CN102333898A

CN102333898A - 铁素体球墨铸铁

Info

Publication number: CN102333898A
Application number: CN2010800093792A
Authority: CN
Inventors: 弦间喜和; 仓本刚; 日比野义博; 张钟植; 佐久间健之
Original assignee: Aisin Takaoka Co Ltd; Toyota Motor Corp
Current assignee: Aisin Takaoka Co Ltd; Toyota Motor Corp
Priority date: 2009-02-27
Filing date: 2010-02-19
Publication date: 2012-01-25
Anticipated expiration: 2030-02-19
Also published as: US20110297280A1; JP4825886B2; EP2401412B1; WO2010097673A8; CN102333898B; US8540932B2; JP2010196147A; EP2401412A1; WO2010097673A1

Abstract

一种铁素体球墨铸铁，包含：3.1至3.5质量百分比的碳；4.1至4.5质量百分比的硅；0.8质量百分比以下的锰；0.1至0.6质量百分比的钼；0.1至1.0质量百分比的铬；0.03至0.1质量百分比的磷；0.03质量百分比以下的硫；0.02至0.15质量百分比的镁；以及铁。

Description

铁素体球墨铸铁

技术领域

本发明涉及一种铁素体球墨铸铁，更具体地，涉及一种具有优异的耐热性和耐氧化性的铁素体球墨铸铁。

背景技术

诸如汽车的排气歧管和柴油发动机的涡轮增压器之类的排气系统部件的材料经受高温加热和冷却反复发生的使用环境。因此，这些部件要求具有耐氧化性和耐热疲劳性。近年来，随着发动机功率的增加和燃料消耗的降低，排气温度已进一步增加，且上述对耐氧化性和耐热疲劳性的要求愈加显著。

就低成本和易成形特性而言，使用球墨铸铁作为满足耐氧化性和耐热疲劳性的材料。然而，铁素体球墨铸铁的延性在400℃左右降低(中温脆化现象)。此现象是球墨铸铁所特有的。

考虑到上述情况，日本专利申请公报No.10-195587(JP-A-10-195587)提出了一种球墨铸铁，该球墨铸铁包含碳(C)、硅(Si)和锰(Mn)作为主要成分，至少包含镁(Mg)作为石墨球化成分，且包含选自由铬(Cr)、钼(Mo)、钨(W)、钛(Ti)、钒(V)、镍(Ni)和铜(Cu)组成的组中的至少一者作为基体增强成分，且其余部分由铁(Fe)和不可避免的杂质制成，然后石墨铸铁包含0.03至0.20重量百分比的砷(As)。

然而，铁素体球墨铸铁的耐氧化性在800℃左右的高温环境下明显不如奥氏体铸铁。

JP-A-10-195587中记载的材料的耐氧化性优于具有高Si含量的铁素体球墨铸铁；然而，当用作上述部件的材料时还是不足。这是因为作为铁素体铸铁的基体的铁素体相在800℃以上比作为奥氏体铸铁的基体的奥氏体相更容易氧化。此外，可通过增加Si的含量来提高耐氧化性；然而，随着Si含量的增加，可能损害热疲劳特性。

考虑到以上情况，当使用具有奥氏体相且包含35质量百分比的Ni的奥氏体铸铁作为以上部件的材料时，添加预定量的Ni增加了铸铁本身的制造成本。

发明内容

本发明提供能够以低成本提高高温耐氧化性的铁素体球墨铸铁。

本发明的第一方面涉及一种铁素体球墨铸铁。该铁素体球墨铸铁包含：3.1至3.5质量百分比的碳；4.1至4.5质量百分比的硅；0.8质量百分比以下的锰；0.1至0.6质量百分比的钼；0.1至1.0质量百分比的铬；0.03至0.1质量百分比的磷；0.03质量百分比以下的硫；0.02至0.15质量百分比的镁；以及铁。

在根据以上方面的铁素体球墨铸铁中，铬的含量与钼的含量的质量比的范围可为1.0至3.5。根据以上方面的铁素体球墨铸铁可施行铁素体化热处理以将铸铁组织的珠光体组织转变为铁素体组织，或者还可包括不可避免的杂质。

在根据以上方面的铁素体球墨铸铁中，硅的含量乘以1/3的乘积与碳的含量之和的范围可为4.5至5.0质量百分比，锰的含量可高于或等于0.16质量百分比，硫的含量可高于或等于0.002质量百分比，或钼的含量可高于或等于0.15质量百分比。

本发明的第二方面涉及一种用于铁素体球墨铸铁的制造方法。该制造方法包括：准备包含碳、硅、锰、铬、磷、硫、镁和铁的原材料；使所述原材料熔融；通过对所述熔融的原材料添加Fe-Si-Mg合金而施行石墨球化处理；使用Fe-Si对已经历了所述石墨球化处理的所述原材料进行孕育处理(inoculating)；以及在1400℃以上铸造所述孕育处理后的原材料。在该制造方法中，所述孕育处理后的原材料可包含3.1至3.5质量百分比的碳、0.16至0.8质量百分比的硅、0.16至0.8质量百分比的锰、0.1至0.6质量百分比的钼、0.1至1.0质量百分比的铬、0.03至0.1质量百分比的磷、0.002至0.03质量百分比的硫以及0.02至0.15质量百分比的镁。

在根据以上方面的制造方法中，所述孕育处理后的原材料中铬的含量与钼的含量的质量比的范围可为1.0至3.5。

根据以上方面的制造方法还可包括：将所述铸造的原材料维持在750℃至950℃达2至3小时；将维持在750℃至950℃之后的所述原材料维持在500℃至750℃达3至6小时；以及冷却维持在500℃至750℃之后的所述原材料。

在根据以上方面的制造方法中，所述孕育处理后的原材料中硅的含量乘以1/3的乘积与所述孕育处理后的原材料中碳的含量之和的范围可为4.5至5.0质量百分比，或者所述孕育处理后的原材料中的钼的含量可高于或等于0.15质量百分比。

根据本发明的各个方面，即便是铁素体铸铁也能够呈现与奥氏体铸铁基本等同的高温耐氧化性。

附图说明

本发明的前述和/或其他目的、特征和优点将从以下参考附图对示例性实施例的描述变得更加明显，附图中使用同样的标号来表示同样的元件，并且附图中：

图1A和图1B是示出了示例1和2及比较例1和2的抗拉试验结果的图，其中图1A是示出了在室温的抗拉强度试验结果的图，且图1B是示出了在800℃的抗拉强度试验结果的图；

图2是示出了示例1和2及比较例1和2在800℃的氧化损失的图；

图3是示出了示例1和2及比较例1和2的热疲劳试验的失效循环数的结果的图；

图4是示出了相对于Si的含量，示例1和3及比较例3和4在800℃的氧化损失的图；

图5是示出了相对于Si的含量，示例1和3及比较例3和4在室温的伸长率结果的图；

图6是示出了相对于P的含量，示例1和4及比较例5和6在室温的伸长率结果的图；

图7是示出了相对于P的含量，示例1和4及比较例5和6在400℃的伸长率结果的图；

图8是示出了相对于Mo的含量，示例1、5和6及比较例7和8在800℃的抗拉强度结果的图；

图9是示出了相对于Mo的含量，示例1、5和6及比较例7和8在室温的伸长率结果的图；

图10是示出了相对于Cr的含量，示例1和7至10及比较例9和10在800℃的抗拉强度结果的图；

图11是示出了相对于Cr的含量，示例1和7至10及比较例9和10在室温的伸长率结果的图；

图12是示出了相对于Cr的含量，示例1和7至10及比较例9和10在800℃的氧化损失结果的图；

图13是示出了示例11在热处理(铁素体化热处理)中的温度分布的图；

图14是示出了示例11和比较例11在室温的伸长率结果的图；

图15是示出了示例11的维氏硬度和比较例11的维氏硬度的图；

图16示出了在热处理前后示例11的组织的照片；

图17是示出了相对于Cr与Mo的质量比(Cr/Mo)，示例1和12至14及比较例1和12至16在800℃的氧化损失结果的图。

具体实施方式

下文将描述根据本发明的一个实施例的铁素体球墨铸铁。根据本实施例的铁素体球墨铸铁基本上包含3.1至3.5质量百分比的碳(C)、4.1至4.5质量百分比的硅(Si)、0.8质量百分比以下的锰(Mn)、0.1至0.6质量百分比的钼(Mo)、0.1至1.0质量百分比的铬(Cr)、0.03至0.1质量百分比的磷(P)、0.03质量百分比以下的硫(S)、0.02至0.15质量百分比的镁(Mg)以及余量的铁(Fe)和不可避免的杂质。

在此，下面将描述这些添加元素。C和Si是与用于形成石墨铸铁的石墨的结晶化相关的成分元素。对于铸铁而言，C的含量和Si的含量需要考虑碳当量(CE值)来设定。可通过以下数学式来计算CE值。

CE值＝C的含量(质量百分比)+1/3×Si的含量(质量百分比)

在此，CE值的范围可为4.5至5.0。当CE值小于4.5时，组分几乎是共晶体，这导致收缩缺陷(缩孔)。当CE值超过5.0时，石墨的结晶量变得过多，这会导致强度降低。因此，为了满足下文将描述的Si的含量及CE值，C的含量的范围为从3.1至3.5质量百分比。

Si是影响耐氧化性的成分元素。当Si的含量低于4.1质量百分比时，难以获得充分的耐氧化性。当Si的含量超过4.5质量百分比时，基体的铁素体相变脆。

Mn是用于除去硫(与硫反应而变成MnS)的成分元素，硫是对于铸铁来说不希望有的元素。当Mn的含量超过0.8质量百分比时，铸铁的组织被淬硬化的倾向增加，因此铸铁可能变脆。

Mo是用于改善耐氧化性和高温强度的有效成分元素。当Mo的含量低于0.1质量百分比时，难以发挥以上效果。另一方面，当Mo的含量超过0.6质量百分比时，铸铁的韧性会降低。更理想地，Mo的含量的下限为0.15质量百分比。

Cr是用于改善耐氧化性和高温强度的有效成分元素。即，Cr是在被氧化时形成稳定的氧化层(Cr₂O₃)从而提高耐氧化性的成分元素。当Cr的含量低于0.1质量百分比时，难以充分发挥以上效果，且Cr的碳化物(碳化铬)在铸造期间可能过多地析出从而降低铸铁的韧性。另一方面，当Cr的含量超过1.0质量百分比时，铸铁的韧性会降低。

P是用于确保铸铁的韧性的成分元素。当P的含量超过0.1质量百分比时，容易发生由于持续的加热和冷却导致的热劣化，并且韧性也倾向于降低。当P的含量低于0.03质量百分比时，铸铁可能在400℃产生中温脆化。

当添加大量的S时，容易发生由于持续的加热和冷却导致的热劣化，且韧性也降低。当S的含量超过0.03质量百分比时，以上现象变得显著。

Mg是用于使石墨球化的成分元素。当Mg的含量低于0.02质量百分比时，石墨的球化不会充分发生。另一方面，当Mg的含量超过0.15质量百分比时，石墨球化效果饱和，且多余的Mg在最终凝固部结晶出来，从而可能导致中温变脆。

此外，在根据本实施例的铁素体球墨中，Cr的含量与Mo的含量的质量比(Cr/Mo)的范围可为1.0至3.5。通过添加Cr和Mo使得质量比在上述范围内，Cr的碳化物和Mo的碳化物同时形成。因而，与仅添加Cr相比，基体铁素体相的Cr固溶量增加。因此，促进了Cr由于氧化而向表层的扩散，从而容易地形成氧化层(Cr₂O₃)。因此，与单独添加Cr或Mo相比耐氧化性提高。于是，当Cr的含量与Mo的含量的质量比(Cr/Mo)低于1.0或超过3.5时，高温耐氧化性倾向于降低。

此外，该铁素体球墨铸铁可进行铁素体化热处理，以将铸铁组织的珠光体组织转变为铁素体组织。在这样处理过的铁素体球墨铸铁中，铸铁组织的珠光体组织被转变为铁素体组织。因而，可提高室温时铸铁的韧性，且可以提高耐冲击性。此外，铸铁的硬度可降低，从而可提高可加工性。以上热处理可包括在维持在750℃至950℃达2至3小时后进行炉内冷却，且此外在维持在500℃至750℃达3至6小时后继续冷却(standing tocool)。

下文将描述根据本实施例的铁素体球墨铸铁的示例。制造具有在表1中示出的成分的两种铁素体球墨铸铁作为示例1和2。具体地，对于每个示例，准备包含表1所示成分的50kg原材料，并使用高频感应加热炉对其进行大气熔融。然后，材料在1550℃以上的温度涌出，并在浇包(ladle)内添加Fe-Si-Mg合金。这样，执行了石墨球化处理。此后，利用Fe-Si对得到的材料进行孕育处理，然后在1400℃以上使用Y块进行铸造。

与示例1和2的情况相同，制造两块铁素体球墨铸铁作为比较例1和2。比较例1和2与示例1和2的不同之处在于不包含Cr或Mo。比较例1的材料为高硅球墨铸铁。此外，准备与日本工业标准(JIS)的FCDA-NiSiCr3552相当的奥氏体球墨铸铁作为比较例2。

表1

Wt％	C	Si	Mn	P	S	Mg	Mo	Cr	Ni
										示例1	3.40	4.50	0.18	0.030	0.005	0.044	0.30	0.59	-
示例2	3.41	4.42	0.17	0.033	0.006	0.044	0.30	0.58	-
										比较例1	3.34	4.33	0.16	0.036	0.005	0.041	0.45	-	-
比较例2	1.80	5.05	1.00	0.029	0.024	0.074	-	2.22	34.9

在室温以及在800℃的温度按照JISZ2241的规定对示例1和2及比较例1和2的材料进行抗拉试验。结果在图1A和图1B中示出。

使用水平大气炉将示例1和2及比较例1和2的材料在大气中维持在800℃达100小时以使铸铁氧化，且此后测定去除了氧化层的铸铁的减少量。结果在图2中示出。

使用示例1和2及比较例1的材料准备具有15mm的标准长度和8mm的标准直径的试验样本。使用电液压伺服式热疲劳试验机作为疲劳试验机。在各样本归因于加热的热膨胀伸长率被完全机械地约束的状态下，重复具有9分钟的循环周期的加热-冷却循环(下限温度为200℃，上限温度为800℃)，直到该样本完全失效。然后，基于样本完全失效时的循环数评价热疲劳特性。结果在图3中示出。

由图1A、图1B和表1，示例1和2的室温抗拉强度大于比较例1和2。推测这是因为Mo的含量和Cr的含量增加。由图2，示例1和2的材料的耐氧化性与比较例1相比提高，且具有等同于比较例2的奥氏体铸铁的耐氧化性。推测这是因为包含了Cr和Mo。此外，由图3，示例1和2的失效循环数等于或大于比较例1的失效循环数。推测这也是因为包含了Cr和Mo从而提高了高温强度。

与示例1的情况一样，制造具有表2所示的成分的铁素体球墨铸铁作为示例3。示例3与示例1的不同之处在于铸铁被形成为使得Si的含量变成以下成分。然后，与示例1的情况一样，在室温对示例3的铸铁进行氧化性能评价试验和抗拉试验。结果在图4和图5中示出。应注意，图4是示出了在800℃的氧化损失相对于Si的含量的图，且图5是示出了在室温的伸长率相对于Si的含量的图。应注意，图4和图5还示出了对于示例1的结果。

与示例1的情况一样，制造具有表2所示的成分的两块铁素体球墨铸铁作为比较例3和4。比较例3和4与示例1的不同之处在于铁素体球墨铸铁被制造为使得在本实施例中所描述的成分之中，Si的含量落在4.1至4.5质量百分比的范围以外。具体地，在比较例3中，Si的含量低于4.1质量百分比(4.09质量百分比)，而在比较例4中，Si的含量超过4.5质量百分比(4.61质量百分比)。与示例3的情况一样，对比较例3和4的铸铁块进行氧化性能评价试验和室温抗拉试验。结果在图4和图5中示出。

表2

Wt％	C	Si	Mn	P	S	Mg	Mo	Cr
									比较例3	3.32	4.09	0.15	0.029	0.003	0.041	0.29	0.6
示例3	3.31	4.1	0.21	0.043	0.002	0.043	0.31	0.61
									比较例4	3.29	4.61	0.25	0.035	0.005	0.042	0.31	0.59

如图4和图5所示，示例1和3的氧化损失小于比较例3，且示例1和3的室温伸长率大于比较例4。由以上结果，显然Si的最佳含量的范围为4.1至4.5质量百分比。于是，推测当Si的含量低于4.1质量百分比时，难以充分获得耐氧化性，从而氧化损失增加，而当Si的含量超过4.5质量百分比时，基体的铁素体相变脆，从而伸长率显著降低。

与示例1的情况一样，制造具有表3所示的成分的铁素体球墨铸铁作为示例4。示例4与示例1的不同之处在于铸铁被形成为使得P的含量变成以下成分。然后，与示例1的情况一样，在室温以及在400℃对示例4的铸铁进行抗拉试验。结果在图6和图7中示出。应注意，图6是示出了在室温的伸长率相对于P的含量的图，且图7是示出了在400℃的伸长率相对于P的含量的图。应注意，图6和图7还示出了对于示例1的铸铁的抗拉试验的结果。

与示例1的情况一样，制造具有表3所示的成分的铁素体球墨铸铁块作为比较例5和6。比较例5和6与示例1的不同之处在于铁素体球墨铸铁被制造为使得在本实施例所示的成分和它们的范围之中，P的含量落在0.03至0.1质量百分比的范围以外。具体地，在比较例5中，P的含量低于0.03质量百分比(0.019质量百分比)，而在比较例6中，P的含量超过0.1质量百分比(0.15质量百分比)。与示例4的情况一样，在室温以及在400℃对比较例5和6的铸铁块进行抗拉试验。结果在图6和图7中示出。

表3

Wt％	C	Si	Mn	P	S	Mg	Mo	Cr
									比较例5	3.32	4.20	0.15	0.019	0.003	0.042	0.31	0.58
示例4	3.30	4.29	0.17	0.100	0.003	0.040	0.32	0.60
									比较例6	3.30	4.33	0.20	0.150	0.004	0.042	0.31	0.60

如图6和图7所示，示例1和4的在室温的伸长率和在400℃的伸长率中的任一者都大于比较例5和6。由以上结果，显然P的最佳含量的范围为0.03至0.1质量百分比。于是，推测当P的含量低于0.03质量百分比时，铸铁在400℃变脆，从而降低在400℃的伸长率，而当P的含量超过0.1质量百分比时，基体中珠光体的量增加，因此韧性在室温降低，从而降低了在室温的伸长率。

与示例1的情况一样，制造具有表4所示的成分的铁素体球墨铸铁块作为示例5和6。示例5和6与示例1的不同之处在于铸铁被形成为使得Mo的含量变成以下成分。然后，与示例1的情况一样，在室温以及在800℃对示例5和6的两块铸铁进行抗拉试验。结果在图8和图9中示出。应注意，图8是示出了在800℃的抗拉强度相对于Mo的含量的图，且图9是示出了在室温的伸长率相对于Mo的含量的图。应注意，图8和图9还示出了示例1的结果。

与示例1的情况一样，制造具有表4所示的成分的铁素体球墨铸铁块作为比较例7和8。比较例7和8与示例1的不同之处在于铁素体球墨铸铁被制造为使得在本实施例中所示的成分之中，Mo的含量落在0.1至0.6质量百分比的范围以外。具体地，在比较例7中，Mo的含量低于0.1质量百分比(0.09质量百分比)，而在比较例8中，Mo的含量超过0.6质量百分比(0.78质量百分比)。与示例5和6的情况一样，在室温以及在800℃对比较例7和8的铸铁块进行抗拉试验。结果在图8和图9中示出。

表4

wt％	C	Si	Mn	P	S	Mg	Mo	Cr
									比较例7	3.38	4.36	0.17	0.034	0.005	0.043	0.09	0.57
示例5	3.35	4.31	0.20	0.034	0.005	0.420	0.15	0.56
									示例6	3.45	4.38	0.17	0.030	0.005	0.044	0.60	0.57
比较例8	3.39	4.35	0.19	0.032	0.004	0.040	0.78	0.60

如图8和图9所示，示例1、5和6的在800℃的抗拉强度大于比较例7，且示例1、5和6的在室温的伸长率大于比较例8。由以上结果，显然Mo的最佳含量的范围为0.1至0.6质量百分比。于是，推测当Mo的含量低于0.1质量百分比时，在800℃的抗拉强度降低，而当Mo的含量超过0.6质量百分比时，基体中的珠光体量增加，因此韧性在室温降低，从而降低了在室温的伸长率。更理想地，Mo的含量高于0.15质量百分比。

与示例1的情况一样，制造具有表5所示的成分的铁素体球墨铸铁块作为示例7至10。示例7至10与示例1的不同之处在于铸铁被形成为使得Cr的含量变成以下成分。然后，与示例1的情况一样，在室温以及在800℃对示例7至10的铸铁块进行抗拉试验，并进行氧化性能评价试验。结果在图10至图12中示出。应注意，图10是示出了在800℃的抗拉强度相对于Cr的含量的图，图11是示出了在室温的伸长率相对于Cr的含量的图，且图12是示出了在800℃的氧化损失相对于Cr的含量的图。应注意，图10至图12还示出了对于示例1的结果。

与示例1的情况一样，制造具有表5所示的成分的铁素体球墨铸铁块作为比较例9和10。比较例9和10与示例1的不同之处在于铁素体球墨铸铁被制造为使得在本实施例中所示的成分之中，Cr的含量落在0.1至1.0质量百分比的范围以外。具体地，在比较例9中，Cr的含量低于0.1质量百分比(0.05质量百分比)，而在比较例10中，Cr的含量超过1.0质量百分比(1.15质量百分比)。与示例7至10的情况一样，在室温以及在800℃对比较例9和10的铸铁块进行抗拉试验，并进行氧化性能评价试验。结果在图10至图12中示出。

表5

Wt％	C	Si	Mn	P	S	Mg	Mo	Cr
									比较例9	3.40	4.36	0.16	0.035	0.005	0.047	0.29	0.05
示例7	3.40	4.36	0.16	0.035	0.005	0.047	0.29	0.10
									示例8	3.40	4.36	0.16	0.035	0.005	0.047	0.29	0.22
示例9	3.38	4.38	0.17	0.035	0.006	0.045	0.31	0.40
									示例10	3.35	4.39	0.20	0.033	0.003	0.042	0.29	1.00
比较例10	3.42	4.40	0.19	0.031	0.004	0.04	0.33	1.15

如图10至图12所示，示例1和8至10的800℃抗拉强度大于比较例9，且在800℃的抗拉强度随着Cr的含量增加而提高。示例1和7至10的在室温的伸长率大于比较例10。此外，示例1和7至10的氧化损失小于比较例9。由以上结果，显然Cr的最佳的含量范围为0.1至1.0质量百分比。于是，推测当Cr的含量小于0.1质量百分比时，耐氧化性和高温强度降低，从而增加了在800℃的氧化损失。另一方面，推测当Cr的含量超过1.0质量百分比时，Cr的碳化物(碳化铬)在铸造期间过多地析出，因此铸铁的韧性降低，从而降低了在室温的伸长率。

与示例2的情况一样，制造铁素体球墨铸铁作为示例11，并利用图13所示的温度分布图对其进行热处理(铁素体化热处理)。具体地，热处理条件包括在维持930℃达3.5小时之后的炉内冷却，且此外在维持在680℃至730℃达6小时之后继续冷却。然后，与示例1的情况一样对示例11进行抗拉试验。此外，使用维氏硬度计在196.1N的压入负载测量表面硬度。结果在图14和图15中示出。此外，观察热处理前后的组织照片。结果在图16中示出。

与示例2的情况一样，制造铁素体球墨铸铁作为比较例11。比较例11与示例11的不同之处在于不对比较例11的铁素体球墨铸铁进行上述热处理。然后，与示例11的情况一样，在室温对比较例11进行抗拉试验并进行硬度试验。结果在图14和图15中示出。

如图14所示，示例11的在室温的伸长率大于比较例11。此外，如图15所示，示例11的硬度低于比较例11。此外，如图16所示，在示例11中，由于热处理，铸铁组织的珠光体组织被转变为铁素体组织。

由以上结果，推测铸铁组织的珠光体组织转变为铁素体组织，以分解基体中具有高硬度的碳化物，因此硬度与热处理前的硬度相比降低。

与示例1的情况一样，制造具有表6所示的成分的铁素体球墨铸铁块作为示例12至14。示例12至14与示例1的不同之处在于铸铁块被形成为使得Cr/Mo(Cr的含量与Mo的含量的质量比(Cr/Mo))变成以下质量比。然后，与示例1的情况一样，对示例12至14的铸铁块进行氧化性能评价试验。结果在图17中示出。应注意，图17还示出了对于示例1的结果。应注意，在示例1的铸铁中，Cr的含量与Mo的含量的质量比(Cr/Mo)为1.97。

与示例1的情况一样，制造具有表6所示的成分的铁素体球墨铸铁块作为比较例12至16。比较例12至16与示例1的不同之处在于铸铁被形成为使得Cr的含量与Mo的含量的质量比(Cr/Mo)落在1.0至3.5的范围以外。然后，与示例12至14的情况一样，对比较例12至16的铸铁块进行氧化性能评价试验。结果在图17中示出。应注意，图17还示出了比较例1的结果。表6和图17显示了用于与示例12至14相比较的比较例12和13；然而，比较例12和13对应于包括在本发明的方面内的示例。

表6

如图17所示，示例1和12至14的氧化损失小于比较例1和13至16。此外，示例1和14的氧化损失特别小。

由以上结果，推定Cr的含量与Mo的含量的质量比(Cr/Mo)理想地落在1.0至3.5的范围内，且质量比(Cr/Mo)更理想地落在1.97至3.45的范围内。Cr的碳化物和Mo的碳化物通过添加Cr和Mo同时形成，因此，与单独添加Cr相比，可溶于基体铁素体相的Cr固体量增加。因此，推测促进了Cr由于氧化而向表层的扩散，从而容易地形成氧化层(Cr₂O₃)，因此耐氧化性与单独添加Cr或Mo相比提高。结果，推测当Cr的含量与Mo的含量的质量比(Cr/Mo)低于1.0时，高温耐氧化性降低。

虽然上面已说明了本发明的一些实施例，但应理解，本发明并不限于所说明的实施例的细节，而是可使用本领域技术人员可以想到的各种变更、改型或改进来实施而不脱离本发明的范围。

Claims

1.一种铁素体球墨铸铁，包含：

3.1至3.5质量百分比的碳；

4.1至4.5质量百分比的硅；

0.8质量百分比以下的锰；

0.1至0.6质量百分比的钼；

0.1至1.0质量百分比的铬；

0.03至0.1质量百分比的磷；

0.03质量百分比以下的硫；

0.02至0.15质量百分比的镁；以及

铁。

2.根据权利要求1所述的铁素体球墨铸铁，其中，铬的含量与钼的含量的质量比的范围为1.0至3.5。

3.根据权利要求1或2所述的铁素体球墨铸铁，其中，施行铁素体化热处理以将铸铁组织的珠光体组织转变为铁素体组织。

4.根据权利要求1至3中任一项所述的铁素体球墨铸铁，还包含不可避免的杂质。

5.根据权利要求1至4中任一项所述的铁素体球墨铸铁，其中，硅的含量乘以1/3的乘积与碳的含量之和的范围为4.5至5.0质量百分比。

6.根据权利要求1至5中任一项所述的铁素体球墨铸铁，其中，锰的含量高于或等于0.16质量百分比，且硫的含量高于或等于0.002质量百分比。

7.根据权利要求1至6中任一项所述的铁素体球墨铸铁，其中，钼的含量高于或等于0.15质量百分比。

8.一种用于铁素体球墨铸铁的制造方法，包括：

准备包含碳、硅、锰、钼、铬、磷、硫、镁以及铁的原材料；

使所述原材料熔融；

通过对所述熔融的原材料添加Fe-Si-Mg合金而施行石墨球化处理；

使用Fe-Si对已经历了所述石墨球化处理的所述原材料进行孕育处理；以及

在1400℃以上铸造所述孕育处理后的原材料，其中

所述孕育处理后的原材料包含3.1至3.5质量百分比的碳、0.16至0.8质量百分比的硅、0.16至0.8质量百分比的锰、0.1至0.6质量百分比的钼、0.1至1.0质量百分比的铬、0.03至0.1质量百分比的磷、0.002至0.03质量百分比的硫以及0.02至0.15质量百分比的镁。

9.根据权利要求8所述的制造方法，其中，所述孕育处理后的原材料中铬的含量与钼的含量的质量比的范围为1.0至3.5。

10.根据权利要求8或9所述的制造方法，还包括：

将所述铸造的原材料维持在750℃至950℃达2至3小时；

将维持在750℃至950℃之后的所述原材料维持在500℃至750℃达3至6小时；以及

冷却维持在500℃至750℃之后的所述原材料。

11.根据权利要求8至10中任一项所述的制造方法，其中，所述孕育处理后的原材料中硅的含量乘以1/3的乘积与所述孕育处理后的原材料中碳的含量之和的范围为4.5至5.0质量百分比。

12.根据权利要求8至11中任一项所述的制造方法，其中，所述孕育处理后的原材料中钼的含量高于或等于0.15质量百分比。