耐酸化性が十分ではなく）、熱亀裂寿命も短い。このため、 900°C以上の高温排気ガスに曝される排気系部品に使用するのは難しヽ。

[0004] 特開昭 59- 113160号（特許文献 1)は、重量比で C : 2.5— 3.5%、 Si: 1.5—3%, Mn:

0.2— 8.0%、 Cr: l—3%、 Ni: 18— 35%、 P: 0.05%以下、 S : 0.15%以下、 Fe及び不純物：残部からなる組成を有する耐熱亀裂性に優れたオーステナイト球状黒鉛铸鉄を開示している。実施例には、 C : 2.9%、 Si : 2.7%, Mn: 1.5%、 Cr: 2.0%、 Ni: 25.0%、 Fe及び不純物：残部の糸且成とすることにより、排気ガス温度 850— 200°Cの条件における 300時間耐久試験で全く亀裂が生じな力つたと記載して、る。このオーステナイト球状黒鉛铸鉄は、 Siの含有量を低減して金属組織中に析出する有害な析出物の量を少なくすることにより耐熱亀裂性を向上させたものであるが、常温における引張応力に抗しうる延性 (常温伸び)が不足する。

[0005] 特開昭 63-114938号（特許文献 2)は、重量比で C : 2.5— 3%、 Si : 2.6— 3.2%、 Mn:

0.6— 1.0%、 Cr: 1.8—5.0%, Ni: 16.0— 30.0%、 P: 0.08%以下、 S : 0.02%以下、 Mg: 0.03— 0.10%、 Nb : 0.8— 3.3%, Ce及び Z又は La: 0.18— 0.7%、及び Fe及び不可避的不純物:残部からなる組成を有し、特に繰り返し加熱冷却を受ける環境下で優れた耐酸ィ匕性を発揮する耐熱铸鉄を開示している。この耐熱铸鉄は、 Nbの添カ卩により不可避的不純物の P、 S等の粒界析出を抑制して粒界を強化しつつその腐食を抑制し、また Ce及び Z又は Laの添カ卩により酸ィ匕皮膜を緻密かつ強固にして耐酸ィ匕性を向上させたものであるが、拘束された排気系部品に作用する高温での圧縮応力に抗する強度 (高温耐カ）が不足して、る。

[0006] 特開平 6-128682号（特許文献 3)は、重量比で Ni: 13.0— 40.0%、 Si: 3.0— 10.0%、 Fe :実質的に残部、及び Nb、 Mo、 V、 Ti及び Taの一種以上の元素： Siの 5— 30重量％カゝらなる組成を有し、酸化減量が小さい高耐熱性铸鉄を開示している。実施例には、 2.83重量％のじ、 6.17重量％の、 0.85重量％の Mn、 0.056重量％の Mg、 20.3重量 %の Ni、 1.99重量％の Cr、及び 1.6重量％の Moの組成を示している。この而熱铸鉄は、 Siを 3.0— 10.0重量％と多量に含有するうえに、 Moを Siの 5— 30重量％含有するので、耐熱性及び高温疲労強度が向上している。しかしこの铸鉄は、多量の Siの添加により靭性が低下している。その上、単に Moを添加しただけでは黒鉛の球状化が阻害されるとともに炭化物が増加し、特に常温での延性が不足する。

[0007] 特公平 7-6032号 (特許文献 4)は、片状黒鉛铸鉄として、重量比で C： 3.2— 3.7%、 Si : 2.0— 2.4%, Mn: 0.2— 0.8%, P: 0.1%以下、 S : 0.1%以下、 Cr: 0.1— 0.4%, Ni: 0.2— 0.6%、 Mo : 0.3— 0.6%、 Sb : 0.02— 0.05%、及び Fe:残部からなる組成を有し、特に Sbにより耐熱疲労特性が向上したシリンダヘッド用铸鉄を開示している。この铸鉄では黒鉛が球状ィ匕していないので、常温伸び、高温耐カ及び熱亀裂寿命が不足し、特に 900°C以上と高温の排気ガスに曝されたときの耐熱性は不十分である。

[0008] 近年環境保全の観点から自動車の排気ガスのさらなる削減や燃費の向上が求められ、エンジンの高出力化及び高温燃焼化が進められている。それに応じて自動車ェンジン用排気系部品を通過する排気ガスの温度は上昇してきている。

[0009] 現在主流の自動車のエンジンは、インテークマ-ホルドゃコレクタ等の吸気系部品内でガソリンと空気を混合し、これを燃焼室に供給する構造を有するが、この構造であると、自動車が万一衝突したときに吸気系部品が破損し、その中のガソリンが漏洩し、引火するおそれがある。これを防止するため、従来はエンジンの後方に吸気系部品を配置し、エンジンの前方にェキゾ一ストマ-ホルド、ターボチャージヤーハウジング等の排気系部品を配置していた。しかし、エンジンの高出力化及び高温燃焼化のために、近年燃焼室内にガソリンを直接噴射する、いわゆる直噴型エンジンが普及しつつある。直噴型エンジンではガソリンが燃料タンクから燃焼室に直接導かれるので、自動車が万一衝突しても外部に漏洩するガソリンの量は僅かであり、大事故になるおそれが小さい。このため、エンジンの前方に吸気系部品を配置し、エンジンの後方に排気系部品を配置する構造が採用されつつある。

[0010] さらにエンジンの後方に排気系部品を配置し、これを排気ガス浄化装置と直結してエンジン始動時の排気ガス温度の低下を抑制し、排気ガス浄化用触媒の初期機能を向上させることも行なわれている。ところが、エンジンの後方に排気系部品を配置すると、自動車の走行時に排気系部品に風が当たりにくいため、排気系部品の表面温度が上昇し過ぎるという問題がある。その上、自動車エンジン用排気系部品は排気ガスに含まれる硫黄酸化物、窒素酸化物等に曝される。

[0011] このため、自動車エンジン用排気系部品には、高い耐酸ィ匕性に加えて、通過する排気ガス温度の上昇や、後方に配置することによる表面温度の上昇等、従来に増して高温で過酷な使用条件への対応が求められている。

[0012] 具体的には、 900°C以上、特に 1000°C近い高温の排気ガスに曝されるので、一層高い耐熱性が要求される。ここで耐熱性に優れているとは、硫黄酸化物、窒素酸ィ匕物等を含有する高温の排気ガスに曝されても亀裂の起点となる酸化膜が生成されにくい (耐酸ィ匕性に優れている)こと、拘束された排気系部品が高温になることにより発生する圧縮応力に抗する強度を有する（高温耐力が大きい)こと、さらに望ましくは、運転と停止の繰り返しで生じる亀裂により熱疲労破壊に至るまでのサイクル数が多い (熱亀裂寿命が長ヽ)ことを意味する。

[0013] 排気系部品には優れた耐熱性だけでなぐ延性も要求される。排気系部品には、生産工程、エンジンへの組み付け工程、自動車の始動時や運転中等に、振動ゃ衝撃が加わる。排気系部品には、振動や衝撃により生ずる引張応力に抗して、亀裂や割れを発生しな！ヽように充分な延性が要求される。特に金属は低温で靭性が低下するので、常温以下の低温における延性は重要である。一般に常温以下における延性は、常温伸びで代表される特性である。

[0014] オーステナイト系球状黒鉛铸鉄等の耐熱铸鉄の代わりに、より高温の条件に対応可能なフェライト系やオーステナイト系のステンレス铸鋼を排気系部品等に使用することも提案された。これらのステンレス铸鋼は、優れた耐熱性及び高温強度を有するものの、 Ni、 Cr、 W等の元素を含有するために高価であるという問題がある。

[0015] またこれらのステンレス铸鋼はオーステナイト系球状黒鉛铸鉄に比べて Cの含有量が低くかつ融点が高いために、铸造性が悪いという問題がある。このためステンレス铸鋼を用いて薄肉で複雑形状の排気系部品を製造する場合、原材料だけでなく製造コストも高いために、排気系部品が高価になるという問題がある。

[0016] 特許文献 1 :特開昭 59-113160号

特許文献 2 :特開昭 63-114938号

特許文献 3：特開平 6-128682号

特許文献 4：特公平 7-6032号

発明の開示

発明が解決しょうとする課題

[0017] 従って本発明の目的は、常温伸びを損うことなぐ 900°C以上の排気ガスに曝されたときの耐酸化性、高温耐カ、熱亀裂寿命等の耐熱性が向上された製造コストの低いオーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄を提供することである。課題を解決するための手段

[0018] オーステナイト系球状黒鉛铸鉄の 900°C以上 (特に 1000°C付近）における耐酸ィ匕性、高温耐カ及び熱亀裂寿命を、常温伸びを損うことなく向上させることに関して鋭意研究した結果、（a)炭化物形成元素でありながら黒鉛球状化を阻害する傾向が小さい Moを適量含有すると、铸造基地組織の析出強化が図られ、オーステナイト系球状黒鉛铸鉄の高温耐力が向上し、かつ 1000°C付近までの平均熱膨張係数が小さくなつて、熱膨張係数と温度の積で定まる高温域における熱ひずみが少なくなり、その結果発生する熱応力が低くなること、 (b) Si、 Cr及び Moの相乗効果により、表面に形成される不働態膜が緻密で強固なものとなり、その結果表面酸ィ匕が抑えられて熱亀裂寿命が長くなること、さらに (c) Sn及び Z又は Sbを適量含有すると、黒鉛球状化率が 75%以上に保たれて常温伸びが確保されるとともに、内部酸ィ匕による黒鉛の酸ィ匕脱落が防止されることを発見し、本発明に想到した。

[0019] すなわち、本発明のオーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄は、重量比で Mo含有量が 1一 4.5%であり、 Sn及び Z又は Sbの含有量力 2Sn+Sbで 0.001— 0.5%であることを特徴とする。

[0020] 本発明の好まヽ実施態様では、オーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄は、重量比で C : l一 3.5%、 Si: 1— 6.5%、 Cr: 3%以下、 Ni: 10— 40%、 Mo : 1— 4.5%、 Sn及び Z 又は Sbを 2Sn+Sbで 0.001— 0.5%、黒鉛球状化元素： 0.1%以下を含有する組成を有する。本発明のオーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄はさらに 0.3重量％以下の Nを含有するのが好ましい。

[0021] 上記オーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄は、常温伸びが 2%以上であり、 950°Cの大気雰囲気に 200時間保持したときの酸ィヒ減量が 30 mg/cm²以下であり、 950°Cの大気雰囲気における 0.2%耐力が 55 N/mm²以上であるのが好ましい。また上限温度 950°C、温度振幅 800°C、拘束率 0.5で加熱冷却する熱疲労試験での熱亀裂寿命が 400サイクル以上であるのが好ましい。さらに常温から 1000°Cまでの範囲における平均熱膨張係数が 18 X 10— ⁶/°C以下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球状黒鉛铸鉄は、常温伸びを損うことなぐ 900°C以上 (特に 1000°C付近)の排気ガスに曝されたときの耐酸ィヒ性、高温耐カ及び熱亀裂寿命等の耐熱性に優れ、安価に製造することができる。

図面の簡単な説明

[図 1]実施例 12のオーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄の金属組織を示す顕微鏡写真 (倍率 100倍)である。

[図 2]比較例 9のオーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄の金属組織を示す顕微鏡写真（倍率 100倍)である。

[図 3]オーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄の黒鉛球状ィ匕率と常温伸びとの関係を示すグラフである。

[図 4]オーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄の Mo含有量と常温伸びとの関係を示すグラフである。

[図 5]オーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄の Mo含有量と酸化減量の関係を示すダラフである。

[図 6]実施例 12のオーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄の酸ィ匕試験後の金属組織を示す顕微鏡写真 (倍率： 400倍)である。

[図 7]比較例 4のオーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄の酸ィ匕試験後の金属組織を示す顕微鏡写真 (倍率： 400倍)である。

[図 8]オーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄の Mo含有量と高温耐力との関係を示すグラフである。

[図 9]オーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄の Mo含有量と熱亀裂寿命との関係を示すグラフである。

[図 10]ェキゾ一ストマ-ホルド、ターボチャージヤーハウジング及び触媒ケースを有する排気系部品を示す斜視図である。

[図 11]ターボチャージヤーハウジングの一例を示す側面図である。

[図 12]図 11の A-A断面図である。

[図 13]実施例 12のオーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄で作製したターボチャージャ一ハウジングのウェイストゲート部付近の外観（1000サイクルの耐久試験終了後）を示す斜視図である。 [図 14]比較例 4のオーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄で作製したターボチャージヤーハウジングのウェイストゲート部付近の外観 (540サイクルの耐久試験終了後）を示す斜視図である。

発明を実施するための最良の形態

[0024] 本発明を以下の実施例によりさらに詳細に説明するが、本発明はそれらに限定されるものではない。

[0025] [1]オーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄の組成

本発明のオーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄の組成及び特性を以下詳細に説明する。なお割合に関しては、特に断りがない限り重量基準である。

[0026] (1)C (炭素）： 1一 3.5%

Cは、黒鉛を晶出させるとともに溶湯の流動性を向上する元素である。 Cが 1.0%未満では球状黒鉛を晶出することができず、かつ溶湯の流動性も低すぎる。一方じが 3.5%を超えると、粗大黒鉛粒子が形成されて、球状黒鉛铸鉄の常温伸びが不足し、また铸造時に引け巣が発生しやすくなる。従って、 Cは 1一 3.5%であり、好ましくは 1.5 一 2.5%である。

[0027] (2)Si (珪素）： 1一 6.5%

Siは黒鉛の晶出に寄与する元素である。 Siを 1%以上含有すると表面付近に珪素酸化物からなる不働態皮膜が形成されて、球状黒鉛铸鉄の耐酸化性が向上する。一方、 Si力 ¾.5%を超えると基地が硬くなり、常温伸びの低下が顕著となり、また被削性も悪化する。従って、 Siは 1一 6.5%であり、好ましくは 4.5— 6%である。

[0028] (3)Cr (クロム）： 3%以下

Crは铸鉄基地中で炭素と結合して炭化物を析出させ、基地の析出強化により球状黒鉛铸鉄の高温耐カを向上させる作用を有する。また表面付近に緻密なクロム酸ィ匕物からなる不働態皮膜を形成して耐酸ィ匕性を向上させる。しかし、 Crが 3%を超えると、加工性が低下するとともに黒鉛の球状ィ匕に悪影響を及ぼす。従って、 Crは 3%以下であり、好ましくは 1一 3%である。

[0029] (4)Ni (ニッケル）： 10— 40%

Niは基地組織をオーステナイトィ匕するのに重要な元素である。 Niが 10%未満では、オーステナイトを安定ィ匕する効果が不十分である。一方、 Niが 40%を超えるとオーステナイトイ匕効果が飽和し、材料コストの高騰を招くだけである。従って、 Niは 10— 40% であり、好ましくは 25— 40%である。 Niのより好ましい下限値は 30%であり、また Niのより好まし、上限値は 36%である。

[0030] (5)Mo (モリブデン）： 1一 4.5%

Moは铸鉄基地中において炭素と結合して炭化物を析出させ、基地の析出強化により使用温度の全域にわたり耐カを大幅に向上させる。 Moは炭化物形成元素でありながら黒鉛球状ィ匕を阻害する傾向が小さいが、さらに Moを Sn及び Z又は Sbと併用することにより、黒鉛粒数及び黒鉛球状化率の低下を招くことなぐ常温伸びを向上させることができる。

[0031] Moは熱膨張係数の小さな元素であるので、 1000°C付近までの平均熱膨張係数を小さくし、熱膨張係数と温度の積で求まる高温域における熱ひずみが少なくなり、その結果発生する熱応力を低くする。また Moは Siや Crとの相乗効果により、表面に形成される珪素酸ィ匕物やクロム酸ィ匕物等の不働態皮膜を緻密で強固なものとし、表面酸化を抑えて耐酸化性を向上させる。熱応力発生の抑制と耐酸化性の向上との相乗効果により、熱亀裂寿命を長くする。

[0032] Moが 4.5%を超えると、黒鉛球状ィ匕の悪化と析出炭化物の増加とにより常温伸びと被削性が低下する。一方、 Moが 1%未満であると、炭化物形成による基地の析出強ィ匕が不十分である。従って、 Moは 1一 4.5%であり、好ましくは 2— 4%である。

[0033] (6)2Sn+Sb : 0.001— 0.5%

Sn及び Sbは、ずれも黒鉛の粒数を増加して黒鉛の偏析を緩和し、また黒鉛の球状化率を 75%以上に増加することにより Moの含有による延性の低下を抑える。延性を低下させる傾向を有する Siを 6.5%まで含有しても、 Sn及び Z又は Sbを含有することにより、黒鉛粒数及び黒鉛球状化率の低下を招くことなぐ常温伸びを確保することができる。また Sn及び Sbは、内部酸ィ匕による黒鉛の酸ィ匕脱落を防止し、オーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄の耐酸ィ匕性を向上させる。このメカニズムは必ずしも明確ではないが、 Sn及び Z又は Sbは黒鉛と基地組織との界面で基地組織側に濃化し、黒鉛から基地中への Cの拡散、及び基地に侵入した酸素の黒鉛との反応を抑制するためと推察される。

[0034] Sbの効果は Snの効果の 2倍であるので、 Sn及び Z又は Sbの量を 2Sn+Sbで表す。

2Sn+Sbが 0.5%を超えると、共晶セル境界に燐片状の異常黒鉛を生成したり、基地組織にセメンタイトを形成して靱性の低下、特に常温伸びの低下を招いたり、逆に内部酸化を助長したりする。一方、 Sn及び Z又は Sbが 0.001%未満であると、上記効果は得られない。従って、 2Sn+Sbは 0.001— 0.5%であり、好ましくは 0.005— 0.5%であり、より好ましくは 0.01— 0.4%である。

[0035] (7)N (窒素）： 0.3%以下

Nはオーステナイト組織の安定化と基地の高温耐カを向上させる効果がある。しかし、 Nが 0.3%を超えると、窒化物の析出量が増加するとともに黒鉛球状ィ匕が阻害され、靭性が低下するとともに、铸造時にピンホール等のガス欠陥を発生しやすくなる。従って、 Nは 0.3%以下とする。 Nは通常オーステナイト系球状黒鉛铸鉄中に 0.002— 0.006%程度不可避的に含まれる元素である力高い高温耐力が必要な場合、 Nを所定量含有させる。 Nは好ましくは 0.01— 0.3%であり、より好ましくは 0.03— 0.2%である。 Nを添加するには、例えば、溶湯に石灰窒素ゃ窒化クロム (Cr N)を添加するか、

3

窒素ガスを吹き込む。

[0036] (8)黒鉛球状化元素： 0.1%以下

铸放しで黒鉛を球状に晶出させて、常温伸び、高温耐カ等の特性を向上させるため、純 Mg、 Fe-Si-Mg合金等の Mg系の黒鉛球状ィ匕元素、又は Ca系の黒鉛球状ィ匕元素を 0.1%以下含有させる。 Mgの含有量は好ましくは 0.02— 0.08%である。

[0037] (9)その他の元素

本発明のオーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄は、常温伸び、耐酸化性、高温耐カ及び熱亀裂寿命を損わない範囲で、 Mn及び Cuを含有してもよい。 Mnはオーステナイト組織の安定ィ匕に必要な元素である力 1.5%を超えると靭性を低下させるほか、ブローホール等のガス欠陥が発生しやすくなり、耐熱性を低下させる。 Cuは Niと同様に基地に固溶してオーステナイト組織を安定ィ匕するとともに、基地組織の結晶粒を微細化して高温耐カの向上に寄与するほか、耐酸化性や耐食性を向上する効果も有する。し力 Cuが 3%を超えると黒鉛球状ィ匕が阻害されるとともに、炭化物の生成により延性が低下する。従って、 Mn及び Cuを含有する場合、 Mnは 1.5%以下、 Cuは 3%以下とするのが好ましい。

[0038] 不可避的不純物としては P及び Sがある。 Pは黒鉛の球状ィ匕に有害であるとともに、結晶粒界に析出して耐酸ィ匕性と室温伸びを低下させるので、 0.08%以下にするのが好ましい。また Sも黒鉛球状ィ匕に有害であるので、 0.025%以下にするのが好ましい。

[0039] [2]オーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄の特性

本発明のオーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄は、 900°C以上、特に 1000°C付近の排気ガスに曝される自動車エンジン用排気系部品に使用するので、常温伸び、耐酸化性及び高温耐カを兼備する必要がある。このため、 2%以上の常温伸び、 950°Cの大気雰囲気に 200時間保持したときの 30 mg/cm²以下の酸化減量、及び 950°Cの大気雰囲気における 55 N/mm²以上の 0.2%耐力の条件を満たすのが好ましい。このような条件を満たすためには、特に常温伸びの確保及び高温耐力の向上のために、ォーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄の黒鉛球状ィ匕率は 75%以上であるのが好ましい。

[0040] 常温伸び力 ¾.0%未満では、排気系部品の生産中、エンジンへの組み付け中、さらには自動車の始動時や運転中等に加わる振動や衝撃により、亀裂や割れが発生するおそれがある。実用上十分なレベルとして、常温伸びは 2%以上であるのが好ましい。

[0041] 自動車エンジン用排気系部品に使用するオーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄としては、常温伸びの他に耐熱性 (耐酸化性及び高温耐カ）が要求される。 950°Cの大気雰囲気における酸化減量及び 0.2%耐カは、耐熱性の優劣を表す指標である。酸化減量が少ないほど、また高温耐力が大きいほど、耐熱性は優れている。

[0042] 排気系部品は、エンジン力もの排気ガスに含まれる硫黄酸ィ匕物、窒素酸化物等に曝される。酸化が起こるとまず表面に酸化膜が形成され、これを起点にして微小亀裂が入り、微小亀裂がまた酸化して亀裂が増幅し、これが繰り返されて亀裂が内部まで大きく進展する。 950°Cの大気雰囲気に 200時間保持したときの酸化減量が 30 mg/cm²を超えると、亀裂の起点となる表面酸ィ匕膜が多く生成され、耐酸化性が不十分となる。従って、酸化減量は 30 mg/cm²以下であるのが好ましい。

[0043] また 950°Cの大気雰囲気における 0.2%耐力が 55 N/mm²未満では、高温で拘束された排気系部品に作用する圧縮応力に抗しうる強度を確保することが困難である。従って、 950°Cの大気雰囲気における 0.2%耐カは 55 N/mm²以上であり、好ましくは 60 N/mm²以上である。

[0044] 排気系部品はさらにエンジンの運転 (加熱）と停止（冷却）の繰り返しに対する熱亀裂寿命が長いことが要求される。具体的には、上限温度 950°C、温度振幅 800°C、拘束率 0.5で加熱冷却する熱疲労試験において亀裂により破壊に至るまでのサイクル数 (熱亀裂寿命）は、 400サイクル以上であるのが望ましい。この条件での熱亀裂寿命は耐熱性の優劣を表す指標である。熱亀裂寿命が 400サイクル未満では、 900°C以上、特に 1000°C付近の排気ガスに曝される排気系部品の熱亀裂寿命は十分ではない。

[0045] 排気系部品には、加熱時の膨張と冷却時の収縮との繰り返しにより発生する熱応力に起因して、亀裂が発生する。熱応力を抑制するために、排気系部品は上記常温伸び、耐酸化性及び高温耐カを有するだけでなぐ常温カゝら高温域まで小さい平均熱膨張係数を有するのが好まヽ。熱膨張係数と温度の積で求まる高温域における熱ひずみが少なくなり、その結果発生する熱応力が低くなると、排気系部品の熱亀裂寿命は向上する。十分な熱亀裂寿命の向上を得るためには、常温から 1000°Cまでの範囲における平均熱膨張係数は 18 X 10"V°C以下であるのが好まし!/、。

実施例

[0046] 本発明を以下の実施例によってさらに詳細に説明するが、本発明はそれらに限定されるものではない。

[0047] 実施例 1一 17、比較例 1一 13

表 1に示す化学組成 (重量％)を有するオーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄を、 100 kg用高周波炉を用いて大気溶解した後、 1450°C以上で出湯し、 1300°C以上で注湯し、 25 mm X 25 mm X 165 mmのブロック状供試材を铸造した。実施例 1一 17は本発明の範囲内の供試材であり、比較例 1一 13は本発明の範囲外の供試材である。比較例 1一 3は Mo含有量力 l%未満の供試材であり、比較例 4一 9及び 11は Sn及び Sbを全く含有しない供試材であり、比較例 10は Mo含有量力 .5%超の供試材であり、比較例 12は 2Sn+Sbが 0.5%超の供試材であり、比較例 13は Nの含有量が 0.3%超の供試材である。比較例 4は Mo、 Sn及び Sbを含有しない-レジスト D5S (JIS G 5510、 JIS- FCDA NiSiCr 35 5 2)に相当する。

[表 1]

各供試材に対して以下の評価試験を行った。

(1)常温伸び

実施例 1一 17及び比較例 1一 13の各供試材に対して、 JIS G5502 10.7.4の黒鉛球状化率判定試験法により黒鉛球状化率を測定した。結果を表 2に示す。また実施例 12 と比較例 9の供試材の金属組織を顕微鏡観察した。図 1は実施例 12の供試材の金属組織を示す顕微鏡写真 (倍率 100倍)であり、図 2は比較例 9の供試材の金属組織を示す顕微鏡写真 (倍率 100倍)である。 [0050] 各供試材カゝら標点間距離が 50 mm,標点の直径が 10 mmの鍔付き試験片を切り出し、各試験片を電気油圧サーボ方式の引張試験機にセットし、 25°Cにおける常温伸び (％)を測定した。各供試材について、黒鉛球状化率と常温伸びとの関係を調べた。図 3は黒鉛球状化率と常温伸びとの関係を示す。さらに各供試材について、 Mo 含有量と常温伸びとの関係を調べた。図 4は Mo含有量と常温伸びとの関係を示す。

[0051] 表 1及び 2から明らかなように、実施例 1一 17の全ての供試材において黒鉛球状ィ匕率は 77— 90%と 75%以上の条件を満たしており、常温伸びは 2.1— 5.3%と 2%以上の条件を満たした。一方、 Moのみを含有した比較例 5— 9の供試材は、黒鉛球状ィ匕率が 64— 73%と 75%未満であり、常温伸びは 0.9— 1.9%と 2.0%未満であった。

[0052] 金属組織につ!ヽては、図 1に示すように、実施例 12の供試材の組織では、黒鉛粒子は多数でかつ良好な球状を呈して、た。また実施例 12の黒鉛球状ィ匕率は 84%で、常温伸びは 2.3%といずれも高かった。一方図 2に示すように、 Moを 4.87%と過剰に含有し、 Sn及び/又は Sbを含有しない比較例 9の供試材の組織では、黒鉛粒数が少なぐ球状ィ匕していない黒鉛が多く観察された。また比較例 9の黒鉛球状化率は 64% で、常温伸びは 0.9%といずれも低かった。

[0053] 図 3から、実用上十分な常温伸び (2%以上）を得るには、黒鉛球状化率は 75%以上必要であることが分かる。オーステナイト系球状黒鉛铸鉄では、組織中の黒鉛の球状が壊れて黒鉛球状化率が 75%未満となると、ねずみ铸鉄 (片状黒鉛铸鉄)やバーミキユラ铸鉄に近くなり、いかに基地糸且織を強化しても、必要な強度、特に常温伸びを得ることができない。

[0054] 図 4に示すように、 Mo含有量の増加にともない常温伸びが低下する力 Mo含有量力 S4.5%以下であれば、 Sn及び Z又は Sbを含有することにより 2%以上の常温伸びを確保できることが分かる。一方、 Mo含有量が 4.73%と多すぎる比較例 10の場合、 2Sn + Sbが 0.5%近くであっても、常温伸びは 1.1%と低かった。また 2Sn+Sbが 0.6855%と多すぎる比較例 12の場合、 Mo含有量が 3.04%と本発明の範囲内であっても、靱性が低ぐ常温伸びは 1.3%と低力つた。

[0055] 以上から、オーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄に 1一 4.5%の Mo及び 0.001— 0.5%

(2Sn+Sb)の Sn及び Z又は Sbを含有させることにより、黒鉛粒数及び黒鉛球状化率の低下を招くことなぐ実用上十分な 2%以上の常温伸びを確保できることが分かる。

[0056] (2)耐酸化性

900°C以上、特に 1000°C付近の排気ガスに曝される排気系部品への使用を想定し、 950°Cの大気雰囲気における耐酸化性を評価した。具体的には、各供試材から直径 10 mm、長さ 20 mmの丸棒試験片を切り出し、各試験片を 950°Cの大気中に 200時間保持した後、ショットブラスト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重量変化 (酸ィ匕減量)を求めた。重量減量が少ないほど耐酸ィ匕性が良い。結果を表 2に示す。また各供試材について、 Mo含有量と酸化減量との関係を調ベた。結果を図 5に示す。

[0057] 図 5から明らかなように、 Mo含有量が約 3%のとき酸ィ匕減量は最小であり、また十分に少なヽ酸ィ匕減量を得るには Mo含有量を 1一 4.5 %とする必要がある。実施例 1一 17 の供試材では、酸化減量は 12.3— 25.4 mg/cm²と 30 mg/cm²未満であった。これに対して、比較例 1一 12の供試材では、酸ィ匕減量は 32.5— 59.0 mg/cm²と多力つた。特に Mo、 Sn及び Sbを含有しな、従来のオーステナイト系球状黒鉛铸鉄 (二レジスト D5S) である比較例 4の供試材に較べて、 Mo、 Sn及び Sbを含有する実施例 1一 17の供試材は極めて優れた耐酸ィ匕性を有して、た。

[0058] 表面酸化及び内部の黒鉛の酸化脱落を調べるため、酸化試験後の供試材の金属組織を顕微鏡観察した。図 6は実施例 12の供試材の酸化試験後の金属組織を示す顕微鏡写真 (倍率: 400倍)であり、図 7は Mo、 Sn及び Sbを含有しない比較例 4の供試材の酸化試験後の金属組織を示す顕微鏡写真 (倍率： 400倍)である。実施例 12の供試材は表面酸ィ匕が僅かで、黒鉛の酸ィ匕脱落が防止されているのに対し、比較例 4 の供試材は表面酸ィ匕が激しぐ酸化脱落した黒鉛の空洞跡に酸化膜が侵入し、さらに内部の黒船の一部まで酸ィ匕脱落してヽた。

[0059] Mo含有量が約 1.4%とほぼ同じで、 Sn及び Sbの含有の有無が相違する実施例 7及び比較例 5の供試材の酸化減量を比較すると、 2Sn+Sbが 0.0212%の実施例 7の酸化減量は 19.2 mg/cm²であるのに対し、 Sn及び Sbを含有しない比較例 5の酸化減量は 48.6 mg/cm²と約 2.5倍も多かった。同様に、 Mo含有量が約 2.8%でほぼ同量の実施例 12及び比較例 11の供試材を比較すると、 2Sn+Sbが 0.0294%の実施例 12の供試材では、酸化減量は 13.5 mg/cm²であるのに対し、 Sn及び Sbを含有しない比較例 11の供試材では、酸化減量は 35.7 mg/cm²と約 2.5倍も多力つた。

[0060] 従って、耐酸ィ匕性の向上には、 Moのみならず Sn及び Sbも大きく寄与していることが分かる。このような酸ィ匕減量の著しい低減は、 Moによる表面での耐酸ィ匕性の向上と、 Sn及び Z又は Sbによる内部での耐酸ィ匕性の向上との相乗効果によるものと考えられる。従って、比較例 1一 3のように Mo含有量力 %未満の場合、 2Sn+Sbが 0.0014— 0.0335%と本発明の範囲内であっても、酸化減量が 34.3— 37.1 mg/cm²と比較的多かった。また比較例 12のように Mo含有量が本発明の範囲内であっても、 2Sn+Sbが 0.6855%と上限（0.5%)を超えると、酸化減量は 55.6 mg/cm²と大幅に増加した。これは、 Sn及び Sbを過剰に含有すると、力えって内部酸ィ匕が助長されるためであると考えられる。

[0061] 以上から、 950°Cの大気雰囲気に 200時間保持したときの酸ィ匕減量が 30 mg/cm²以下となるように耐酸ィ匕性を向上させるには、 Mo含有量を 1一 4.5%とし、 2Sn+Sbを 0.001— 0.5%とする必要があることがわかる。とりわけ実施例 3— 6及び 10— 14では酸化減量が 15 mg/cm²未満である力このように低い酸ィヒ減量を得るには、 Mo含有量を 2— 4%とするのが好ましい。

[0062] (3)高温耐カ

各供試材の高温耐カは、各供試材カゝら標点間距離が 50 mm,標点の直径が 10 mm の鍔付き試験片を切り出し、各試験片を電気油圧サーボ方式の引張試験機にセットし、 950°Cの大気雰囲気中で 0.2%耐カを測定することにより求めた。結果を表 2に示す。また図 8は Mo含有量と高温耐力との関係を示す。

[0063] 図 8から、 Mo含有量の増加にともない高温耐力が増加し、かつ実施例 1一 17の供試材は比較例 1一 13の供試材より高温耐力が優れていることが分かる。特に Mo、 Sn及び Sbを含有しない比較例 4の供試材の高温耐力が 51.0 N/mm²であるのに対し、実施例 1一 17の供試材は 56.2— 71.6 N/mm²と高い高温耐カを有していた。これから、 950 °Cの大気雰囲気における 0.2%耐カを 55 N/mm²以上とするには、 1一 4.5%の Moを含有する必要があることが分かる。なお、比較例 5— 13の高温耐カは 55 N/mm²超である力いずれも常温伸び力 ¾.0%未満と不十分であり、さらにほとんどの供試材は酸化減量が 30 mg/cm²を超えていた。

[0064] Mo含有量がほぼ同じで Nの含有量が相違する供試材として、 Moを約 1.4%とほぼ同量含有する実施例 7及び 8、及び比較例 5を高温耐カについて比較すると、 Nをそれぞれ 0.0042%、 0.0048% (いずれも不可避的レベル)含有する実施例 7及び比較例 5の供試材の高温耐カは約 57 N/mm²であるのに対し、 Nを意図的に 0.0104%含有した実施例 8の供試材では高温耐カは 64.4N/mm²と約 7 N/mm²高かった。また Moをほぼ同量含有する実施例 10と比較例 6、実施例 12と比較例 7、及び実施例 14と比較例 8とをそれぞれ対比すると、 Nを不可避的レベルで含有する比較例 6、 7、 8の供試材の高温耐カはそれぞれ約 58、 62、 62 N/mm²であるのに対し、 Nを意図的に 0.01%以上含有させた実施例 10、 12、 14の高温耐カはそれぞれ約 67、 71、 72 N/mm²と約 9一 10 N/mm²高かった。

[0065] 以上から、高温耐力の向上には Moの他に Nも大きく寄与していることが分かる。これは、 Nがオーステナイト組織の安定化と基地強化により高温耐カを向上させるためであると考えられる。 60 N/mm²以上と高い高温耐力が要求される場合、 Nを不可避的レベルを超えて含有させるのが有効であることが分かる。し力し比較例 13のように Nを約 0.42%と上限を超えて含有させると、高温耐カは向上するものの、常温伸びが 0.8% と低下するとともに熱亀裂寿命も大幅に短くなる。これは、過剰な Nにより、窒化物の析出量の増加と黒鉛球状ィ匕率の悪ィ匕により靭性が低下し、かつ铸造時にピンホール等のガス欠陥が発生したためであると考えられる。

[0066] (4)熱亀裂寿命

各供試材カゝら標点間距離が 20 mm,標点の直径が 10 mmの丸棒試験片を切り出し、各試験片を電気 -油圧サーボ方式の熱疲労試験機にセットし、 0.5の伸縮の機械的拘束率、 150°Cの下限温度、それぞれ 750°C、 800°C及び 950°Cの上限温度（それぞれ 600°C、 650°C及び 800°Cの温度振幅）、及び 1サイクル 7分の条件で、加熱冷却サイタルを繰り返して亀裂による熱疲労破壊を起こさせ、破壊までのサイクル数を測定し、熱亀裂寿命を求めた。

[0067] 拘束率は、 (自由熱膨張伸び機械的拘束下の熱膨張伸び) / (自由熱膨張伸び）により表される。例えば 1.0の拘束率は、試験片が例えば 150°C力 950°Cまで加熱されたときに全く伸びないように機械的に拘束された場合である。また 0.5の拘束率は、例えば自由熱膨張伸びが 2 mmのところを 1 mmしか伸びないように機械的に拘束された場合である。通常ターボチャージヤーハウジング、ェキゾ一ストマ-ホルド、触媒ケース等の排気系部品は拘束率 1.0で拘束されているわけではなぐある程度加熱冷却に伴う伸びを許容する拘束率 0.25— 0.5程度で組み付けられる。このため熱亀裂寿命は、実際の使用状態に近い拘束率 0.5で評価した。結果を表 2に示す。

[0068] 図 9は Mo含有量と温度 950°C及び拘束率 0.5における熱亀裂寿命との関係を示す。

図 9から、 Mo含有量が約 3%のとき熱亀裂寿命がピークとなること、及び Mo含有量が 1 一 4.5%の範囲内（実施例 1一 17)のとき熱亀裂寿命は 400サイクル以上であることが分かる。一方、比較例 1一 13の供試材の熱亀裂寿命はいずれも 400サイクル未満であつた。このように実施例 1一 17の供試材が比較例 1一 13の供試材より長い熱亀裂寿命を有するのは、 Moの含有による高温域での熱応力の抑制と、 Sn及び Z又は Sbの含有による常温から高温域にわたる延性の確保及び耐酸化性の向上との相乗効果によるものと推察される。 Moが 4.87%超と多量の比較例 9では黒鉛球状ィ匕が悪ィ匕し、熱亀裂寿命は 195サイクルと非常に短力つた。 Sn及び Sbが多すぎる比較例 12、及び Nが多すぎる比較例 13の場合も、熱亀裂寿命はそれぞれ 291サイクル及び 122サイクルと短かった。これから、 Mo、 Sn、 Sb及び Nのいずれも過剰であると、オーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄の熱亀裂寿命は短、ことが分かる。

[0069] 以上から、上限温度 950°C、温度振幅 800°C及び拘束率 0.5で加熱冷却する熱疲労試験において 400サイクル以上の熱亀裂寿命を得るためには、 Mo含有量を 1一 4.5% とし、かつ 2Sn+Sbを 0.001— 0.5%とする必要があることが分力る。

[0070] (5)平均熱膨張係数

各供試材から直径 5 mm及び長さ 20 mmの丸棒試験片を切り出し、各試験片を熱機械分析装置 (理学電機株式会社製の TAS200)にセットし、昇温速度 10°CZ分で常温から 1000°Cまで加熱し、 100°Cごとの膨張量から常温一 1000°Cにおける平均熱膨張係数を測定した。結果を表 2に示す。表 3は実施例 12及び比較例 4の各温度域での熱膨張係数の測定値を示す。

[0071] [表 2]

3]

熱膨張係数（X 10 /°C)

測定温度域

実施例 12 比較例 4 常温〜 300°C 13.9 15.9 常温〜 400°C 14.6 16.6 常温〜 500°C 15.3 17.2 常温〜 600°C 15.8 17.6 常温〜 700°C 16.1 17.7 常温〜 800°C 16.4 17.9 常温〜 900°C 16.7 18.5 常温〜 1000°C 17.4 19.5

[0073] 表 2から、 Mo含有量の増加にともない常温一 1000°Cの範囲における平均熱膨張係数は減少し、 Mo含有量力 l%を超えると平均熱膨張係数が 18 X 10— ⁶/°C以下となること力分力る。また表 3から、常温から 300— 1000°Cにおける 100°Cごとの温度域において、実施例 12の熱膨張係数は、 Mo、 Sn及び Sbを含有しない比較例 4より 1.5— 2. I X 10— ⁶/°Cだけ小さ!/ヽことが分かる。オーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄を自動車ェンジン用排気系部品として使用する場合、熱応力に起因する亀裂を抑制するために、常温一 1000°Cの範囲における平均熱膨張係数は 18 X 10— ⁶/°C以下であるのが望ましい。そのためには、 Mo含有量を 1%以上とする必要がある。

[0074] 図 10は、本発明のオーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄を使用する排気系部品の例として、ェキゾ一ストマ-ホルド 1、ターボチャージヤーハウジング 2、及び触媒ケース 4 を有する排気系部品を示す。例示した排気系部品はエンジン（図示せず)からの排気ガス (矢印 Aで示す)をェキゾ一ストマ-ホルド 1で集合させ、排気ガスの運動エネルギ一でターボチャージヤーハウジング 2内のタービン（図示せず）を回転させ、このタービンと同軸の圧縮機を駆動して吸入した空気 (矢印 Bで示す)を圧縮し、高密度の空気をエンジンに供給する（矢印 Cで示す)ことにより、エンジンの出力を高める。ターボチャージヤーハウジング 2から出る排気ガスは接続部 3を経由して触媒ケース 4に入り、触媒ケース 4内の触媒により有害物質が削減された後、消音マフラー 5を経由して大気中に放出（矢印 Dで示す)される。ェキゾ一ストマ-ホルド 1、ターボチャージャ一ハウジング 2、接続部 3及び触媒ケース 4には排気ガス通路が形成されている。排気ガス通路の肉厚は、例えば、ェキゾ一ストマ-ホルド 1で 2.0— 4.5 mmであり、ターボチヤージャーハウジング 2で 2.5— 5.5 mmであり、接続部 3で 2.5— 3.5 mmであり、触媒ケース 4で 2.0— 2.5 mmである。

[0075] 図 11はターボチャージヤーハウジング 2の一例を示し、図 12はその A-A断面を示す。ターボチャージヤーハウジング 2は、スクロール部 2aが巻き貝状の空洞を有し、その空洞は一方力も他方向に向力つて空洞の面積が増大する複雑な形状をしている。またターボチャージヤーハウジング 2には、バルブ（図示せず）を開閉することにより余剰の排気ガスをバイパスして排出するウェイストゲート部 2bが設けられてヽる。ウェイストゲート部 2bは、高温の排気ガスが流れるため特に耐酸化性が要求される。

[0076] ェキゾ一ストマ-ホルド 1とターボチャージヤーハウジング 2を実施例 12の組成を有するオーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄により铸造した後、機械加工を実施した。得られたェキゾ一ストマ-ホルド 1とターボチャージヤーハウジング 2には、引け巣、湯廻り不良、ガス欠陥等の铸造欠陥が発生しておらず、また機械加工を施しても切削不具合等の問題が生じなかった。

[0077] 接続部 3及び触媒ケース 4も同様に本発明のオーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄で铸造することができる。また型分割（見切り）や造型が可能であれば、ターボチヤ一ジャーハウジング 2とェキゾ一ストマ-ホルド 1とを一体的に铸造することも、またターボチャージヤーハウジング 2を介在させな!/、場合、触媒ケース 4とェキゾ一ストマ-ホルド 1とを一体的に铸造することもできる。

[0078] 直列 4気筒で排気量 2000 ccの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、実施例 12のオーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄カもなるェキゾ一ストマ-ホルド 1及びターボチャージヤーハウジング 2を組み付け、耐久試験を実施した。試験条件は、加熱 10分、冷却 10分を 1サイクルとする加熱冷却サイクルを 1000サイクル繰り返すものであった。

[0079] 全負荷時の排気ガス温度は、ターボチャージヤーハウジング 2の入口で 980°Cであつた。この条件下で、ェキゾ一ストマ-ホルド 1の集合部での表面温度は約 900°Cであり、ターボチャージヤーハウジング 2のウェイストゲート部 2bの座面 2cでの表面温度は約 950°Cであった。

[0080] 図 13は、実施例 12のオーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄で作製したターボチヤ一ジャーハウジング 2のウェイストゲート部 2b付近の外観（1000サイクルの耐久試験の終了後）を示す。図 13に示すように、高温の排気ガスが通過するウェイストゲート部 2bでも酸化が少なぐ熱亀裂は発生せず、また熱変形によるガスの漏洩もなぐ優れた耐久性及び信頼性を有していた。またェキゾ一ストマ-ホルド 1でも、 1000サイクルの耐久試験後に熱亀裂や熱変形は発生しなかった。

[0081] 実施例 12のオーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄力なるェキゾ一ストマ-ホルド 1 及びターボチャージヤーハウジング 2には、铸造、機械加工、耐久試験等 (例えば、湯道切断、铸仕上げ、搬送、切削、組み付け等)の間に常温で振動や衝撃が加わつたが、亀裂や割れは発生せず、十分な延性を有することが確認された。

[0082] 比較のため、 Mo、 Sn及び Sbを含有しな、比較例 4のオーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄からなるターボチャージヤーハウジング 2をェキゾ一ストマ-ホルド 1に組み付け、実施例と同一の試験条件で排気シミュレータにより耐久試験を実施した。図 14は、このターボチャージヤーハウジング 2のウェイストゲート部 2b付近の外観（耐久試験後）を示す。図 14に示すように、急激な酸化により実施例 12の約半分の加熱冷却サイクル (540サイクル)でウェイストゲート部 2bに大きな亀裂 2dが発生し、また座面 2cも変形した。

産業上の利用可能性

[0083] 以上の通り、本発明のオーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄は十分な常温伸びと優れた耐熱性 (耐酸化性、高温耐カ及び熱亀裂寿命)を有する。また本発明のオーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄は、高価な Niを含有するもののステンレス铸鋼に較べて Cの含有量が多い铸鉄をベースとしているので、融点が低くて铸造性が良ぐまた被削性も良好である。従って、本発明のオーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄を用いれば、高度な铸造技術を必要とせずに高い歩留りで、 900°C以上、特に 1000°C付近の排気ガスに曝される薄肉で複雑形状の自動車エンジン用排気系部品（ェキゾーストマニホルド、ターボチャージヤーハウジング及び触媒ケース等）を安価に製造することができる。この排気系部品は過酷な温度環境であるエンジンの後方に配置しても十分な耐熱性を有し、排気ガス浄ィ匕用触媒の初期性能を上昇させることができる。本発明のオーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄を自動車エンジン用排気系部品に使用する場合について説明したが、限定的ではなぐ常温伸びとともに耐熱性が要求される焼却炉や熱処理炉用の炉床や台車等の燃焼用部品等にも使用可能である

Claims

請求の範囲

[1] 重量比で Mo含有量が 1一 4.5%であり、 Sn及び/又は Sbの含有量が 2Sn+Sbで 0.001 一 0.5%であることを特徴とするオーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄。

[2] 請求項 1に記載のオーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄にお、て、重量比で C： 1一 3.5 %、 Si: 1— 6.5%、 Cr: 3%以下、 Ni: 10— 40%、 Mo : 1— 4.5%、 Sn及び Z又は Sbを 2Sn + Sbで 0.001— 0.5%、黒鉛球状ィ匕元素： 0.1%以下を含有する組成を有することを特徴とするオーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄。

[3] 請求項 1又は 2に記載のオーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄において、さらに 0.3重量％以下の Nを含有することを特徴とするオーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄。

[4] 請求項 1一 3のいずれかに記載のオーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄において、常温伸びが 2%以上であり、 950°Cの大気雰囲気に 200時間保持したときの酸ィ匕減量が 30 mg/cm²以下であり、 950°Cの大気雰囲気における 0.2%耐力が 55 N/mm²以上であることを特徴とするオーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄。

[5] 請求項 1一 4のいずれかに記載のオーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄において、上限温度 950°C、温度振幅 800°C、拘束率 0.5で加熱冷却する熱疲労試験での熱亀裂寿命が 400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球状黒鉛铸鉄

[6] 請求項 1一 5のいずれかに記載のオーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄において、常温から 1000°Cまでの範囲における平均熱膨張係数が 18 X 10— ⁶/°C以下であることを特徴とする請求項 4又は請求項 5に記載のオーステナイト系耐熱球状黒鉛铸鉄。