CN101946018A

CN101946018A - 奥氏体系耐热铸钢及由其构成的排气系统部件

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Publication number: CN101946018A
Application number: CN2009801057428A
Authority: CN
Inventors: 川畑将秀
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 2008-02-22
Filing date: 2009-02-23
Publication date: 2011-01-12
Anticipated expiration: 2029-02-23
Also published as: US8388889B2; EP2258883A1; CN101946018B; KR101576069B1; EP2258883B1; US20110000200A1; JPWO2009104792A1; EP2258883A4; WO2009104792A1; KR20100113520A; JP5353716B2

Abstract

一种奥氏体系耐热铸钢，其特征在于，以质量％计，含有C：0.3～0.6％、Si：1.1～2％、Mn：1.5％以下、Cr：17.5～22.5％、Ni：8～13％、W及Mo的至少一种：(W+2Mo)为1.5～4％、Nb：1～4％、N：0.01～0.3％、S：0.01～0.5％、余量为Fe及不可避免的杂质，并且满足下式(1)、(2)、(3)及(4)。0.05≤(C-Nb/8)≤0.6…(1)，17.5≤17.5Si-(W+2Mo)…(2)，5.6Si+(W+2Mo)≤13.7…(3)，0.08Si+(C-Nb/8)+0.015Cr+0.011Ni+0.03W+0.02Mo≤0.96…(4)。在此，各式中的元素符号表示铸钢中所含的各元素的含量(质量％)。

Description

奥氏体系耐热铸钢及由其构成的排气系统部件

技术领域

本发明涉及适合汽车用汽油发动机及柴油发动机的排气系统部件等的耐热铸钢，特别是涉及耐氧化性、热疲劳寿命等耐热性及焊接性优良的奥氏体系耐热铸钢及由其构成的排气系统部件。

背景技术

近年来，呼吁全球范围内的环境负荷的降低和环境保护，作为汽车的对环境保护的应对措施，迫切要求排气的净化以削减大气污染物质的排放，并且要求能源的节省和燃耗性能的提高(低燃耗化)以抑制作为地球变暖的原因之一的CO₂的排放。为了实现汽车的排气净化和燃耗改善，开发及采用了发动机自身的高性能化或低燃耗化、通过后处理对从发动机排出的大气污染物质进行的净化、车辆的轻量化、车体的空气阻力的减小、从发动机到驱动系统的损耗少的高效动力传递等各种对策技术。

其中，作为用于实现发动机自身的高性能化或低燃耗化的对策技术，可以列举：燃料喷射方式的直喷化、燃料的高压喷射、压缩比的增大、涡轮增压器(增压器)的增压压力的升高、排气量削减、通过增压实现的发动机的轻量小型化(downsize)等，这些技术不仅限于高档车，也可以引入到普通车。其结果，有使发动机在更高温及更高压下燃烧的倾向，从发动机的燃烧室排出到排气系统部件中的排气的温度也有随之升高的倾向。例如，即使在普通车中排气的温度也达到与高档跑车相当的1000℃以上，排气系统部件自身的温度以表面温度计有时超过950℃。排气系统部件在这样的高温范围内暴露于氧化性气体或大气中的氧气中，处于比以往更严酷的氧化环境中，并且随着发动机的运转及停止承受加热及冷却的反复热循环。因此，要求排气系统部件比以往进一步提高耐氧化性、热疲劳寿命等耐热性和耐久性。

以往，作为汽车用的汽油发动机及柴油发动机的构成构件的排气歧管、涡轮壳体等排气系统部件，由于形状复杂因而利用形状自由度高的铸件来制造，而且，由于使用条件为高温且严苛，因此使用耐热性及耐氧化性优良的高Si球状石墨铸铁、高镍耐蚀铸铁(Ni-Cr系奥氏体铸铁)等耐热铸铁、铁素体系耐热铸钢、奥氏体系耐热铸钢等。

但是，高Si球状石墨铸铁或高镍耐蚀铸铁等以往的耐热铸铁，在达到排气温度900℃以下、排气系统部件的温度850℃左右以下前具有较高的强度，但是在暴露于超过900℃的排气中的环境下强度下降，并且耐氧化性及热疲劳寿命等耐热性下降。而且，高镍耐蚀铸铁由于以35％左右的质量比较多地含有稀有金属(rare metal)Ni，因此存在价格高昂等问题。另外，铁素体系耐热铸钢也通常存在900℃以上的高温强度差的问题。

作为比耐热铸铁、铁素体系耐热铸钢更耐受高温的材料，有奥氏体系耐热铸钢。日本特开平7-228948号中，作为适合汽车用发动机的排气系统部件等的奥氏体系耐热铸钢，公开了以质量比计，含有C：0.2～1.0％、C-Nb/8：0.05～0.6％、Si：2％以下、Mn：2％以下、Cr：15～30％、Ni：8～20％、W：1～6％、Nb：0.5～6％、N：0.01～0.3％、S：0.01～0.5％、余量为Fe及不可避免的杂质的奥氏体系耐热铸钢。日本特开平7-228948号中记载了：在20Cr-10Ni系的奥氏体系耐热铸钢中适量添加Nb、W、N及S而形成的耐热铸钢，900℃以上的高温强度提高，且铸造性及切削性优良，因此适合排气系统部件。

但是，日本特开平7-228948号所述的20Cr-10Ni奥氏体系耐热铸钢，是假设在排气系统部件的温度为900～950℃左右的条件下使用而提出的，在1000℃附近的温度下，耐氧化性、热疲劳寿命不充分，耐热性、耐久性差。特别是热疲劳寿命不能令人满意，还有改善的余地。因此，不能用于表面温度达到1000℃附近的排气系统部件(例如，设定为高增压压力的涡轮增压器的涡轮壳体)。

日本特开2000-291430号中，作为高温使用条件下的耐久性进一步提高的奥氏体系耐热铸钢制的排气系统部件，公开了由下述高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢构成的排气系统部件，所述高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢的组成为：以质量比计，含有C：0.2～1.0％、Si：2％以下、Mn：2％以下、P：0.04％以下、S：0.05～0.25％、Cr：20～30％、Ni：16～30％、余量为Fe及不可避免的杂质，还含有W：1～4％和/或Nb：超过1％且为4％以下，Cr/Ni的质量比为1.0～1.5。日本特开2000-291430号所述的高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢，是在主要合金元素Cr及Ni的含量相比于20Cr-10Ni奥氏体系耐热铸钢为增加的25Cr-20Ni系的奥氏体系耐热铸钢的基础上控制材料的组成范围、组织形态，不仅高温强度而且耐氧化性也大幅度改善的耐热铸钢，适合暴露于超过1000℃(特别是1050℃附近、进一步为1100℃附近)的排气中的排气系统部件。

但是，日本特开2000-291430号所述的25Cr-20Ni奥氏体系耐热铸钢，为了确保高温特性、耐热性而含有大量价格高昂的稀有金属Cr及Ni。这些稀有金属仅在部分国家或地区少量出产，因此不仅价格高昂而且易受世界经济形势的影响而致供给不稳定，并且存在被作为投资对象因而价格高涨等问题。日本特开2000-291430号所述的25Cr-20Ni奥氏体系耐热铸钢，分别含有25质量％及20质量％左右的Cr及Ni，因此制造成本高，在用于面向普通车的发动机的排气系统部件时，在经济性、供给稳定性方面存在问题。

为了实现汽车的排气净化、燃耗改善，排气系统部件除了上述的耐热性、耐久性以外，还存在各种需要改善的技术问题。例如，在后处理中的排气净化处理[通过排气净化装置中内置的催化剂、过滤器除去排气中的有害物质等的处理]中，需要在发动机起动时使催化剂早期升温而活化，或者将排气均匀地供给到催化剂、过滤器整体，从而提高净化性能。为了催化剂的早期活化，必须减少通过排气系统部件的排气的温度下降，即尽可能不剥夺排气的热量。因此，为了减小排气通路的热容量，要求排气系统部件薄壁化。另外，不仅为了提高催化剂等的净化性能，而且为了防止发动机的输出下降、提高增压器的效率等，要求使排气的流动顺畅或者减少压力损耗。为此，减小排气的流动阻力、改善排气分配、防止紊流或排气干涉等是有效的，例如，要求考虑缩短排气系统部件的排气通路或防止急剧的方向变化等的设计。

另外，对于汽车，还要求以低燃耗化为目的的车辆的轻量化和车体的空气阻力的减小、以及安全性的提高。例如，实行了以下措施：作为用于改善气动力特性的车体形状的设计，降低发动机室正上方的发动机罩的高度；为确保撞击时的安全性，在发动机室内设置撞击缓冲(crushable)区等。由于这些措施，发动机室内的布局设计的自由度减少，并且要求排气系统部件的重量、容积也减小以及节省空间。这样，从汽车的轻量化、提高安全性的要求的观点考虑，也需要排气系统部件满足轻量化、小型化、排气通路的顺畅化等要求。

为了满足上述的排气系统部件的要求，提出了例如：(a)排气歧管中作为排气通路的分岐管的管状部采用薄壁的金属板制或管制的构件，作为与气缸头或涡轮壳体等相配构件的连结部的连接凸缘或集合箱(集合ケ一ス)采用铸件制的构件，通过将两者焊接接合成形，得到排气通路的热容量小的薄壁轻量的排气歧管；(b)通过将长条的排气歧管分割为多个铸件构件，并将该铸件构件之间用波纹状的管构件焊接接合，得到防止热膨胀所引起的龟裂的排气歧管；(c)在排气歧管与涡轮壳体均采用铸件构件的情况下，在通常用螺栓连结的部位将两者焊接接合，不需要用于螺栓连结的厚凸缘或用于连结作业的工具插入空间，得到削减了热容量的轻量小型排气系统部件等。

如上述例示的那样，为了满足排气系统部件所要求的高耐热性或耐久性、以及薄壁化、轻量化、小型化、排气通路的顺畅化等，将金属板构件、管构件与铸件构件、或铸件构件之间通过焊接进行接合是有效的。容易形成复杂形状的排气系统部件，构成构件包含具有高形状自由度的铸件构件，并且可以通过焊接而成形，由此可以提高其设计自由度、制作容易性，并且可以减少连结螺栓或垫片等部件。

为了焊接接合而成形为排气系统部件，需要不会产生焊接裂纹的充分的焊接性。另外，焊接性是不仅在构件之间的接合中、而且在铸件构件的铸造缺陷的焊接修补中其优劣对生产成品率、生产率均有影响的重要的特性。对于如此构成排气系统部件的材料，除了耐热性和耐久性以外还希望具有焊接性。日本特开平7-228948号及日本特开2000-291430号所述的奥氏体系耐热铸钢，从考虑经济性的同时确保耐热性和耐久性、并且改善焊接性的观点考虑，研究均不充分。

发明内容

因此，本发明的目的在于，提供在1000℃附近的耐氧化性、热疲劳寿命等耐热性及焊接性优良、而且稀有金属的含量少、经济性、资源的有效利用性、稳定供给性等良好的奥氏体系耐热铸钢，以及由该奥氏体系耐热铸钢构成的适合作为汽车用发动机的构成部件的排气系统部件。

日本特开平7-228948号所述的20Cr-10Ni系，虽然在1000℃附近的耐热性、耐久性差，但作为稀有金属的Cr及Ni的含量较少，另一方面，日本特开2000-291430号所述的25Cr-20Ni系虽然在超过1000℃下的耐热性、耐久性优良，但Cr及Ni的含量多，因此，本发明人对合金元素、组成范围进行了各种改变，研究以20Cr-10Ni奥氏体系耐热铸钢为基础、削减对耐热性、耐久性有贡献的Cr及Ni时能否获得与25Cr-20Ni系同等的1000℃附近的耐热性、耐久性。

结果可知，如果增加Si含量，则即使是Cr及Ni少的20Cr-10Ni系也可以得到与25Cr-20Ni系同等的耐热性，但大量含有Si时焊接性显著变差。因此，本发明人为了找出即使增加Si也可以在不使焊接性变差的情况下赋予耐热性和耐久性的组成范围，进一步进行了深入研究，结果得到如下的新见解：(a)为了确保高温强度、耐氧化性等基本的耐热性，在增加Si的同时将C、Mn、Cr、Ni、W、Mo、Nb、N及S等主要合金元素各自的含量限定在适当范围内；(b)为了提高热疲劳寿命，在特定的关系下含有Si、W和/或Mo；(c)为了在增加Si的同时确保良好的焊接性，不仅规定C、Si、Cr、Ni、W、Mo及Nb各自的含量，而且使其总量满足特定的关系，从而想到了本发明。

即，本发明的奥氏体系耐热铸钢，其特征在于，以质量％计，含有

C：0.3～0.6％、

Si：1.1～2％、

Mn：1.5％以下、

Cr：17.5～22.5％、

Ni：8～13％、

W及Mo的至少一种：(W+2Mo)为1.5～4％、

Nb：1～4％、

N：0.01～0.3％、

S：0.01～0.5％，

余量为Fe及不可避免的杂质，并且满足下式(1)、(2)、(3)及(4)。

0.05≤(C-Nb/8)≤0.6…(1)

17.5≤17.5Si-(W+2Mo)…(2)

5.6Si+(W+2Mo)≤13.7…(3)

0.08Si+(C-Nb/8)+0.015Cr+0.011Ni+0.03W+0.02Mo≤0.96…(4)

在此，各式中的元素符号表示铸钢中所含的各元素的含量(质量％)。

本发明的奥氏体系耐热铸钢，优选在1000℃下、在大气中保持200小时时的氧化损失量为20mg/cm²以下。

本发明的奥氏体系耐热铸钢，优选通过在加热上限温度1000℃、温度振幅850℃以上、约束率0.25的条件下加热冷却的热疲劳试验测定的热疲劳寿命为800个循环以上。

本发明的排气系统部件，其特征在于，由前述奥氏体系耐热铸钢构成。作为该排气系统部件，优选为排气歧管、涡轮壳体、涡轮壳体一体化排气歧管、催化剂室、催化剂室一体化排气歧管或排气口。

本发明的奥氏体系耐热铸钢，具有1000℃附近的耐氧化性及热疲劳寿命等耐热性以及优良的焊接性，并且使用比较廉价的Si代替Cr及Ni等价格高昂的稀有金属来赋予耐热性，因此，不仅具有抑制原材料成本的经济效果，而且也有助于稀有金属资源的有效利用、稳定供给。由本发明的奥氏体系耐热铸钢构成的材料，适合作为汽车用的排气系统部件用材料。

由本发明的奥氏体系耐热铸钢构成的排气系统部件，具有汽车的排气净化、燃耗改善及安全性提高所要求的高耐热性、耐久性，并且具有优良的焊接性，因此能够满足薄壁化、轻量化、小型化、排气通路的通畅化等要求。而且，由于可以减少稀有金属而廉价地制造，因此在普通车上也可应用，适合作为汽车用发动机的构成部件。

附图说明

图1是表示奥氏体系耐热铸钢的差示扫描量热测定(DSC)的热分析结果的示意图。

图2是表示Si及(W+2Mo)的含量与奥氏体系耐热铸钢的热疲劳寿命的关系的图表。

具体实施方式

[1]奥氏体系耐热铸钢

以下，对本发明的奥氏体系耐热铸钢的构成进行详细说明。另外，关于构成合金的各元素的含量，如果没有特别说明则以质量％表示。

(1)C(碳)：0.3～0.6％

C具有下述作用，即(a)使熔融金属的流动性、即铸造性良好的作用；(b)固溶在部分基体中进行固溶强化的作用；(c)形成Cr的晶化碳化物、析出碳化物从而提高高温强度的作用；及(d)与Nb形成共晶碳化物从而提高铸造性并且提高高温强度的作用。为了有效地发挥这样的作用，需要C的含量为0.3％以上。但是，C超过0.6％时Cr的晶化碳化物或析出碳化物过多而发生脆化，延展性下降并且加工性变差。另外，Cr的晶化碳化物过多时焊接性变差。因此，C的含量规定为0.3～0.6％。C的优选含量为0.4～0.55％。

(2)Si(硅)：1.1～2％

Si具有作为熔融金属的脱氧剂的作用，此外，还是对于耐氧化性的提高和由此引起的热疲劳寿命的改善有效的元素。耐氧化性与铸件表面附近的氧化层的组成有密切关系。本发明的20Cr-10Ni系的耐热铸钢中，如果着眼于加热至1000℃附近时的表面附近的氧化层，在Si含量少时，表面正下方的最表层中形成生长快的富含Fe的氧化层，因此耐氧化性变差，而Si含量多时，在最表层形成块状的Cr的氧化层，在其内侧形成块状的Si氧化层。Cr及Si的氧化层的生长慢，因而显示出良好的耐氧化性。为了在最表层形成Cr的氧化层，在其内侧形成Si的氧化层，需要Si的含量至少为1.1％以上。但是，在Si过量添加时，奥氏体组织变得不稳定，导致铸造性变差。另外，虽然一定程度的Si的增加可改善焊接性，但是Si过量时焊接性显著变差而容易产生焊接裂纹，因此Si的含量设定为2％以下。因此，Si的含量规定为1.1～2％。Si的含量优选为1.25～1.8％、更优选为1.3～1.6％。

(3)Mn(锰)：1.5％以下

Mn与Si同样作为熔融金属的脱氧剂是有效的，但过量含有时耐氧化性变差，因此Mn的含量设定为1.5％以下。

(4)Cr(铬)：17.5～22.5％

Cr除了与后述的Ni一起使耐热铸钢的组织奥氏体化由此提高高温强度和耐氧化性之外，还是形成晶化碳化物或析出碳化物从而提高高温强度的极其重要的元素。为了在特别是1000℃附近的高温范围发挥这些效果，需要含有17.5％以上的Cr。但是，在Cr含量超过22.5％时，组织中会发生铁素体晶化。百分之几程度的微量的晶化铁素体可以抑制焊接裂纹的产生从而提高焊接性，但铁素体增加时高温强度会下降。另外，过量含有Cr时晶化碳化物过多而发生脆化，使延展性下降。另外，由于Cr是稀有金属，因此从经济性的观点考虑应抑制过量的含有。因此，Cr含量规定为17.5～22.5％。

(5)Ni(镍)：8～13％

Ni是与前述的Cr一起使耐热铸钢形成奥氏体组织并使该组织稳定、并且对于提高通常为薄壁且具有复杂形状的排气系统部件的铸造性有效的元素。为了发挥这样的作用，需要含有8％以上的Ni。但是，Ni与Cr同样是稀有金属，因此从价格、资源的有效利用及稳定供给等经济性的观点考虑，应该避免过量含有。本发明的奥氏体系耐热铸钢的Si含量设定为1.1％以上，可具有与25Cr-20Ni奥氏体系耐热铸钢同等的1000℃附近的耐热性，因此Ni的含量可以抑制到13％以下。因此，Ni含量规定为8～13％。Ni的优选含量为9～12％。

(6)W(钨)及Mo(钼)的至少一种：(W+2Mo)为1.5～4％

W及Mo均可以改善耐热铸钢的高温强度。该效果含有至少一种即可获得，在两种同时大量含有时，耐氧化性变差。因此，单独添加W时，W的含量设定为1.5～4％、优选为2～3.5％。Mo以质量比计在W＝2Mo的比例时发挥与W大致相同的效果，因此也可以用Mo取代W的一部分或全部。单独含有Mo时，Mo的含量设定为0.75～2％、优选为1～1.75％。复合添加两者时，以(W+2Mo)计设定为1.5～4％、优选为2～3.5％。

(7)Nb(铌)：1～4％

Nb与C结合而形成微细的碳化物，可以提高耐热铸钢的高温强度和热疲劳寿命。另外，通过抑制Cr的晶化碳化物的生成，可以提高耐氧化性和切削性。另外，Nb生成共晶碳化物，因此在制造排气系统部件之类的薄壁且具有复杂形状的铸件时可提高重要的铸造性。为了实现这样的目的，需要Nb的含量为1％以上。但是，大量含有Nb时，晶界上生成的共晶碳化物增多而发生脆化，强度和延展性显著下降。因此，Nb的含量设定为1～4％。

(8)N(氮)：0.01～0.3％

N是很强的奥氏体生成元素，使耐热铸钢的奥氏体基体稳定而提高高温强度。但是，大量含有N时，使室温附近的冲击值下降，或者增加铸造时针孔(pinhole)、气泡(blowhole)等气体缺陷的产生而使铸造成品率下降。因此，N的含量设定为0.01～0.3％。

(9)S(硫黄)：0.01～0.5％

S在铸钢中生成球状或块状的硫化物，该硫化物具有润滑效果，因此可以提高切削性。为了得到该效果，需要S为0.01％以上。但是，S含量超过0.5％时，室温附近的冲击值下降。因此，S的含量设定为0.01～0.5％。S的优选含量为0.05～0.2％。

(10)不可避免的杂质

本发明的奥氏体系耐热铸钢中含有的不可避免的杂质的主要部分是由原材料混入的P。P在晶界上偏析使韧性显著下降，因此含量越少越好，优选设定为0.04％以下。

以上，对基本成分的适当含量范围进行了说明，但本发明中各合金元素仅满足上述的组成范围是不够的，还需要同时满足下式(1)、(2)、(3)及(4)的关系。另外，(1)～(4)各式中的元素符号表示耐热铸钢中所含的各元素的含量(质量％)。

(11)式(1)：0.05≤(C-Nb/8)≤0.6

本发明的奥氏体系耐热铸钢，生成Nb的共晶碳化物而提高铸造性，并且析出适量的碳化物而得到高强度。共晶碳化物(NbC)由质量比为1∶8的C和Nb形成，为了除共晶碳化物(NbC)以外还得到适量的析出碳化物，需要确保C的量超出形成共晶碳化物所消耗的量。为了得到优良的铸造性和高温强度，需要式(1)所示的(C-Nb/8)为0.05以上。但是，(C-Nb/8)超过0.6时，碳化物过量而变硬变脆，延展性和切削性变差。因此，式(1)的(C-Nb/8)设定为0.05～0.6。特别是薄壁铸件需要高铸造性，共晶碳化物的比例很重要。式(1)的(C-Nb/8)的优选的范围为0.1～0.3。

(12)式(2)：17.5≤17.5Si-(W+2Mo)、及式(3)：5.6Si+(W+2Mo)≤13.7

如前所述，本发明人发现，在本发明的奥氏体系耐热铸钢中，Si与W和/或Mo的含量的关系对热疲劳寿命产生影响。并且得到如下的新见解：本发明的奥氏体系耐热铸钢，增加Si含量而赋予了良好的耐氧化性，在本发明规定的基本成分的范围内，在Si少或多的范围内增加W和/或Mo的量时，虽然对耐氧化性没有大的影响，但是热疲劳寿命变差。即，在本发明的基本成分的范围内，在减少Si量而增加W和/或Mo的量时，奥氏体基体中的析出碳化物增加，另一方面，在增加Si量而减少W和/或Mo的量时，生成高温强度低的铁素体。由于奥氏体基体中的析出碳化物增加时延展性下降，还由于生成高温强度低的铁素体时应力集中在基体中强度较弱的相，因此热疲劳寿命均变差。

为了得到具有优良热疲劳寿命的本发明的奥氏体系耐热铸钢，不仅需要限定Si与W和/或Mo各自的含量，而且需要将发挥同样效果的W及Mo作为(W+2Mo)来考虑Si与(W+2Mo)的关系。式(2)及式(3)是根据基于上述见解而对Si、W和/或Mo的含量与热疲劳寿命的关系进行考察、研究后得到的结果而规定的，为了确保长的热疲劳寿命，需要同时满足式(2)及式(3)。式(2)所示的17.5≤17.5Si-(W+2Mo)，是为了抑制奥氏体基体中析出碳化物的增加所需的条件，式(3)所示的5.6Si+(W+2Mo)≤13.7是为了抑制高温强度低的铁素体的生成所需的条件。为了提高热疲劳寿命而赋予耐热性和耐久性，需要满足式(2)及式(3)。式(3)的左边的值优选为12.7以下。

(13)式(4)：0.08Si+(C-Nb/8)+0.015Cr+0.011Ni+0.03W+0.02Mo≤0.96

本发明的20Cr-10Ni系的奥氏体系耐热铸钢，为了得到耐热性而单纯增加Si时焊接性变差。因此，本发明人得到C、Si、Cr、Ni、W、Mo及Nb的总量对焊接性产生影响的见解，并发现了不会损害焊接性的包含C、Si、Cr、Ni、W、Mo及Nb的上述式(4)规定的成分参数。式(4)是即使增加Si量也能确保焊接性所需的条件，通过满足式(4)，特定凝固温度范围的温度宽度缩小，可以有效地抑制焊接裂纹的产生。

一般而言，钢铁材料中，产生焊接裂纹的敏感性与材料凝固的开始到结束的凝固温度范围ΔT相关，ΔT越小越不容易产生焊接裂纹。与此相对，本发明人进行包括热分析在内的考察、研究，结果可知，就本发明的奥氏体系耐热铸钢而言，焊接裂纹敏感性相较于ΔT，与凝固开始至约70％的凝固结束时的凝固温度范围ΔT_0.7更相关，通过减小ΔT_0.7，可以抑制焊接裂纹。

图1示意地表示通过差示扫描量热测定(DSC)对奥氏体系耐热铸钢的凝固过程进行热分析的结果。本发明的耐热铸钢，在A点开始凝固，最先晶化出奥氏体(B点)、然后晶化出Nb碳化物(NbC)与奥氏体的共晶(C点)，然后在Nb碳化物与奥氏体的晶化末期晶化出MnS(D点)，最后晶化出Cr碳化物与奥氏体的共晶(E点)，并在F点结束凝固。图1所示的ΔT是从凝固开始(A点)到全部凝固结束(F点)的温度范围，ΔT_0.7是从凝固开始(A点)到70％的凝固结束的温度范围。在此，到70％的凝固结束为止的温度，是指对热分析所得的有关温度与热流的关系的热分析曲线进行图像分析处理，将得到的图1的斜线所示的面积作为总计(100％)，相对于此以凝固开始(A点)作为起点将每单位温度的热流面积进行累计，该累计面积达到70％时的温度。

本发明人对各种组成范围的耐热铸钢的热分析结果与焊接裂纹产生的关系进行了考察，结果可知，图1所示的E点的峰(谷的深度)的热流值小的耐热铸钢中，焊接裂纹的产生少，并且将组成不同但ΔT基本相同、且E点的峰的热流值不同的几种耐热铸钢进行比较时，该热流值小的耐热铸钢，凝固温度范围ΔT_0.7变小，焊接裂纹的产生少。

焊接裂纹一般认为是由于热应力作用于凝固后期残留的液相而产生的，如果缩小凝固温度范围，则凝固开始后快速进行凝固，因此残留的液相的量减少，即使受到热应力也会在发生开裂前完成凝固，因此焊接裂纹减少。另外，快速的凝固的进行促进许多凝固核的产生，另一方面抑制已产生的凝固核的生长而使凝固组织微细化而提高强度，防止P等低熔点杂质元素在晶界的偏析从而抑制晶界的延展性下降，通过这些作用也有抑制焊接裂纹的效果。上述的液相残留量等对焊接裂纹造成影响的因素，是由铸钢的组成产生的，该组成不仅显著反映于直到最后的液相消失、凝固全部结束的凝固结束时的凝固温度范围ΔT，而且显著反映于从凝固开始到70％的凝固结束时的凝固温度范围ΔT_0.7，因此在ΔT基本相同的情况下，可以推测ΔT_0.7小的铸钢不易产生焊接裂纹。

如上所述，图1所示的E点的峰的热流值减小时ΔT_0.7变小。E点是伴随凝固后期的Cr碳化物与奥氏体的共晶晶化所产生的热流的变化。因此，如果能够减少Cr碳化物与奥氏体的共晶的晶化量，则可以减小E点的峰的热流值，从而减小ΔT_0.7。

基于该考察结果，本发明人为改善焊接性对基本成分的含量进行了研究，结果发现了用于控制Cr碳化物与奥氏体的共晶的晶化量的成分参数。即，如果以减少Si、Cr、Ni、W及Mo的含量、使前述式(1)的(C-Nb/8)减小的方式进行控制，则凝固后期产生的Cr碳化物与奥氏体的共晶的晶化量减少，图1所示的E点的峰的热流值减小，ΔT_0.7变小，焊接裂纹产生的敏感性降低。

式(4)是用于控制由上述研究发现的Cr碳化物与奥氏体的共晶的晶化的成分参数，是减小焊接裂纹产生的敏感性从而改善焊接性的指标。具体而言，如果使由C、Si、Cr、Ni、W、Mo及Nb的含量通过式(4)得到的左边的值为0.96以下，则可以减小焊接裂纹产生的敏感性，即使Si量增加也能够得到焊接性良好的奥氏体系耐热铸钢。另一方面，式(4)的左边的值超过0.96时，即使各元素的含量在上述的本发明的范围内，Cr碳化物与奥氏体的共晶的晶化量也会增多，E点的峰的热流值增大，ΔT_0.7扩大，导致焊接裂纹的产生。因此，本发明中，为了改善焊接性，除了限定上述的C、Si、Cr、Ni、W、Mo及Nb的各含量以外，将式(4)的左边的值限定为0.96以下。

对凝固温度范围ΔT_0.7与式(4)的左边的值、及焊接裂纹产生的关系进行了考察，结果可知，在本发明的组成范围内，如果式(4)的左边的值为0.96以下，则ΔT_0.7为70℃以下，不会产生焊接裂纹，另一方面，式(4)的左边的值如果超过0.96，则ΔT_0.7超过70℃，产生焊接裂纹。

仅从焊接性的观点考虑，如果凝固中不产生图1所示的E点，则不仅ΔT_0.7减小，ΔT也减小，焊接性大幅度提高。为了不产生E点，可以规定合金元素的含量，使式(4)的左边的值尽可能小从而不晶化出Cr碳化物与奥氏体的共晶。但是，Cr碳化物与奥氏体的共晶的晶化极端减少时，高温强度、耐氧化性不充分，不能确保本发明的奥氏体系耐热铸钢的原本的功能即耐热性和耐久性。因此，式(4)中给出的左边的值的下限，根据上述的Si、Cr、Ni、W及Mo的含量及(C-Nb/8)的值来限制。

这样，通过不仅限制C、Si、Cr、Ni、W、Mo及Nb的各自的含量、并且将其总量限制在上述式(4)的范围内，可以减少基于Cr碳化物与奥氏体的共晶的晶化量，从而缩小凝固温度范围ΔT_0.7。其结果是，凝固开始后快速进行凝固，结果焊接裂纹敏感性大幅下降。

[2]特性

(14)氧化损失量：20mg/cm²以下

本发明的奥氏体系耐热铸钢，优选在1000℃的大气中保持200小时时的氧化损失量为20mg/cm²以下。由奥氏体系耐热铸钢构成的排气系统部件，通过来自发动机的排气而达到高温，暴露于硫氧化物、氮氧化物等氧化性气体中而在构件表面生成氧化膜。氧化进一步进行时，以生成的氧化膜为起点形成龟裂，氧化会进展到构件内部。最后龟裂从构件的表面贯通到背面，导致排气的泄漏、构件的破裂。

将奥氏体系耐热铸钢用于暴露在温度超过1000℃的排气中的排气系统部件时，排气系统部件的表面温度达到950～1000℃附近。在1000℃的大气气氛中保持200小时时的氧化损失量如果超过20mg/cm²，则成为龟裂起点的氧化膜的生成增多，耐氧化性变得不充分。如果该条件下的氧化损失量为20mg/cm²以下，则可以抑制氧化膜的生成及裂纹的产生，因此可以得到耐氧化性优良、具有高耐热性及耐久性且寿命长的奥氏体系耐热铸钢。本发明的奥氏体系耐热铸钢的氧化损失量更优选为15mg/cm²以下，最优选为10mg/cm²以下。

(15)热疲劳寿命：800个循环以上

本发明的奥氏体系耐热铸钢，优选通过在加热上限温度1000℃、温度振幅850℃以上、约束率0.25的条件下加热冷却的热疲劳试验来测定的热疲劳寿命为800个循环以上。要求排气系统部件耐受发动机的反复运转(加热)和停止(冷却)的热疲劳寿命长。热疲劳寿命是表示耐热性及耐久性的优劣的指标之一。到热疲劳试验中的反复加热冷却所产生的龟裂或变形导致热疲劳破坏时为止的循环数越多，则热疲劳寿命越长，耐热性及耐久性越优良。

热疲劳寿命例如通过如下方法评价：对标距25mm、直径10mm的平滑圆棒试验片，在大气中、在加热上限温度1000℃、冷却下限温度150℃、温度振幅850℃以上的条件下，以升温时间2分钟、保持时间1分钟、冷却时间4分钟总计7分钟为1个循环，重复进行加热冷却循环，通过机械地约束加热冷却所伴随的伸缩而引起热疲劳破坏。关于热疲劳寿命的判定基准，设定为在由加热冷却的反复所伴随的负荷的变化而求出的负荷—温度曲线图中，以第2个循环的最大拉伸负荷(在冷却下限温度下产生)为基准(100％)，在各循环中测定的最大拉伸负荷下降至75％时的循环数。机械约束的程度用(自由热膨胀伸长度-机械约束下的伸长度)/(自由热膨胀伸长度)所定义的约束率来表示。例如，约束率1.0是指试验片在例如从150℃加热至1000℃时完全不允许伸长的机械约束条件。另外，约束率0.5是指允许自由膨胀伸长度为例如伸长2mm的部位只伸长1mm的机械约束条件。因此，约束率为0.5的情况下，升温中施加有压缩负荷，降温中施加有拉伸负荷。实际的汽车发动机用排气系统部件的约束率为允许一定程度的伸长度的0.1～0.5左右，因此本发明的奥氏体系耐热铸钢的约束率规定为0.25。

加热上限温度1000℃、温度振幅850℃以上、约束率0.25的条件下的热疲劳寿命为800个循环以上时，可以说奥氏体系耐热铸钢具有优良的热疲劳寿命，适合于暴露在1000℃以上的高温的排气中排气系统部件。由本发明的奥氏体系耐热铸钢构成的排气系统部件，即使在暴露于1000℃以上的排气中的环境下耐热性及耐久性也优良，到热疲劳破坏时的寿命长。本发明的奥氏体系耐热铸钢，更优选通过与上述相同的条件下的热疲劳试验测定的热疲劳寿命为850个循环以上，最优选为900个循环以上。

[3]排气系统部件

本发明的排气系统部件使用上述20Cr-10Ni系的本发明的奥氏体系耐热铸钢来制造。排气系统部件的优选例有：排气歧管、涡轮壳体、涡轮壳体与排气歧管铸造为一体的涡轮壳体一体化排气歧管、催化剂室、催化剂室与排气歧管铸造为一体的催化剂室一体化排气歧管、或排气口，但不限于此，还包括与金属板制或管制的构件焊接接合而使用的铸件构件，由本发明的奥氏体系耐热铸钢构成的通过铸造制造的任何排气系统部件也可以作为对象。

本发明的排气系统部件，即使在暴露于1000℃以上的高温的排气中、排气系统部件自身的表面温度达到950～1000℃附近时，也可以发挥高耐氧化性和出色的热疲劳寿命等优良的耐热性和耐久性。另外，还具有优良的焊接性，因此，在金属板构件或管构件与铸件构件、铸件构件彼此的焊接接合、或铸造缺陷的焊接修补中，不会产生焊接裂纹。而且，削减了稀有金属从而可以廉价地制造，因此经济性也优良。也就是说，本发明的排气系统部件具有该部件所要求的高耐热性、耐久性，并且能够满足轻量化、小型化等，在普通车上也容易应用，因此期待对汽车的排气净化、燃耗改善及安全性提高做出贡献。

通过以下的实施例更具体地说明本发明，但本发明不限于这些实施例。在此，如果没有特别说明，构成合金的各元素的含量也用质量％表示。

实施例1～28及比较例1～22

实施例1～28及比较例1～22的耐热铸钢试验材料的化学组成如表1及表2所示。表1及表2中，式(1)的值～式(4)的值分别是本发明所规定的式(1)～式(4)中的式子的值，具体而言，式(1)的值是(C-Nb/8)的值，式(2)的值是[17.5Si-(W+2Mo)]的值，式(3)的值是[5.6Si+(W+2Mo)]的值，式(4)的值是[0.08Si+(C-Nb/8)+0.015Cr+0.011Ni+0.03W+0.02Mo]的值(在此，各式中的元素符号表示铸钢中所含的各元素的含量(质量％))。

实施例1～28是本发明所规定的组成范围内的奥氏体系耐热铸钢。关于比较例1、2、8～17，是C、Ni、Mn、Cr、W、Mo、(W+2Mo)及Nb中任何一种以上的元素的含量在本发明规定的组成范围外的铸钢，其中，比较例2及16是式(4)的值过大的铸钢。比较例3～5是式(2)的值过小的铸钢，其中，比较例4是Si的含量过少的铸钢，比较例5是日本特开平7-228948号所述的20Cr-10Ni系的奥氏体系耐热铸钢的一例。比较例6及7是式(3)的值过大的铸钢，其中，比较例7是Si的含量过多的铸钢。比较例18～21是式(4)的值过大的铸钢。比较例22是日本特开2000-291430号所述的25Cr-20Ni系的高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢的一例。

将实施例1～28及比较例1～22的各铸钢使用100kg的高频熔炉(碱性炉衬)进行大气熔化后，在1550～1600℃取出熔融金属，立即在1500～1550℃下浇注到形成JIS标准的Y形B号试验材料的铸模和形成焊接性评价的圆筒状试验片的铸模中，制作试验材料。对各试验材料进行以下的评价试验。

表1

表1(续)

表1(续)

式(1)的值：(C-Nb/8)

式(2)的值：17.5Si-(W+2Mo)

式(3)的值：5.6Si+(W+2Mo)

式(4)的值：0.08Si+(C-Nb/8)+0.015Cr+0.011Ni+0.03W+0.02Mo

表2

表2(续)

表2(续)

式(1)的值：(C-Nb/8)

式(2)的值：17.5Si-(W+2Mo)

式(3)的值：5.6Si+(W+2Mo)

式(4)的值：0.08Si+(C-Nb/8)+0.015Cr+0.011Ni+0.03W+0.02Mo

(1)高温耐力

作为排气系统部件的高温强度的指标，评价1000℃下的0.2％耐力(MPa)。将从各试验材料切出的标距50mm、直径10mm的平滑圆棒带凸缘试验片安装到电液伺服式材料试验机(株式会社岛津制作所制、ServoPulser EHF-ED10T-20L)中，测定大气中、1000℃下的0.2％耐力(MPa)作为各试验片的高温耐力。评价结果如表3及表4所示。从表3及表4表明，本发明的实施例1～28的试验片的高温耐力为50MPa以上，特别是C含量为0.40％以上时，高温耐力稳定，为60MPa以上，可知C含量的增加有助于高温强度的提高。

(2)氧化损失量

假设排气系统部件暴露于1000℃附近的排气中，评价1000℃下的耐氧化性。耐氧化性的评价通过如下方法进行：制作从各试验材料切出的直径10mm、长度20mm的圆棒试验片，将其在大气中、1000℃下保持200小时，取出后进行喷砂处理除去氧化皮，求出氧化试验前后每单位面积的质量变化[氧化损失量(mg/cm²)]。评价结果如表3及表4所示。

从表3及4表明，就实施例1～28而言，虽然Cr及Ni的含量少，但是氧化损失量均少，为本发明的奥氏体系耐热铸钢的优选氧化损失量即20mg/cm²以下，显示出与25Cr-20Ni系的高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢的比较例22同等的耐氧化性。另一方面，Si含量少的比较材料4、Mn含量多的比较材料9、Cr含量少的比较材料10、W含量多的比较材料13、Mo含量多的比较材料15、Nb含量少的比较材料16，氧化损失量均多，超过20mg/cm²。从该结果可以确认，本发明的耐热铸钢尽管为20Cr-10Ni系，但具有可用于暴露于1000℃以上的排气中的排气系统部件的充分的耐氧化性。

(3)热疲劳寿命

热疲劳寿命可以通过下述方法来评价，即，将从各试验材料切出的标距25mm、直径10mm的平滑圆棒试验片以0.25的约束率安装到与前述高温耐力试验相同的电液伺服式材料试验机中后，在大气中、在冷却下限温度150℃、加热上限温度1000℃、温度振幅850℃的条件下，以升温时间2分钟、保持时间1分钟及冷却时间4分钟总计7分钟为1个循环，对各试验片反复实施加热冷却循环，由此来进行评价。以第2个循环的负荷—温度曲线图中的最大拉伸负荷为基准(100％)，计数最大拉伸负荷下降至75％时的加热冷却循环数，作为热疲劳寿命。评价结果如表3及表4所示。

从表3及4表明，就实施例1～28而言，虽然Cr及Ni的含量少，但是热疲劳寿命均长，为800个循环以上，显示出与25Cr-20Ni系的高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢的比较例22同等的热疲劳寿命。另一方面，对于C含量少的比较材料1，式(2)的值过小的比较例3～5，式(3)的值过大的比较例6、7，Ni含量少的比较例8，Cr、W、Mo、(W+2Mo)、Nb中任何一种以上的含量在本发明规定的组成范围外的比较例10～17，其热疲劳寿命均短，少于800个循环。特别是与现有的20Cr-10Ni系的奥氏体系耐热铸钢相当的比较例5，式(2)的值小于本发明规定的17.5，热疲劳寿命少于800个循环。从该结果可以确认，本发明的耐热铸钢尽管为20Cr-10Ni系，但具有可用于暴露于1000℃以上的排气中的排气系统部件的充分的热疲劳寿命。

Si及(W+2Mo)的组成与奥氏体系耐热铸钢的热疲劳寿命的关系如图2所示。图2中，对实施例1～28和除Si、W、Mo、(W+2Mo)、式(2)的值及式(3)的值以外其它组成及关系式的值在本发明规定的范围内的比较例3～7及比较例12～15进行作图。各点的形状表示热疲劳寿命(循环数)，少于800的用菱形标记(◆)表示，800以上且少于850的用三角形标记(△)表示，850以上且少于900的用四方形标记(□)表示，900以上的用圆形标记(○)表示。实线粗框表示作为本发明的规定范围的Si：1.1～2的区域、(W+2Mo)：1.5～4的区域、式(2)表示的17.5≤17.5Si-(W+2Mo)的区域、式(3)表示的5.6Si+(W+2Mo)≤13.7的区域各自的边界线，由该实线粗框包围的区域内是满足本发明规定的Si及(W+2Mo)的组成范围的区域。从图2可知，本发明的奥氏体系耐热铸钢，Si及(W+2Mo)如果在该区域内则具有800个循环以上的热疲劳寿命。由此表示，在奥氏体系耐热铸钢中，不存在简单以Si、W和/或Mo各自的含量为基础的组成范围，而且存在以呈现优良热疲劳寿命的Si与(W+2Mo)的关系为基础的组成范围。

表3

表4

(4)焊接性

焊接性通过如下方法评价：从各试验材料制作外径50mm、壁厚5mm、焊接部的坡口形状为I型的一对圆筒状试验片，将其在下述的焊接条件下对接焊接后，切断除焊接开始部分及焊接结束部分以外的7个部位，确认裂纹的产生情况。表3及表4示出焊接性的评价结果。

[焊接条件]

焊接方法：MIG脉冲焊接

焊丝：φ1.2mm、JIS Z 3321 Y310实芯焊丝

平均电流：200A

电压：20V

输送速度：110cm/分钟

喷嘴—工件间距离：10mm

保护气的种类：Ar-2％O₂

保护气的流量：15L/min

焊枪角度：10°(前进法)

预热：无

排气系统部件需要具有在金属板构件、管构件与铸件构件、或铸件构件彼此的焊接接合、或者铸件构件的铸造缺陷的焊接修补中不会产生焊接裂纹的充分的焊接性。从表3及表4表明，实施例1～28中未发现焊接裂纹。但是，C含量过多且式(4)的值过大的比较例2、Si含量过多的比较例7、式(4)的值过大的比较例16、18～22中，产生了焊接裂纹。就裂纹的产生情况而言，Si过多的比较例7在母材侧产生裂纹，除此以外的比较例2、16、18～22产生焊缝(bead)的裂纹。从该结果可以确认，本发明的耐热铸钢具有排气系统部件所需的焊接性。

(5)凝固温度范围ΔT_0.7

凝固温度范围ΔT_0.7如下求出，将从各试验材料切出的直径2mm、长度2mm的试验片，用差示扫描量热测定装置(DSC(SETARAM制))，在氩气气氛中以15℃/分钟的升温速度升温至900℃、以5℃/分钟的升温速度升温至900～1600℃，得到热分析曲线，利用图像分析装置(旭化成制IP1000型)对热分析曲线如下进行图像分析处理，由此求出。即，使用图1，如前所述，从凝固开始至全部凝固结束为止的凝固温度范围ΔT内的温度与热流的关系，计算图1的斜线所示的面积作为总计(100％)，相对于此，以凝固开始作为起点对每单位温度的热流面积进行累计，将该累计面积达到70％时的温度作为凝固温度范围ΔT_0.7。得到的凝固温度范围ΔT_0.7(℃)如表3及表4所示。

从表3及4表明，式(4)的值为0.96以下且凝固温度范围ΔT_0.7为70℃以下的实施例1～28中，未发现焊接裂纹。但是，式(4)的值超过0.96且凝固温度范围ΔT_0.7超过70℃的比较例2、16、18～22产生焊接裂纹。从该结果可以确认，本发明的耐热铸钢通过将凝固温度范围ΔT_0.7设定为70℃以下可以确保良好的焊接性。另外，在比较例7中，虽然式(4)的值为0.96以下、凝固温度范围ΔT_0.7为70℃以下，但仍产生了焊接裂纹。从比较例7的裂纹产生部位不是焊缝而是母材的情况推测，由于比较例7中单纯Si含量过量，因此在铸钢母材的晶界处稠化的低熔点的Si，因焊接时的受热而局部熔化，从而产生裂纹。

实施例29

使用实施例15的奥氏体系耐热铸钢，铸造汽车用排气系统部件的排气歧管(主要壁厚4.0～5.0mm)后，在粗铸造(铸放し)的状态下进行机械加工。得到的排气歧管中未发现缩孔、未铸满、气体缺陷等铸造缺陷，并且也没有机械加工中的切削问题或切削工具的异常磨损、损伤等。

然后，将本实施例的排气歧管安装到与排气量2000cc的串联4气筒高性能汽油发动机相当的排气模拟器上，实施对直到产生贯通裂纹时的寿命、龟裂及氧化的发生情况进行考察的耐久试验。耐久试验如下进行，即在全负荷时的排气温度在作为排气歧管的排气下游侧的集合部的出口处约为1050℃、排气歧管表面的加热上限温度在集合部约为1000℃、冷却下限温度在集合部约为90℃(温度振幅＝约910℃)的条件下，以由10分钟的加热及10分钟的冷却构成的加热冷却循环为1个循环来进行。另外，加热冷却循环的目标设定为1500个循环。

耐久试验的结果是，本实施例的排气歧管在没有排气泄露或裂纹产生的情况下完成了1500个循环的耐久试验。耐久试验后详细观察(目测及渗透探伤试验)的结果是，尽管在渗透探伤试验中确认到歧管的一部分产生极微小的龟裂，但对于贯通龟裂而言，未产生原本可目测确认的龟裂，部件整体的氧化也少。由此确认本实施例的排气歧管具有优良的耐热性、耐久性。

比较例23

使用比较例5的铸钢，在与实施例29相同的条件下制造相同形状的排气歧管，结果未发生铸造缺陷或机械加工中的不良情况。将得到的排气歧管组装到排气模拟器中，在与实施例29相同的条件下以1500个循环为目标实施耐久试验。耐久试验中排气歧管的集合部的表面温度与实施例29基本相同。

耐久试验的结果是，比较例23的排气歧管在没有排气泄露或裂纹产生的情况下完成了1500个循环的耐久试验。耐久试验后与实施例29同样地进行详细观察，结果是在集合部虽未发现贯通裂纹但观察到目测可确认的龟裂，并且在渗透探伤试验中确认到歧管上产生了小龟裂。另外，虽然部件整体的氧化少，但氧化的程度比实施例29的排气歧管多。

如上所述，确认使用本发明的奥氏体系耐热铸钢制造的排气系统部件，在作为排气系统部件温度的1000℃附近具有高的耐氧化性和热疲劳寿命，耐热性和耐久性优良。本发明的排气系统部件，由稀有金属的含量少且在价格和节省资源方面经济性良好的奥氏体系耐热铸钢构成，因此适合作为汽车用发动机的构成部件。

以上，对汽车发动机用的排气系统部件进行了说明，但本发明不限于此，本发明的奥氏体系耐热铸钢也可以应用于例如建设机械、船舶、飞机等的内燃机、熔化炉、热处理炉、焚烧炉、窑炉、锅炉、同时发电发热装置等制热设备、石化厂、煤气厂、火力发电厂、原子能发电厂等各种工厂设备等要求高耐氧化性、热疲劳寿命等优良的耐热性和耐久性同时要求焊接性的铸件部件。

Claims

1.一种奥氏体系耐热铸钢，其特征在于，以质量％计，含有

C：0.3～0.6％、

Si：1.1～2％、

Mn：1.5％以下、

Cr：17.5～22.5％、

Ni：8～13％、

W及Mo的至少一种：(W+2Mo)为1.5～4％、

Nb：1～4％、

N：0.01～0.3％、

S：0.01～0.5％、

余量为Fe及不可避免的杂质，并且满足下式(1)、(2)、(3)及(4)，

0.05≤(C-Nb/8)≤0.6…(1)

17.5≤17.5Si-(W+2Mo)…(2)

5.6Si+(W+2Mo)≤13.7…(3)

0.08Si+(C-Nb/8)+0.015Cr+0.011Ni+0.03W+0.02Mo≤0.96…(4)

在此，各式中的元素符号表示铸钢中所含的各元素的含量，单位为质量％。

2.如权利要求1所述的奥氏体系耐热铸钢，其特征在于，

在1000℃下、在大气中保持200小时时的氧化损失量为20mg/cm²以下。

3.如权利要求1或2所述的奥氏体系耐热铸钢，其特征在于，

通过在加热上限温度1000℃、温度振幅850℃以上、约束率0.25的条件下加热冷却的热疲劳试验测定的热疲劳寿命为800个循环以上。

4.一种排气系统部件，其特征在于，

由权利要求1～3中任一项所述的奥氏体系耐热铸钢构成。

5.如权利要求4所述的排气系统部件，其特征在于，

所述排气系统部件为排气歧管、涡轮壳体、涡轮壳体一体化排气歧管、催化剂室、催化剂室一体化排气歧管或排气口。