CN101688273B - 切削性优异的析出硬化型马氏体系不锈钢铸钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种析出硬化型马氏体系不锈钢铸钢，其具有如下组成：以质量基准计，含有0.08～0.18％的C、1.5％以下的Si、2.0％以下的Mn、0.005～0.4％的S、13.5～16.5％的Cr、3.0～5.5％的Ni、0.5～2.8％的Cu、1.0～2.0％的Nb和0.12％以下的N，并且C、N和Nb的含量满足-0.2≤9(C％+0.86N％)-Nb％≤1.0的条件，余量由Fe和不可避免的杂质构成，并具有在以回火马氏体为主体的基体中分散有平均粒径为0.1～0.4μm的Cu析出物的组织。

Description

切削性优异的析出硬化型马氏体系不锈钢铸钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及具有良好的铸造性和高强度，并且在回火状态下具有优异的切削性，适合于机械部件和结构用部件的析出硬化型马氏体系不锈钢铸钢及其制造方法。

背景技术

作为适合于要求有高强度的机械部件和结构用部件的不锈钢铸造材，历来已知有SCS、SCH等。SCS是析出硬化型马氏体系不锈钢铸钢，其含有Cu、Al等，通过淬火或固溶化热处理(以下统称为“淬火处理”)使基体组织的主相成为马氏体相之后，再通过回火或时效处理(以下统称为“回火处理”)使马氏体基体中生成由Cu、Al等构成的析出物和金属间化合物，由此赋予期望的强度、硬度、韧性、耐腐蚀性、耐磨耗性等。其中JIS G5121的SCS24是含有Cu作为析出硬化元素的代表性的析出硬化型马氏体系不锈钢铸钢，被广泛用于汽车、船舶、建筑土木机械、化工厂、工业机械等的机械部件和结构用部件。但是，析出硬化型马氏体系不锈钢铸钢虽然具有高的硬度和强度，但是切削性(机械加工性)差。

与SCS24一样，作为具有强度、硬度、韧性、耐腐蚀性和耐磨耗性的析出硬化型马氏体系不锈钢，还已知有SUS630，但在回火(时效)状态下马氏体基体中具有分散有析出物的组织，从而具有高的硬度和强度，因此锻造、轧制、压出等的塑性加工性(冷加工性和温加工性)及切削性差。因此，对于回火状态的SUS系钢种实施加工量大的塑性加工或机械加工后实施回火。

为了改善析出硬化型的SUS系钢种的加工性，例如提出有如下方式：(a)通过将C降低至0.03～0.05％，将N降低至0.025～0.035％，由此使淬火后的硬度降低，使加工性提高；(b)添加少量的S或Se而使硫化物或硒化物析出，从而改善切削性；(c)使组织范围最适当化，并且在轧制进退火，使淬火条件最适当化，由此降低淬火后的硬度，使加工性提高。

但是，SUS系钢种用的上述方法不适于SCS系铸钢的切削性改善。作为向马氏体基体侵入的侵入型固溶元素的C和N的降低虽然会降低马氏体的硬度，但却使铸造性显著降低。特别是在具有复杂或薄壁形状的铸钢中，若C少则不能确保良好的熔液流动性，产生冷纹和不流(不廻り)等的熔液流动(湯廻り)缺陷。另外只通过S或Se的添加并不能获得充分的切削性的改善。另外上述方法均是改善淬火后的加工性，但没有顾及回火后的加工性。

在被铸造成接近最终制品的形状(近终形near net shape)的析出硬化型马氏体系不锈钢铸钢中，通常会在淬火后实施粗加工，通过回火处理而赋予高的硬度和强度以及耐磨耗性等之后，再除去因回火处理而产生的氧化皮和应变，并且进行用于得到期望的表面粗糙度和尺寸精度的精加工。因此，对于析出硬化型马氏体系不锈钢铸钢来说，不仅是淬火后的切削性很重要，回火后的切削性也很重要。

特开2004-332020号提出有一种SUS系的析出硬化型马氏体系不锈钢，其具有如下组成：以质量基准计含有0.005～0.030％的C、0.1～0.5％的Si、0.1～0.7％的Mn、5～6％的Ni、15～17％的Cr、0.05～1.5％的Mo、2～5％的Cu、0.10～0.40％的Nb和0.005～0.030％的N，余量由Fe和不可避免的杂质构成，并通过如下方式改善回火后的切削性，(1)从比较低的温度淬火而成为C和N的固溶量少的低应变马氏体组织后，(2)通过第一时效处理，即以高达700～800℃的温度保持15分钟～20小时后冷却至室温，由此使作为析出硬化元素的Cu粗大化而使硬化能消失，(3)再通过第二时效处理，即，在从马氏体相生成的逆相变奥氏体量成为最大的600～680℃下保持15分钟～20小时后冷却到室温，由此使低硬度的逆相变奥氏体析出30体积％以上，并使奥氏体彼此连结，从而改善了回火后的切削性。在该析出硬化型马氏体系不锈钢中，通过降低C和N的含量，抑制固溶化热处理后的硬度，并且通过进行(1)～(3)的组织控制而得到切削性优异的组织。

但是，在该析出硬化型马氏体系不锈钢中，为了降低硬度而使C含量为0.03质量％以下，因此铸造性差。另外还存在的问题是，为了改善切削性而使多达30体积％以上的大量的逆相变奥氏体析出，因此若实施切削加工，则由于加工诱导马氏体相变而导致切削性显著降低。而且，在固溶化热处理(相当于淬火处理)之后，以比通常高的温度进行第一和第二时效处理(相当于回火处理)，因此不仅热处理次数多，而且需要大量的热能，也有容易产生矫正困难的热处理应变，制造成本变高这样的问题。

如此在SUS系的析出硬化型马氏体系不锈钢中，进行了以淬火状态下的加工性的提高为目标的各种尝试，也提出以回火状态下的切削性的改善为目标的提案(特开2004-332020号)。但是，在SCS系的析出硬化型马氏体系不锈钢铸钢中，还没有改善回火状态下的切削性的提案。

发明内容

因此本发明的目的在于，提供一种具有良好的铸造性和高强度，并且在回火状态下具有优异的切削性的析出硬化型马氏体系不锈钢铸钢及其制造方法。

鉴于上述目的锐意研究的结果，本发明者们发现，通过使组成范围最适当化，并且控制回火温度，成为在以回火马氏体为主体的基体组织中分散有Cu析出物的组织，便能够得到具有良好的铸造性和高强度，并且在回火状态下的切削性大幅改善的析出硬化型马氏体系不锈钢铸钢，从而想到本发明。

即，本发明的切削性优异的析出硬化型马氏体系不锈钢铸钢，其中，具有如下组成：以质量基准计含有0.08～0.18％的C、1.5％以下的Si、2.0％以下的Mn、0.005～0.4％的S、13.5～16.5％的Cr、3.0～5.5％的Ni、0.5～2.8％的Cu、1.0～2.0％的Nb和0.12％以下的N，并且C、N和Nb的含量满足-0.2≤9(C％+0.86N％)-Nb％≤1.0的条件，余量由Fe和不可避免的杂质构成，并具有在以回火马氏体为主体的基体中分散有平均粒径为0.1～0.4μm的Cu析出物的组织。

优选所述组织中的残留奥氏体的面积率为10％以下。

本发明的析出硬化型马氏体系不锈钢铸钢也可以还含有1.0质量％以下的Mo和/或1.0质量％以下的W。

本发明的析出硬化型马氏体系不锈钢铸钢，优选在回火状态下具有880MPa以上的常温下的0.2％屈服强度。

本发明的析出硬化型马氏体系不锈钢铸钢，通过在淬火后以550℃～T℃(其中T＝710-27Ni％)的温度实施回火处理而获得。

制造切削性优异的析出硬化型马氏体系不锈钢铸钢的本发明的方法，对于具有如下组成的不锈钢铸钢进行铸造，并在淬火后，在550℃～T℃的温度实施回火处理，其中，T＝710-27Ni％，所述不锈钢铸钢以质量基准计，含有0.08～0.18％的C、1.5％以下的Si、2.0％以下的Mn、0.005～0.4％的S、13.5～16.5％的Cr、3.0～5.5％的Ni、0.5～2.8％的Cu、1.0～2.0％的Nb和0.12％以下的N，并且C、N和Nb的含量满足-0.2≤9(C％+0.86N％)-Nb％≤1.0的条件，余量由Fe和不可避免的杂质构成。

使组成范围和回火温度最适当化而得到的本发明的析出硬化型马氏体系不锈钢铸钢，因为具有在以回火为马氏体为主体的基体组织中分散有期望的大小的Cu析出物的组织，所以具有高强度，并且在回火状态下具有优异的切削性。而且，因为含有0.08质量％以上的C，所以具有良好的铸造性，即使是具有复杂和/或薄壁形状的铸造品也能够抑制铸造缺陷，进行高成品率的制造。具有如此特征的本发明的析出硬化型马氏体系不锈钢铸钢，在热处理工序中能够节约能源，并且能够抑制热处理应变，并且可以实现大幅的加工效率的提高和工具的长寿命化。

附图说明

图1是表示本发明的铸钢F的回火温度和0.2％屈服强度、抗拉强度和残留奥氏体的面积率的关系的曲线图。

图2是表示Ni含量和As点的实测值的关系的曲线图。

图3(a)是表示熔液流动试验模具内的横浇口和直浇口的形状的概略平面图。

图3(b)是图3(a)的A-A剖面图。

具体实施方式

本发明的析出硬化型马氏体系不锈钢铸钢，含有13.5～16.5质量％的Cr和3.0～5.5质量％的Ni，并且C、N和Nb的含量满足-0.2≤9(C％+0.86N％)-Nb％≤1.0的条件。因此，降温时的马氏体相变开始温度(Ms点)和马氏体相变结束温度(Mf点)均在常温以上，在铸造状态下成为在以淬火马氏体(从奥氏体相变)为主相，含有少量的δ铁素体相和残留奥氏体相的基体组织中，含有Nb(CN)共晶碳氮化物、硫化物和Cr碳化物等的组织。铸造状态的铸钢，因为在结晶晶界有粗大的Cr碳化物析出，所以缺乏韧性，脆而难以进行切削等机械加工。

为了提高韧性，在铸造后加热至900～1050℃后，实施以水、油、空气等急冷的淬火处理。通过淬火处理，奥氏体相变为淬火马氏体，Cr碳化物在淬火马氏体基体中固溶，能够实现组织的均质化。其结果是铸钢的韧性提高到能够进行粗加工的程度。但是，韧性仍不充分，另外抗拉强度和0.2％屈服强度也低。而且，有比较高温的淬火处理造成的热应变和由粗加工带来的变形残留。这不能直接用于有大的韧性和高强度要求的机械部件和结构用部件，因此要实施进一步的以赋予韧性和去除应变为目的的回火处理。

图1表示关于实施例1的铸钢F，回火温度与常温下的0.2％屈服强度、抗拉强度及残留奥氏体的面积率的关系。强度和残留奥氏体的面积率根据回火温度而发生很大变化，在大约450℃的回火温度下能够得到最大的强度，在大约620℃的回火温度下能够得到残留奥氏体的最大面积率。

若以400℃以上的温度对本发明的铸钢实施回火，则由于马氏体中的位错的消失导致淬火马氏体变成回火马氏体，并且在基体组织中生成被称为所谓Cu富相的微细的Cu析出物，铸钢的硬度和强度提高。还有，除非特别指出，否则将铸造状态的马氏体和淬火状态的马氏体称为“淬火马氏体”，回火状态的马氏体称为“回火马氏体”。随着回火温度的上升，来自Cu的析出硬化得到促进，在大约450℃下硬度和强度最大，在超过这一温度时Cu析出物粗大化，硬度和强度反而降低。显示出最大的硬度和强度的温度称为“回火峰值温度”。

若使回火温度约为550℃以上，则由回火马氏体生成逆相变奥氏体。逆相变奥氏体在冷却中相变为淬火马氏体。逆相变奥氏体中有成分偏析部，在这部分Ms点降低，因此即使冷却至常温仍会有逆相变奥氏体残留。逆相变奥氏体软，使铸钢的硬度和强度降低。在本说明书中除非特别指出，否则残留在铸造状态和淬火状态的组织中的奥氏体，和回火后冷却至常温却仍残留的逆相变奥氏体统称为“残留奥氏体”。

在图1所示的铸钢中，残留奥氏体从大约600℃的回火温度急剧增加，0.2％屈服强度大大降低，但是抗拉强度只稍有降低。这被认为是由于残留奥氏体的增加导致0.2％屈服强度显著降低，但是常温拉伸试验的残留奥氏体的加工诱导马氏体相变使得抗拉强度显现了一些。如此，0.2％屈服强度的降低不仅是由于Cu析出物的粗大化，而且由残留奥氏体的增加引起。

若进一步提高回火温度，则在大约620℃残留奥氏体最多。因此在大约620℃被认为是铸钢F的奥氏体相变开始温度(As点)。在As点以上的温度大部分的Cu析出物固溶在基体中，组织也均一化。因此，在冷却中大部分的逆相变奥氏体相变为淬火马氏体，成为以淬火马氏体为主相的组织。若以As点以上的温度进行回火处理，则常温下的残留奥氏体减少，但是会回到铸造状态或淬火状态的组织，回火处理的效果消失。

在回火峰值温度下由于微细的Cu析出物的析出硬化使得铸钢的硬度和强度成为最大，但是切削性却比淬火状态显著地低。为了改善切削性，考虑以比回火峰值温度低或高的温度进行回火处理，但以比峰值温度低的温度并不能达成回火处理的本来目的(析出硬化带来的强度和韧性的赋予以及应变和变形的去除)，另外，若是比回火峰值温度的高出过多的温度，则由于Cu析出物的再溶解以及淬火马氏体和残留奥氏体的大量生成，导致无法获得回火效果。由于大量含有残留奥氏体致使加工诱导马氏体相变发生，因此铸钢的切削性降低。

对于回火温度与强度和组织的关系进行锐意研究的结果可知，若是使组织范围最适当化，并且若以比回火峰值温度高的适当的温度进行回火处理，则铸钢组织被最适当地控制，能够保持良好的铸造性和高的强度，并且能够大幅改善切削性。最适当的铸钢组织是，在通过马氏体中的位错的消灭而从淬火马氏体变化的软的回火马氏体为主体的基体中，分散有适当的大小的Cu析出物。研究最适当的Cu析出物的大小时发现，如果Cu析出物的平均粒径为0.1～0.4μm，则切削性大幅地提高。为了获得优异的切削性，优选铸钢组织中的残留奥氏体的面积率为10％以下。

为了得到上述铸钢组织，可知如下：(a)需要使回火温度的下限为比回火峰值温度高的550℃；(b)需要使回火温度的上限T为比As点低的温度，但是因为As点在本发明的铸钢中很大程度上依赖于Ni含量，所以需要根据Ni含量决定上限T。锐意研究的结果可知，为了一边抑制淬火马氏体的再生，维持以回火马氏体为主体的基体组织，一边极力抑制残留奥氏体的生成，并且阻止Cu析出物的再熔解，需要回火温度的上限T成为由(710-27Ni％)决定的温度。如果在该温度范围实施回火处理，则具有的组织是，在以回火马氏体为主体的基体组织中分散有平均粒径为0.1～0.4μm的Cu析出物，能够得到切削性大幅得到改善的析出硬化型马氏体系不锈钢铸钢。在回火后，利用优异的切削性，进行用于除去氧化皮和应变，得到期望的表面粗糙度和尺寸精度的精加工。

[1]组织

在本发明的析出硬化型马氏体系不锈钢铸钢中，即使是成分元素的稍许变动，马氏体、δ铁素体和残留奥氏体、Nb(CN)共晶碳氮化物等的量也会发生变动，导致组织变化而使机械的性和切削性受到影响。若使δ铁素体大量结晶，则强度和韧性降低，此外因为δ铁素体的优先腐蚀，所以耐腐蚀性也降低。残留奥氏体如上述使回火状态下的切削性降低。若使适量的Nb(CN)共晶碳氮化物结晶，则铸造性、强度和韧性提高，但过剩时，则延性和切削性降低。为了得到以回火马氏体为主体的组织，不仅需要回火温度的最适当化，而且需要组成范围的最适当化。

(1)0.08～0.18质量％的C

C与N一起与Nb结合，使Nb(CN)共晶碳氮化物结晶，使铸钢的强度和韧性提高，并且使凝固温度降低，使铸造性(熔液的流动性)提高。由于有良好的铸造性，即使是具有复杂和/或薄壁形状的铸造品，也能够抑制铸造缺陷，高成品率地进行制造。在本发明中，通过增加C来确保良好的铸造性，但为了这种铸钢的切削性改善，这基于的考虑与历来所采用的C的降低正好相反。为了良好的铸造性，需要至少0.08质量％的C，但若超过0.18质量％，则Cr等的碳化物和Nb(CN)共晶碳氮化物增加，另外C向马氏体基体的固溶也变多，基体硬化，切削阻抗增大(切削性降低)。因此，C含量为0.08～0.18质量％，优选为0.10～0.15质量％。

(2)1.5质量％以下的Si

S具有脱氧作用，其防止CO气体等引起的气体缺陷，确保铸造性。但是若Si超过1.5质量％，则切削性降低。因此，Si为1.5质量％以下。

(3)2.0质量％以下的Mn

Mn具有脱氧作用，并且生成非金属夹杂物而改善切削性。但是若Mn超过2.0质量％，则韧性降低，另外助长熔解炉的耐火材的侵蚀，使生产性下降提高制造成本。因此Mn为2.0质量％以下。

(4)0.005～0.4质量％的S

极微量的S生成Mn和Cr的硫化物[MnS或(Mn·Cr)S]，使切削性提高，并且使熔液的流动性提高。为了得到这样的效果，S需要为0.005质量％以上，但是若超过0.4质量％，则韧性降低。因此S为0.005～0.4质量％。

(5)13.5～16.5质量％的Cr

Cr是用于赋予耐腐蚀性所必须的元素，并且其与Ni组合而使基体组织成为马氏体，具有提高强度的作用。为了得到这样的效果，需要Cr为13.5质量％以上。但是，若Cr超过16.5质量％，Cr碳化物增加，延性和切削性降低，并且δ铁素体增加，强度和韧性降低，此外在淬火处理时残留奥氏体增加，切削性增加。因此Cr为13.5～16.5质量％。

(6)3.0～5.5质量％的Ni

Ni通过与Cr组合，使铸钢的强度、韧性和耐腐蚀性提高。Ni是特别重要的元素，本发明的铸钢的组织和特性很大程度上受到其含量的左右。Ni通过基体的马氏体化而使强度、韧性和耐腐蚀性提高。为了得到这样的效果，需要Ni为3.0质量％以上。但是，若大量含有使Ms点降低的Ni，则马氏体相变难以发生，不仅在铸造状态和淬火状态，在回火状态下残留奥氏体也会增加，使切削性降低，并且析出硬化能变小，难以获得充分的强度和韧性。特别是在回火处理中逆相变奥氏体增加，在回火处理的冷却时从逆相变奥氏体向淬火马氏体的相变增加，因此切削性显著降低。若Ni超过5.5质量％则上述问题变得显著，因此Ni的上限为5.5质量％。因此，Ni为3.0～5.5质量％，优选为3.3～5.0质量％。

(7)0.5～2.8质量％的Cu

Cu通过回火处理由马氏体基体使Cu析出物(Cu富相)析出，使硬度和强度增大，并且通过比较大的粒径的Cu析出物的析出改善切削性。Cu还会改善不锈钢铸钢的耐腐蚀性。为了得到这样的效果，需要Cu为0.5质量％以上。但是若Cu过多，则不仅析出硬化过剩，而且在淬火时由于Cu的晶界偏析造成的脆化显著，Cu的晶界偏析开始的温度也降低。另一方面，为了在铸钢中消除微偏析，只有进行淬火处理(固溶化热处理)，特别是在微偏析容易发生的厚壁铸件中优选极力提高淬火温度。如此就存在互相矛盾的要求，即为了Cu的晶界偏析抑制而必须降低淬火温度，但为了消除微偏析又必须提高淬火温度。为了过剩的析出硬化的抑制、晶界偏析的抑制和微偏析的抑制，Cu含量的上限为2.8质量％。若Cu超过2.8质量％，则出于上述的理由，切削性和延性的降低显著。因此，Cu为0.5～2.8质量％，优选为0.8～2.5质量％。

(8)1.0～2.0质量％的Nb

Nb与C和N结合而使Nb(CN)共晶碳氮化物结晶，提高铸钢的强度。另外，Nb改善熔液流动性，并且防止缩孔、收缩裂纹(热龟裂)等铸造缺陷。此外，Nb抑制Cr碳化物等的粗大碳化物的析出，抑制延性的降低，确保切削性。为了得到这样的效果，需要1.0质量％以上的Nb。另一方面，若Nb超过2.0质量％，则共晶碳氮化物过剩，反而使切削性降低，另外由于过剩的Nb的偏析而使铸钢脆化。因此Nb为1.0～2.0质量％。

(9)0.12质量％以下N

N和C一起与Nb结合而使Nb(CN)共晶碳氮化物结晶，铸钢的强度、耐腐蚀性和铸造性提高。另外N抑制使强度和韧性劣化的δ铁素体的生成。为了得到上述效果，N为0.12质量％以下。若N超过0.12质量％，则Nb(CN)共晶碳氮化物过剩的结晶导致韧性降低。N含量的下限不是限定性的，但如果为0.005质量％以上，则上述效果显著。

(10)-0.2≤9(C％+0.86N％)-Nb％≤1.0

本发明的铸钢在铸造时，即使实施淬火和回火，在晶界析出的Nb(CN)共晶碳氮化物也不会消失，因此以比回火峰值温度高的温度实施回火处理，强度也不会大幅降低。因为Nb为共晶碳氮化物而将C和N固定，所以C和N在马氏体基体中固溶而降低Ms点，由此带来的残留奥氏体的增加能够得到抑制。为了适当地控制Nb(CN)共晶碳氮化物，C、N和Nb的含量的平衡很重要。该平衡的程度能够由[9(C％+0.86N％)-Nb％](CNNb值)表示。若将CNNb值调整到-0.2～1.0的范围内，则利用适量的Nb(CN)共晶碳氮化物能够得到良好的铸造性、强度和切削性。若CNNb值超过1.0，则相对于C和N来说Nb不足，因此残留奥氏体增加，切削性和强度降低。另一方面，若CNNb值低于-0.2，则相对于C和N来说Nb过剩，由于Nb的偏析造成铸钢脆化。因此，C、N和Nb的含量需要满足-0.2≤9(C％+0.86N％)-Nb％≤1.0的条件。

(11)1.0质量％以下的Mo和/或1.0质量％以下的W

本发明的铸钢，也可以还含有1.0质量％以下的Mo和/或1.0质量％以下的W。Mo和W均提高铸钢的强度，Mo还具有提高耐腐蚀性的效果。但是若过多，则均使延性降低。

(12)不可避免的杂质

如果在原料和熔解工序中混入的P、O等不可避免的杂质均在0.05质量％以下，则不会使切削性、强度和韧性显著劣化。

[2]组织

(1)以回火马氏体为主体的基体组织

如果淬火和回火后得到的本发明的铸钢的基体组织以回火马氏体为主相，则能够在维持高强度的状态下使切削性提高。所谓“以回火马氏体为主体”，意思是基体组织中的回火马氏体的面积率约70％以上。除回火马氏体以外，也可以存在Nb(CN)共晶碳氮化物和少量的δ铁素体、残留奥氏体和硫化物。

(2)平均粒径为0.1～0.4μm的Cu析出物

本发明的铸钢具有的组织是，在以回火马氏体为主体的基体组织中分散有平均粒径为0.1～0.4μm的Cu析出物，因此具有来自析出硬化的高强度和大幅提高的切削性。Cu析出物的大小影响强度的理由虽然尚不明确，但推定为如下：(a)比较微细的Cu析出物大量析出时，组织中产生应变，位错的活动受到约束，硬度和强度上升；(b)但粗大的Cu析出物少量析出时，位错的约束减少，并且软的Cu的成长使切削性提高。“平均粒径”是在电子显微镜照片的任意3个视野中的10μm×10μm的区域，按大小顺序选择出5个大的Cu析出物，求得各Cu析出物粒子的短径Ds与长径Dl的平均值(Ds+Dl)/2，将全部15个各Cu析出物粒子进行平均的值。还有，之所以按大小顺序选择5个大的Cu析出物，是由于微细的Cu析出物几乎不会对切削性的提高造成影响。因此，即使也有平均粒径不满0.1μm的微细的Cu析出物分散在基体组织中，仍满足“有平均粒径为0.1～0.4μm的Cu析出物分散”这样的要件。

在回火处理后Cu析出物的平均粒径为0.1μm时切削性差。另一方面，若Cu析出物的平均粒径超过0.4μm，则Cu析出物开始向基体的固溶，强度降低。因此，本发明的铸钢需要具有的组织是，在以回火马氏体为主体的基体组织中分散有平均粒径为0.1～0.4μm的Cu析出物。Cu析出物的平均粒径通过回火温度控制。若Cu析出物的平均粒径为0.15～0.3μm，则切削性进一步提高。平均粒径为0.1～0.4μm的Cu析出物的量不是限定性的，但从切削性的观点出发，优选基体组织每100μm²中有5个以上，更优选为10个以上。

(3)10％以下的残留奥氏体的面积率

残留奥氏体在机械加工时发生加工诱导马氏体相变，使铸钢的切削性降低。因此，优选残留奥氏体尽可能地少，具体来说，优选其面积率为10％以下，更优选为5％以下。

[3]特性

满足本发明的组成和组织的要件析出硬化型马氏体系不锈钢铸钢，在回火状态下具有880MPa以上的0.2％屈服强度(常温)。为了确保优异的切削性和高的强度而使组成范围和回火温度最适当化，因此，即使以比回火峰值温度高的温度实施回火处理，析出硬化型马氏体系不锈钢铸钢仍具有不逊色于SCS24等的强度。

铸造部件中，抗拉强度和0.2％屈服强度是重要的特性。可是，如图1所示，若回火温度达到600℃以上，则抗拉强度只会稍稍降低，但0.2％屈服强度显著降低。因此如果着眼于0.2％屈服强度，则比起抗拉强度来自回火温度的影响能够更清楚地确认。如果回火状态下的0.2％屈服强度(常温)为880MPa以上，则适合机械部件和结构用部件。回火状态下的0.2％屈服强度(常温)更优选为900MPa以上，最优选为980MPa以上。

在机械部件和结构用部件中，除了强度以外，还要求不会产生龟裂和裂纹的延性。虽然根据用途要求的延性有所不同，但本发明的析出硬化型马氏体系不锈钢铸钢实用上优选具有1.0％以上，更优选为3.0％以上的常温拉伸率。

[4]制造方法

为了得到在以回火马氏体为主体的基体组织中分散有平均粒径为0.1～0.4μm的Cu析出物的组织，需要使回火处理温度为550℃～T℃(其中T＝710-27Ni％)。通过调整到上述组成范围，并且采用550℃～T℃的回火温度，能够得到具有高强度和优异的切削性的析出硬化型马氏体系不锈钢铸钢。

回火温度的下限为550℃。通过以比作为本发明的铸钢的回火峰值温度的约450℃高约100℃以上的温度进行回火，会促进马氏体中的位错的消失，使淬火马氏体变成软的回火马氏体，并且使Cu析出物粗大化而使硬化能降低。由此，既能够保持高强度，又能够大幅地改善切削性。回火温度的下限低于550℃时，马氏体的软化和Cu析出物的硬化能的减少不充分，不能期待切削性的提高。

为了将回火温度控制在比As点低的温度，回火温度的上限为T℃(其中T＝710-27Ni％)。若回火温度超过As点，则Cu析出部大部分再熔解，从回火马氏体大量生成逆相变马氏体。逆相变马氏体在冷却中相变为淬火马氏体，并且一部分作为残留奥氏体残留。其结果是，强度和切削性显著降低。

图2表示析出硬化型马氏体系不锈钢铸钢(除Ni以外满足本发明的组成要件)的Ni含量和实测As点的关系。As点是由使用热机械分析装置(TMA)测定的常温，根据加热时的温度位移曲线通过相变温度分析法求得。如图2表明的，本发明的析出硬化型马氏体系不锈钢铸钢的As点随着Ni的增加而降低。为了不使Cu析出物再熔解，不使逆相变奥氏体生成，需要以不超过根据Ni含量而变动的As点实施回火处理。即使Ni含量在同程度下As点也能看到偏差，这被认为是由于Ni含量以外的要因也会多少影响到As点。考虑到As点的偏差，而将回火温度的上限设定得比As点的实测值的偏差的下限更低。具体来说，如果将图2中的由虚线[T＝710-27Ni％]的表示的温度T℃作为回火温度的上限，则能够阻止由于Cu物出物的再熔解带来的强度降低，和由逆相变奥氏体的生成引起的切削性的降低。因此，回火温度的上限T℃比As点低，为T＝710-27Ni％所表示的温度。

对上述组成范围的铸钢进行淬火后，以满足上述要件的温度实施回火处理，由此得到在以回火为马氏体为主体的基体组织中分散有平均粒径为0.1～0.4μm的Cu析出物的析出硬化型马氏体系不锈钢铸钢。该析出硬化型马氏体系不锈钢铸钢具有良好的铸造性和高强度，并且具有在回火状态下大幅地得到了改善的切削性。根据本发明的方法，铸造成本品提高，能够达成热处理中的节能化和热处理应变的抑制，也可以实现大幅的加工效率的提高和工具的长寿命化。

回火时间根据铸造品的尺寸、形状等决定，但工业上优选2～6小时左右。冷却优选炉冷或空冷。

还有，淬火处理不是限定性的，与这种铸钢所对应的现有条件相同即可。例如，保持在900～1050℃，通过水冷、油冷或鼓风冷却急冷即可。由此，基体组织的主相成为淬火马氏体，也能够实现组织的均质化。保持时间根据铸造品的尺寸、形状等决定，但工业上优选0.5～3小时左右。

通过以下的实施例更详细地说明本发明，但本发明并不受其限定。

实施例1

用100kg容量的高频熔解炉熔解具有表1所示的组成的铸钢，以大约1650出钢到铸桶中，以大约1600℃铸造1英寸Y块体和直径120mm和高150mm的圆柱状块体，另外，通过铸造制作图3所示的旋涡形熔液流动性试验片。铸钢A～L是本发明的范围内的铸钢，铸钢M～U是组成和CNNb值[-0.2≤9(C％+0.86N％)-Nb％≤1.0]的某一项脱离本发明的范围的铸钢。其中，钢铸U相当于现有的析出硬化型马氏体系不锈钢铸钢SCS24。

[表1]Fe以外的成分

对于各1Y块体和圆柱状块体，实施保持在1038℃1小时后急冷至常温的淬火处理后，保持在表2所示的温度下4小时后，进行空冷至常温的回火处理，制作淬火回火状态的供试材。表1和2所示折供试材的编号对应。另外如A1、B1……L1在编号上附加有一位数字的供试材在本发明的范围内，如C11、C12、D11……T11这样附加有两位数字的供试材在本发明的范围外。

对于各供试材进行下述的试验。

(1)拉伸试验

由各供试材的1尺寸Y块体制作基于JIS Z 2201的4号拉伸试验片，利用阿姆斯勒(Amsler)拉伸试验机在常温下进行拉伸试验，测定0.2％屈服强度、抗拉强度和拉伸率。

(2)组织

根据利用透射电子显微镜的组织观察和X射线衍射及位错密度的测定特定基体组织，利用扫描电子显微镜求得Cu析出物的平均粒径，用X射线衍射法求得残留奥氏体的面积率。

(3)切削性

从各供试材的圆柱状块体上切割直径95mm和高150mm的试验片，作为工具使用在超硬母材上以PVD被覆有TiAlN的刀片，在以下的条件下用旋床切削外径。

切削方式：连续切削

切削速度：140m/分

进给量：0.1mm/rev.

切入量：0.2mm

切削油：水溶性切削液(连续注油)

各供试材的切削性由工具寿命[刀片的后刀面的磨耗量达到0.25mm的切削时间(分)]表示。各供试材的基体组织、Cu析出物的平均粒径、残留奥氏体的面积率、常温下的拉伸试验结果和工具寿命显示表2中。

[表2]组织、机械性质以及切削性的评价

表2续组织、机械性质以及切削性的评价

注(1)淬火M：淬火马氏体。

回火M：回火马氏体。

本发明的组成范围内的铸钢A～L之中，以满足550℃～T℃(其中T＝710-27Ni％)的要件的温度进行了回火处理的本发明的范围内的供试材A1～L1，均具有以回火马氏体为主体的基体组织，基体组织每100μm²中平均粒径为0.1μm以上的比较大的Cu析出物分析有5～100个左右。如表2所示，供试材A1～L1中，Cu析出物的平均粒径均处于0.1～0.4μm的范围内，残留奥氏体的面积率为10％以下，作为切削性的指标的工具寿命为50分钟以上，0.2％屈服强度为880MPa以上，抗拉强度为950MPa以上。由这些数据可知，本发明的范围内的供试材A1～L1具有优异的切削性和高的强度。特别是Cu析出物的平均粒径处于0.15～0.3μm的优选范围内的供试材C3、D2、D3、F2、F3以及Mn和S含量多的供试材G1，工具寿命在70分钟以上，显示出优异的切削性。含有Mo和W的供试料H1和I1，与同程度含有Mo和W以外的元素的供试材F2相比，0.2％屈服强度高。由此可知，通过Mo和W的添加，强度提高。

对于Ni含量为4.0质量％的铸钢F，以与上述相同的条件进行淬火后，实施以各温度保持4小时后空冷至常温的回火处理，测定常温下的抗拉强度和0.2％屈服强度，并且测定残留奥氏体量。结果显示在图1中。适合铸钢F的回火温度的上限T为710-27×4.0(Ni％)＝602℃。通过图1与本发明的范围内供试材F1～F3和本发明的范围外的供试材F11～F13的对比可知，在550℃～600℃的回火温度下得到的铸钢F，Cu析出物的平均粒径处于0.12～0.25μm的范围，残留奥氏体的面积率少至10％以下，0.2％屈服强度高达880MPa以上，工具寿命长至60分钟以上，具有优异的切削性和高的强度。

相对于此，虽然处于本发明的组成范围内，但以低于下限温度(550℃)的温度进行了回火处理的供试材C11、D11、E11、F11、K11和L11，只有平均粒径低于0.1μm(数十nm左右)的微细的Cu析出物分散在基体组织中，残留奥氏体为微量的1.0％以下，0.2％屈服强度和抗拉强度虽然高，但工具寿命在30分钟以下，切削性不充分。这被认为是由于回火温度过低，因此来自马氏体的软化和Cu析出物的粗大化的硬化能的降低不充分。

另外，虽然处于本发明的组成范围内，但以超过上限温度T的温度进行了回火处理的供试材C12、D12、E12、F12、K12和L12，在基体组织中未观察到Cu析出物，残留奥氏体的面积率超过10％，工具寿命短至30分钟，0.2％屈服强度低至大约650MPa以下，切削性和强度均差。这被认为是由于回火温度过高，因此不仅Cu析出物在基体中固溶，而且大量的逆相变奥氏体和淬火马氏体生成。

以比上述温度T高约80℃的680℃进行回火处理的供试材F 13，虽然残留奥氏体的面积率少至3.3％，但是工具寿命短到24分钟，0.2％屈服强度也低至683MPa，切削性和强度差。供试材F13的基体组织以淬火马氏体为主体，基体组织中没有Cu析出物。这被认为是由于回火温度显著过高，因此Cu析出物在基体中固溶，逆相变奥氏体相变为淬火马氏体，虽然残留奥氏体减少，但是基体组织成为淬火马氏体主体，回火效果消失。

组成和CNNb值某一项在本发明的范围外的供试材M11～T11，切削性、0.2％屈服强度、强度和拉伸率至少有一个差。Cr含量、CNNb值和Ni含量超过本发明的上限的供试材M11、Q11和T11，残留奥氏体的面积率超过10％，工具寿命短至30分钟以下，另外0.2％屈服强度不充分。超过上限T的回火处理温度的供试材T11中不存在Cu析出物。

C过多的供试材N11虽然0.2％屈服强度高，但是Nb(CN)共晶碳氮化物的过剩析出导致切削性差。Cu含量过少的供试材O11虽然切削性良好，但0.2％屈服强度低。这被推测是由于Cu不足导致无法显现出充分析出硬化。

Cu过多的供试材P11，Nb过多CNNb值低于本发明的下限的供试材R11和N过多的供试材S11虽然切削性良好，但是残留奥氏体的面积率均少，常温拉伸率在1.0％以下，延性差。拉伸率降低的原因被认为是由于，在供试材P11中，因为有过剩的Cu，所以在淬火时发生Cu的晶界偏析，在供试材R11中，由于过剩的Nb而产生的Nb(CN)共晶碳氮化物和Nb偏析，另外在供试材S11中，在马氏体基体中有大量的N固溶，这些分别导致了组织的脆化。特别是供试材的R 11的拉伸率显著降低至0.1％，0.2％屈服强度不能测定。作为析出硬化型马氏体系不锈钢铸钢，即使具有优异的切削性和高的强度，而拉伸率低得低于1.0％，延性不充分，仍不能用于机械部件和结构用部件。对相当于SCS24材的铸钢U进行本发明的回火处理而得到的供试材U11，关于残留奥氏体的面积率、工具寿命、0.2％屈服强度和拉伸率均满足，但因为C含量少，所以铸造性差。

实施例2

为了评价C含量不同的铸钢C、F、J和U的铸造性，使用图3(a)和(b)所示的熔液流动试验模具1(酯固化碱性酚醛树脂系有机自硬砂模具)，进行熔液注以动试验。该试验模具1具有配置在中央的截面圆形的直浇口2，和连结于直浇口2的约有3.5周的旋涡状的截面矩形的横浇口3。进入横浇口3的熔液会形成与铸造性(熔液流动性)相应的长度的铸件。因此，测定在横浇口3内所形成的铸件的长度(熔液流动长度)，据此能够评价熔液流动性。在图3中，各部分尺寸如下。R1＝32.9mm，R2＝53.4mm，R3＝73.6mm，R4＝93.9mm，R5＝114.3mm，R6＝134.6mm，R7＝155.2mm，P＝20.8mm，L＝108mm，H＝100mm，D＝35mm，W＝10mm，t＝10mm。

将与实施例1相同的条件下熔解的各铸钢C、F、J和U的熔液以1550℃±5℃的温度从直浇口2浇铸到横浇口3。熔液沿横浇口3一边流动一边降温，凝固。测定熔液从直浇口2流动至到达的前端的距离(mm)，作为熔液流动长度。进行2次测定，求得平均值。结果显示在表3中。

[表3]熔液流动性的评价

钢种	熔液流动长度(mm)
		C	1070
F	1190
		J	1210
U	810

如表3所示，含有0.08质量％以上的C的本发明的铸钢C、F和J，熔液流动长度均为1000mm以上，铸造性优异。相对于此，相当于现有的析出硬化型马氏体系不锈钢铸钢A|SCS24的铸钢U(含有0.05质量％的C)的熔液流动长度为810mm，是铸钢C、F和J的80％左右，铸造性差。若比较铸钢C、F和J，则可知随着C含量的增加，熔液流动长度变长，铸造性提高。

产业上的利用可能性

本发明的析出硬化型马氏体系不锈钢铸钢，适用于在回火后需要进行机械加工，并需要有良好的切削性的用途，例如用于船舶、土木建筑机械、汽车、化学工业、工业机械等的螺旋桨(propeller)、轴、泵、阀、旋塞(cock)、叶轮(impeller)、衬板(liner)、套管(casing)、叉钳(jaw)、锯齿(ツ一ス)等机械或结构用部件。另外利用优异的铸造性，也适于制造具有复杂和/或薄壁形状的铸造品。

Claims (6)

1.一种切削性优异的析出硬化型马氏体系不锈钢铸钢，其特征在于，具有如下组成：以质量基准计含有0.08～0.18％的C、0.47～1.5％的Si、0.6～2.0％的Mn、0.005～0.4％的S、13.5～16.5％的Cr、3.0～5.5％的Ni、0.5～2.8％的Cu、1.0～2.0％的Nb和0.12％以下的N，并且C、N和Nb的含量满足-0.2≤9(C％+0.86N％)-Nb％≤1.0的条件，余量由Fe和不可避免的杂质构成，并具有在以回火马氏体为主体的基体中分散有平均粒径为0.1～0.4μm的Cu析出物的组织。

2.根据权利要求1所述的析出硬化型马氏体系不锈钢铸钢，其特征在于，所述组织中的残留奥氏体的面积率为10％以下。

3.根据权利要求1或2所述的析出硬化型马氏体系不锈钢铸钢，其特征在于，含有1.0质量％以下的Mo和/或1.0质量％以下的W。

4.根据权利要求1或2所述的析出硬化型马氏体系不锈钢铸钢，其特征在于，常温下的0.2％屈服强度为880MPa以上。

5.根据权利要求1或2所述的析出硬化型马氏体系不锈钢铸钢，其特征在于，通过在淬火后在550℃～T℃的温度实施回火处理而获得，其中，T＝710-27Ni％。

6.一种制造切削性优异的析出硬化型马氏体系不锈钢铸钢的方法，其特征在于，对于具有如下组成的不锈钢铸钢进行铸造，并在淬火后，在550℃～T℃的温度实施回火处理，其中，T＝710-27Ni％，所述不锈钢铸钢以质量基准计，含有0.08～0.18％的C、0.47～1.5％的Si、0.6～2.0％的Mn、0.005～0.4％的S、13.5～16.5％的Cr、3.0～5.5％的Ni、0.5～2.8％的Cu、1.0～2.0％的Nb和0.12％以下的N，并且C、N和Nb的含量满足-0.2≤9(C％+0.86N％)-Nb％≤1.0的条件，余量由Fe和不可避免的杂质构成。

Images