CN104321453A - 被削性优异的奥氏体系耐热铸钢和由其构成的排气系统零件 - Google Patents

Abstract

一种被削性优异的奥氏体系耐热铸钢和由其构成的排气系统零件，所述奥氏体系耐热铸钢以质量基准计，含有C：0.4～0.55％、Si：1～2％、Mn：0.5～1.5％、Cr：18～27％、Ni：8～22％、Nb：1.5～2.5％、N：0.01～0.3％、S：0.1～0.2％和Al：0.02～0.15％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，并且由下式：I＝100×S+75×Al+0.75×Mn-10×C-2×Nb-0.25×Cr-0.15×Ni-1.2×N(其中，各元素符号表示铸钢中的各元素的质量％。)表示的被削性指数(I值)满足-3.0≤I值≤+14.0的条件。

Description

被削性优异的奥氏体系耐热铸钢和由其构成的排气系统零件

技术领域

本发明涉及适合汽车用的汽油机和柴油机的排气系统零件等的耐热铸钢，特别是涉及被削性优异的奥氏体系耐热铸钢，和由其构成的排气系统零件。

背景技术

近年来，全球规模的环境负荷的降低和环境保护得到呼吁，对于汽车，强烈要求为了削减大气污染物质的排放量而进行尾气净化，以及为了抑制作为全球变暖的一个因素的CO₂的排放量而提高燃油经济性(低油耗化)。为了应对汽车的尾气净化和燃油效率改善，发动机自身的高性能化和低油耗化、尾气的净化、车辆的轻量化、减小车体的空气阻力、从发动机向驱动系统的损失少的高效率的动力传输等各种各样的技术得到开发并被采用。

作为用于发动机自身的高性能化和低油耗化的技术，可列举燃料的直喷化、燃料喷射的高压化、压缩比的增大、涡轮增压机(增压器)的采用带来的排气量削减、发动机的小型轻量化(缩小化)等，这并不限于高级车，也被导入到低端车。其结果是，处于以更高温高压使燃料燃烧的倾向，随之而来的是，从发动机的燃烧室向排气系统零件排出的尾气的温度也处于上升倾向。例如，在低端车中，尾气温度也达到与高级赛车一样的1000℃以上，排气系统零件的表面温度也超过950℃。如此被曝露在高温的氧化性气体中的排气系统零件，在比以往严酷的氧化环境下受到来自发动机的运转和停止所带来的加热/冷却的反复热循环，比以往任何时候都更加要求耐氧化性、高温强度、热疲劳寿命等的耐热性的提高。

历来，用于汽车的汽油机和柴油机的排气歧管、涡轮壳等的排气系统零件，由于形状复杂，所以由形状自由度高的铸件制造，而且由于使用条件高温而严酷，所以使用高Si球状石墨铸铁、高镍铸铁(Ni-Cr系奥氏体铸铁)等的耐热铸铁、铁素体系耐热铸钢、奥氏体系耐热铸钢等。

但是，高Si球状石墨铸铁和高镍铸铁这样现有的耐热铸铁，在尾气温度为900℃以下，作为排气系统零件的温度截止至850℃程度以下时具有比较高的强度，但在曝露于超过900℃的尾气的环境下则强度降低，另外耐氧化性和热疲劳寿命等的耐热性也降低。另外还有铁素体系耐热铸钢通常在900℃以上的高温强度也差这样的问题。

作为比耐热铸铁和铁素体系耐热铸钢更能耐受高温的材料，有奥氏体系耐热铸钢。例如，WO 2005/103314提出一种高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢，其以重量基准计，含有C：0.2～1.0％、Si：3％以下、Mn：2％以下、S：0.5％以下、Cr：15～30％、Ni：6～30％、W和/或Mo：0.5～6％(为W+2Mo)、Nb：0.5～5％、N：0.01～0.5％、Al：0.23％以下和O：0.07％以下，余量实质上由Fe和不可避免的杂质构成。该奥氏体系耐热铸钢，具有高超的高温屈服强度、耐氧化性和室温延伸率，特别是因为曝露在高达1000℃以上的高温尾气时的热疲劳寿命优异，所以适合于汽车用发动机的排气系统零件等。

排气系统零件在铸造后要对与发动机和周边零件的安装面、安装孔等的连接部位，要求尺寸精度的部位等实施切削等的机械加工，之后再组装到汽车上，因此需要具有高被削性。可是，用于排气系统零件的耐热铸钢一般是被削性差的难削材料，特别是奥氏体系耐热铸钢，因为大量含有Cr和Ni而具有高强度，所以被削性差。因此，切削由奥氏体系耐热铸钢构成的排气系统零件时，需要具有很高的硬度和强度的比较高价的切削工具，工具寿命也短，因此工具更换的频率高，加工成本上升，此外还要被迫进行低速下的切削，因为切削花费时间长，所以加工效率低。如此由奥氏体系耐热铸钢构成的排气系统零件的机械加工，存在生产率和经济性低的问题点。从被削性的观点出发，可知WO 2005/103314的奥氏体系耐热铸钢还有改善的余地。

发明内容

因此本发明的目的在于提供一种在1000℃附近具有优异的耐热性，并且具有优异的被削性的奥氏体系耐热铸钢，和由这种奥氏体系耐热铸钢构成的排气系统零件。

【用于解决课题的手段】

鉴于上述目的，以WO 2005/103314的奥氏体系耐热铸钢为基础而锐意研究，结果本发明者等发现，若在该奥氏体系耐热铸钢添加期望量的Al和S，并且将C、Mn、Cr、Ni、Nb和N的含量限定在适当范围，则能够一边确保1000℃附近的优异的耐热性一边改善被削性，从而想到本发明。

即，被削性优异的本发明的奥氏体系耐热铸钢，其特征在于，

以质量基准计，含有

C：0.4～0.55％、

Si：1～2％、

Mn：0.5～1.5％、

Cr：18～27％、

Ni：8～22％、

Nb：1.5～2.5％、

N：0.01～0.3％、

S：0.1～0.2％和

Al：0.02～0.15％，

余量由Fe和不可避免的杂质构成，

并且由下式：

I＝100×S+75×Al+0.75×Mn-10×C-2×Nb-0.25×Cr-0.15×Ni-1.2×N

(其中，各元素符号表示铸钢中的各元素的质量％。)

表示被削性指数(I值)满足-3.0≤I值≤+14.0的条件。

本发明的奥氏体系耐热铸钢，以质量基准计，也可以还含有W和/或Mo为0.5～3.2质量％(作为W+2Mo)。

本发明的奥氏体系耐热铸钢，优选具有如下组织，即相对于全部硫化物粒子的当量圆直径为2μm以上的硫化物粒子的比例，以面积率计为60％以上。

对于本发明的奥氏体系耐热铸钢，使用超硬工具，以150m/分钟的切削速度、0.2mm/刃的每刀进给量，1.0mm的进刀量、和在无切削液的条件下实施干式铣削加工时，由超硬工具的后刀面的摩耗量到达0.2mm的切削时间表示的工具寿命优选为25分钟以上。

本发明的排气系统零件，其特征在于，由上述奥氏体系耐热铸钢构成。作为这样的排气系统零件的优选例，可列举排气歧管、涡轮壳、涡轮壳一体化排气歧管、催化剂室、催化剂室一体化排气歧管和排气口。

【发明的效果】

本发明的奥氏体系耐热铸钢除了1000℃附近的优异的耐热性以外，还具有良好的被削性，因此不仅可以使切削加工中的工具寿命延长，而且还可能增加切削速度，能够提高切削加工的生产率和经济性。若使用具有这样特征的本发明的奥氏体系耐热铸钢，则能够低成本高效率地制造汽车用的排气系统零件。

附图说明

图1是表示实施例8的奥氏体系耐热铸钢的显微组织的光学显微镜照片。

图2是表示比较例16的铸钢的显微组织的光学显微镜照片。

具体实施方式

[1]奥氏体系耐热铸钢

以下详细地说明本发明的奥氏体系耐热铸钢的组成和组织。还有，构成合金的各元素的含量除非特别指出，否则均以质量％表示。

(A)组成

(1)C(碳)：0.4～0.55％

C具有如下作用：(a)使熔液的流动性提高(改进铸造性)作用；(b)部分地在基体发生固溶而固溶强化的作用；(c)通过Cr碳化物的形成而提高高温强度的作用；和(d)与Nb形成共晶碳化物而提高耐热铸钢的铸造性和高温强度的作用。为了有效地发挥这样的作用，需要C为0.40％以上。但是，若C超过0.55％，则结晶碳化物和析出碳化物变得过多，使耐热铸钢的延展性降低，并且使被削性劣化。因此，使C的含量为0.4～0.55％。C的含量优选为0.42～0.52％。

(2)Si(硅)：1～2％

Si除了作为熔液的脱氧剂起作用以外，对于耐氧化性的提高，和由此带来的热疲劳寿命的改善也是有效的元素。为了得到这样的作用，需要Si的含量为1％以上。但是，过剩的Si使奥氏体组织不稳定化，使耐热铸钢的铸造性劣化，此外还会由于硬化致使被削性恶化。因此，Si的含量为2％以下。因此，Si的含量为1～2％。Si的含量优选为1.25～1.8％，更优选为1.3～1.6％。

(3)Mn(锰)：0.5～1.5％

Mn与Si同样，除了作为熔液的脱氧剂有效以外，还与S结合而形成硫化物粒子MnS，从而改善耐热铸钢的被削性。为了发挥这些效果，需要Mn的含量为0.5％以上。但是，因为过剩的Mn使耐氧化性劣化，所以使Mn的含量为1.5％以下。因此，Mn的含量为0.5～1.5％。

(4)Cr(铬)：18～27％

Cr与后述的Ni一起提高耐热铸钢的高温强度和耐氧化性，借助其碳化物使耐热性提高，此外还形成与Mn和S的复合硫化物粒子(Cr/Mn)S，由此使被削性提高。特别是为了使1000℃附近的高温区域下的耐热性提高，并且为了改善被削性，需要使Cr含有18％以上。但是，若含有高于27％的Cr，则碳化物的结晶量过多，不仅使耐热铸钢的被削性显著恶化，而且由于脆化使延展性和韧性降低。另外，由于过剩的Cr导致铁素体在组织中结晶，耐热铸钢的高温强度降低。因此，Cr含量为18～27％。从被削性的观点出发，Cr的优选含量为18～22％。

(5)Ni(镍)：8～22％

Ni是奥氏体生成元素，使耐热铸钢的奥氏体组织稳定化，并且与Cr一起提高耐热铸钢的高温强度和耐氧化性，除此之外，还提高薄壁而复杂形状的排气系统零件的铸造性。为了有效地发挥这样的作用，需要Ni的含量为8％以上。但是，若含有超过22％的Ni，则Ni向基体中的固溶量增加，因此耐热铸钢硬化，被削性降低。因此，Ni含量为8～22％。从被削性的观点出发，Ni的优选含量为8～12％。

(6)Nb(铌)：1.5～2.5％

Nb抑制Cr碳化物的形成，由此不仅间接地使耐氧化性和被削性提高，而且与C结合形成微细的碳化物，使耐热铸钢的高温强度和热疲劳寿命提高。另外，奥氏体和Nb碳化物(NbC)的共晶碳化物，在排气系统零件这样的薄壁下使复杂形状的铸件的铸造性提高。出于这样的目的，Nb的含量需要为1.5％以上。但是，若过剩地含有Nb，则在结晶晶界生成的硬质的共晶碳化物变得过多，不仅被削性反而恶化，而且由于脆化还会导致强度和延展性显著降低。因此，Nb的含量为1.5～2.5％。

(7)N(氮)：0.01～0.3％

N是强力的奥氏体生成元素，使耐热铸钢的奥氏体基体稳定化而使高温强度提高。另外，N对于使不能进行用于晶粒微细化的锻造或轧制的复杂形状的铸造品的晶粒微细化也是有效的元素。通过晶粒微细化提高延展性和被削性。此外，因为N使C的扩散速度延迟，所以使析出碳化物的凝集延迟而抑制碳化物的粗大化，因而有效地防止脆化。为了得到这样的效果，N的含量需要为0.01％以上。但是，若含有超过0.3％的N，则N向基体中的固溶量增加，耐热铸钢硬化，并且与Cr和Al结合而使Cr₂N、AlN等的硬而脆的氮化物大量析出，反而使被削性降低。另外这些氮化物成为龟裂和裂纹的起点，使强度和延展性恶化。此外，过剩的N在铸造时助长针孔和气孔等的气体缺陷的发生，使铸造成品率恶化。因此，N的含量为0.01～0.3％，优选为0.06～0.25％。

(8)S(硫)：0.1～0.2％

S对于改善本发明的奥氏体系耐热铸钢的被削性是重要的元素。S与Mn和Cr结合而形成MnS，(Cr/Mn)S等的硫化物粒子，使耐热铸钢的被削性提高。球状或块状的硫化物粒子通过切削时的润滑作用和切屑的分断作用而使被削性提高，这是历来已知的，但在本发明中，通过使S的被削性提高作用与后述的Al的被削性提高作用组合，从而大幅改善被削性。为了得到该效果，需要S为0.1％以上。但是，若含有超过0.2％的S，则高温强度和延展性的劣化倾向提高。因此，S的含量为0.1～0.2％，优选为0.12～0.18％。

(9)Al(铝)：0.02～0.15％

Al对于改善本发明的奥氏体系耐热铸钢的被削性是重要的元素。例如利用工具切削耐热铸钢时，在耐热铸钢的基体中固溶的Al，由于切削加工中发生的热而与大气中等的氧反应，在耐热铸钢的表面形成作为高熔点氧化物的Al₂O₃。Al₂O₃作为保护被膜发挥功能，防止工具的熔敷，延长工具的寿命。为了通过含有Al而形成保护被膜，防止工具的熔敷，需要添加0.02％以上的Al。另一方面，若含有超过0.15％的Al，则熔炼时生成的Al₂O₃和AlN作为夹杂物而残留在耐热铸钢中。Al₂O₃助长所谓熔渣和夹渣这样的铸造缺陷，使铸造成品率恶化。另外因为AlN硬而脆，所以反而使被削性降低。另外，这些氧化物和氮化物均会成为龟裂和裂纹的起点，使高温强度和延展性降低。因此，使Al的含量为0.02～0.15％，优选为0.04～0.10％，更优选为0.04～0.08％。

(10)被削性指数(I值)：-3.0～+14.0

在本发明中，只是各元素满足上述组成范围并不充分，还需要由下式：I＝100×S+75×Al+0.75×Mn-10×C-2×Nb-0.25×Cr-0.15×Ni-1.2×N：(其中，各元素符号表示铸钢中的各元素的质量％。)表示的被削性指数(I值)满足-3.0≤I值≤+14.0的条件。

可知本发明的奥氏体系耐热铸钢的被削性的提高，仅仅含有S和Al的任意一方无法达成，而是在同时含有两者时才可达成。其理由不一定明确，但考虑是耐热铸钢中所形成的MnS等的硫化物粒子富于延展性，具有润滑作用，另外由于切削加工时的切削温度的上升而形成的Al₂O₃具有工具的保护作用。容易相互融合的MnS和Al₂O₃形成具有润滑作用和保护作用的良好的复合被膜，缓和工具与被削材的直接接触造成的熔敷，使切削阻力降低而抑制工具的磨耗，因而推测会大幅提高被削性，并且使工具的寿命延长。如此将S、Al和Mn的含量限定在上述范围的基础上，通过最佳地调整其总含量，充分形成有复合润滑保护被膜的本发明的奥氏体系耐热铸钢，发挥出优异的被削性。

另外，若C、Nb、Cr、Ni和N的总含量过剩，则可知耐热铸钢的被削性有降低的倾向。具体来说，若C、Nb和Cr增加，则碳化物变多，若Ni增加，则合金硬化，另外若N增加，则不仅合金硬化，而且氮化物变多，均使耐热铸钢的被削性恶化。本发明其特征在于，在将C、Nb、Cr、Ni和N各自的含量限定在上述范围的基础上，再将其总含量调整到期望的范围，从而抑制耐热铸钢的被削性的恶化。还有，若Si的含量增加，则与上述5个元素同样会使耐热铸钢的被削性降低，但Si带给被削性的影响在本发明的组成范围内小到以至于能够无视，因此不包含在被削性指数内。

为了调整S、Al和Mn的总含量而由复合润滑保护被膜实现被削性的提高，并且通过调整C、Nb、Cr、Ni和N的总含量来抑制被削性的恶化，对于S、Al、Mn、C、Nb、Cr、Ni和N这8个元素带给被削性的影响程度详细地进行研究，其结果发现，如果由100×S+75×Al+0.75×Mn-10×C-2×Nb-0.25×Cr-0.15×Ni-1.2×N表示的被削性指数(I值)在-3.0～+14.0的范围内，则能够确保充分的被削性。当然，即使I值在-3.0～+14.0的范围内，如果各元素的含量处于希望的范围外，则也不能确保充分的被削性。I值优选的范围是2.0～8.0。

作为奥氏体系耐热铸钢的被削性的评价的标准，采用的是用于切削加工的超硬工具的寿命。在使用超硬工具的切削加工中，本发明的奥氏体系耐热铸钢所对应的工具寿命，是WO 2005/103314所述的奥氏体系耐热铸钢(比较例26)所对应的工具寿命(15分)的1.6倍以上时，本发明的奥氏体系耐热铸钢可以说具有优异的被削性。关于工具寿命，在使用超硬工具，以150m/分钟的切削速度、0.2mm/刃的每刀进给量、1.0mm的进刀量和无切削液的条件下实施干式铣削加工时，由超硬工具的后刀面的磨耗量达到0.2mm为止的切削时间表示。

(11)W(钨)和/或Mo(钼)：优选为0.5～3.2％(作为W+2Mo)

W和Mo均是改善耐热铸钢的高温强度的元素，因此为了提高本发明的奥氏体系耐热铸钢的高温强度，也可以在不损害被削性的范围内添加W和/或Mo。但是，若过剩地添加W和/或Mo，则耐热铸钢的耐氧化性和被削性降低。Mo的添加效果是W的添加效果的二倍，因此以W+2Mo(质量标准)规定W和/或Mo的添加量。因此，W在单独添加时，W优选为0.5～3.2％，更优选为0.8～3.0％，最优选为1.0～2.5％。另外Mo在单独添加时，使Mo为0.25～1.6％，更优选为0.4～1.5％，最优选为0.5～1.25％。此外，W和Mo在复合添加时，使W+2Mo优选为0.5～3.2％，更优选为0.8～3.0％，最优选为1.0～2.5％。

(12)不可避免的杂质

本发明的奥氏体系耐热铸钢所含有的不可避免的杂质，主要是从原材料混入的P。P在结晶晶界偏析而使韧性显著降低，因此优选尽可能少，具体来说优选为0.04％以下。

(B)组织

(1)当量圆直径为2μm以上的硫化物粒子相对于全部硫化物粒子的面积率：60％以上

在本发明的奥氏体系耐热铸钢的组织中结晶的大的硫化物粒子越多，被削性越提高，用于奥氏体系耐热铸钢的切削加工的工具的寿命越有延长的倾向。将当量圆直径为2μm以上的硫化物粒子作为大的硫化物粒子。在此，所谓硫化物粒子的当量圆直径，是具有与硫化物粒子的面积相同的面积的圆的直径。为了进一步改善被削性，相对于全部硫化物粒子的当量圆直径为2μm以上的硫化物粒子的面积率优选为60％以上，更优选为70％以上，最优选为80％以上。当量圆直径为2μm以上的硫化物粒子的面积率的上限没有特别限定，但如果是在本发明的组成范围，为95％左右。因此硫化物粒子以Al氧化物作为核结晶，所以为了使当量圆直径为2μm以上的硫化物粒子的面积率在60％以上，需要在含有比较大量的Nb的本发明的奥氏体系耐热铸钢中，复合添加Al和S，并且将合金元素的含量限制在本发明所规规定的范围。

通过使当量圆直径为2μm以上的硫化物粒子的面积率为60％以上，被削性会提高，被推测是基于以下的机理。在大量含有Nb达1.5～2.5％的本发明的奥氏体系耐热铸钢中，凝固时会大量形成NbC、NbN等的碳化物和氮化物，也形成以面积比计达20％以上的Nb的共晶碳化物。Nb的碳化物和氮化物，作为用于使MnS、(Cr/Mn)S等的硫化物粒子均匀结晶的核发挥功能，均匀分散的硫化物粒子使被削性提高，但可知这样的效果在至多含有约0.5％的Nb的结构用钢和快削钢等的钢种中能够取得，在含有超过0.5％的Nb的钢种中则不能取得。之所以在如此含有超过0.5％的Nb的钢种中得不到被削性的提高效果，推测是由于在含有超过0.5％的Nb的钢中，因为形成有大量的Nb的碳化物和氮化物，所以以它们为核而结晶的硫化物粒子微细化，并且与Nb的碳化物和氮化物共存而呈共晶状地分布不均，因此得不到均匀分散的适度大小的硫化物粒子，切削时的润滑作用和切屑的分断作用小。

另一方面，Al即使微量，也会形成作为MnS等的硫化物粒子的结晶核发挥功能的Al₂O₃等的氧化物。Al氧化物容易在熔液中凝集而粗大化，因此以其为核而结晶的硫化物粒子也变大。大的硫化物粒子越是大量存在，被削性越提高。本发明的奥氏体系耐热铸钢，因为在含有比较多的Nb的同时也含有Al，所以相比Nb的碳化物和氮化物，借助硫化物粒子的生成作用大的粗大的Al氧化物的形成，大的硫化物粒子大量结晶。如此，在含有Nb和Al的本发明的奥氏体系耐热铸钢中，可抑制以Nb的碳化物和氮化物为核，微细的硫化物粒子分布不均而结晶，并且以Al氧化物为核而使当量圆直径大到2μm以上的硫化物粒子以均匀分散的方式结晶，均匀分散的大的硫化物粒子有效地发挥着切削时的润滑作用和切屑的分断作用，因此被削性提高。还有，Al氧化物带来的硫化物粒子的粗大化和均匀分散化的作用，与通过切削加工的发热而在基体中固溶的Al所形成的高熔点氧化物的Al₂O₃对工具的保护作用不同。

如以上，本发明的奥氏体系耐热铸钢通过S和Al的复合添加，发挥出硫化物粒子的润滑作用，和在切削加工时所形成的高熔点的Al氧化物带来的工具的保护作用，以及Al氧化物带来的硫化物粒子的粗大化和均匀分散化作用，因此被削性大幅提高。

[2]工具寿命

本发明的奥氏体系耐热铸钢的被削性，由使用超硬工具、以150m/分钟的切削速度、0.2mm/刃的每刀进给量、1.0mm的进刀量和无切削液的条件实施干式铣削加工时，超硬工具的后刀面的磨耗量到达0.2mm为止的切削时间表示。工具寿命优选为25分钟以上。在铸态的状态使用铸造构件的情况很罕见，而是会实施利用立铣刀的滚切、利用旋床的车削、利用钻头的钻孔等的机械加工。例如，在排气歧管中，对于作为与发动机的气缸盖和涡轮壳的连接部的凸缘的安装面进行铣削，钻穿出安装孔。像奥氏体系耐热铸钢这样的难削材料，如果以上述切削条件实施铣削加工时的工具寿命为25分钟以上，则可以说具有优异的被削性。本发明的奥氏体系耐热铸钢，更优选上述工具寿命为30钟分以上，进一步优选40钟分以上，最优选50分钟以上。

[3]排气系统零件

本发明的排气系统零件由被削性优异的本发明的奥氏体系耐热铸钢构成。排气系统零件的优选例，是排气歧管、涡轮壳、涡轮壳一体化排气歧管、催化剂室、催化剂室一体化排气歧管和排气口，但不限定于此。

本发明的排气系统零件，即使曝露在1000℃以上的高温尾气下，表面温度达到950～1000℃，仍发挥出高耐热性。此外，本发明的排气系统零件具有优异的被削性，因此机械加工的生产率和经济性高，能够廉价地制造。因此，可以将发动机的高性能化和低油耗化的技术也应用于低端车，有助于汽车的尾气净化和燃油效率改善。

通过以下的实施例更详细地说明本发明，但本发明不限定于此。构成奥氏体系耐热铸钢的各元素的含量，除非特别指出，否则均以“质量％”表示。

实施例1～20和比较例1～26

实施例1～20的奥氏体系耐热铸钢(本发明的组成范围内)的化学组成和被削性指数(I值)显示在表1中，比较例1～26的耐热铸钢的化学组成和被削性指数(I值)显示在表2中。比较例5是Mn的含量过少的铸钢，比较例7是S的含量过少的铸钢，比较例16和18是Al的含量过少的铸钢，比较例22和23是I值过小和铸钢，比较例24和25是I值过大的铸钢。比较例26是WO 2005/103314所述的高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢的一例。

【表1-1】

【表1-2】

注：(1)余量是Fe和不可避免的杂质。

(2)被削性指数(I值)＝100×S+75×Al+0.75×Mn-10×C-2×Nb-0.25×Cr-0.15×Ni-1.2×N。

【表2-1】

【表2-2】

注：(1)余量为Fe和不可避免的杂质。

(2)被削性指数(I值)＝100×S+75×Al+0.75×Mn-10×C-2×Nb-0.25×Cr-0.15×Ni-1.2×N。

使用100kg的高频熔炉(碱性炉衬)将实施例1～20和比较例1～26的各原料大气熔化后，以1550～1600℃出炉，立即以1500～1550℃浇注到1英寸Y型块(block)用铸模和圆筒状试验片(用于被削性评价)用铸模中，得到各铸钢的供试材。从各供试材上切下试验片，进行以下的评价。

(1)工具寿命

对于从各供试材上切下的外径96mm、内径65mm和高度120mm的圆筒状试验片的端面，使用以PVD涂覆有TiAlN的超硬刀片，借助铣床，按以下的条件进行铣削。

切削速度：150m/分钟

每刀进给量：0.2mm/刃

进刀量：1.0mm

进给速度：48～152mm/分钟

转速：229～763rpm

切削液：无(干式)

在各圆筒状试验片的铣削中，超硬刀片的后刀面的磨耗量为0.2mm时判定为到达寿命，测量至此为止的切削时间(分钟)，而作为工具寿命。通过工具寿命表示各圆筒状试验片的被削性。显然，工具寿命越长，被削性越好。表3中显示实施例1～20的工具寿命，表4中显示比较例1～26的工具寿命。

由表3可知，实施例1～20的试验片，工具寿命均为25分钟以上。相对于此，由表4可知，对于复合润滑保护被膜的形成重要的Mn、S和Al的含量或I值在本发明的范围外的比较例5、7、16、18和22～25，C、Si、Cr、Ni、W、Nb或N的含量过多的比较例2、3、10、12、13、15和21，Cr、Nb或N的含量过少的比较例9、14和20，Al含量过多的比较例17和19，和WO 2005/103314所述的现有的耐热铸钢的比较例26的试验片，工具寿命均低于25分钟。由此结果可知，本发明的奥氏体系耐热铸钢具有良好的被削性。

(2)组织

从被削性评价后的各圆筒状试验片的端部切下组织观察用的试验片，通过以下的方法，求得相对于全部硫化物粒子的当量圆直径为2μm以上的硫化物粒子的面积率。首先，对试验片进行镜面研磨，不进行腐蚀，拍摄任意的5个视野的光学显微镜照片，对于各视野，利用图像分析装置求得100μm×140μm的观察区域中的全部硫化物粒子的总面积。其次，利用图像分析装置在各观察区域中特定当量圆直径(相同面积的圆的直径)为2μm以上的硫化物粒子，求得它们的总面积。计算当量圆直径为2μm以上的硫化物粒子相对于各观察区域中的全部硫化物粒子的总面积的面积率(％)。就5个视野平均所得到的值，作为相对于全部硫化物粒子的当量圆直径在2μm以上的硫化物粒子的面积率。实施例1～20的结果显示在表3中，比较例1～26的结果显示在表4中。还有，测量对象的组织中的夹杂物是MnS、(Cr/Mn)S等的硫化物粒子，这通过使用了装配在场发射型扫描电子显微镜上的能量色散型X射线分析装置(FE-SEM EDS：株式会社日立制作所制的S-4000，EDX KEVEX DELTA系统)的分析进行了确认。

如表3表明的，实施例1～20中，当量圆直径为2μm以上的硫化物粒子相对于全部硫化物粒子的面积率为60％以上。其中，实施例4～8、11、12、14、15、17、19和20中，上述面积率在70％以上。相对于此，由表4可知，Al含量过少的比较例16和18，上述面积率均低于60％。

图1表示实施例8的奥氏体系耐热铸钢的显微组织，图2表示比较例16的铸钢的显微组织。在图1和图2中，白色部分是奥氏体相1，灰色部分是层状的Nb的共晶碳化物2，黑色粒子是硫化物粒子3。硫化物粒子3中，有当量圆直径为2μm以上的大的硫化物粒子31，和当量圆直径低于2μm的微细的硫化物粒子32。含有本发明的范围内的Al的实施例8，如图1所示分散有大的硫化物粒子31，微细的硫化物粒子32只有一点。实施例8中，当量圆直径为2μm以上的硫化物粒子相对于全部硫化物粒子的面积率为83％，工具寿命长达60分钟。相对于此，Al含量过少的比较例16，如图2所示，微细的硫化物粒子32呈共晶状分布不均，几乎没有大的硫化物粒子31。比较例16中，上述面积率比为46％，工具寿命短至21分钟。

(3)氧化减量

在曝露于来自发动机的1000℃以上的尾气(含有硫氧化物、氮氧化物等的氧化性气体)下的排气系统零件的表面，形成有氧化膜。若氧化进行，则龟裂以氧化膜为起点进入，氧化进展至排气系统零件内部，最终龟裂从排气系统零件的表面贯通至背面，招致尾气的漏泄和排气系统零件的裂纹。因此，为了评价排气系统零件的1000℃下的耐氧化性，通过以下的方法求得氧化减量。即，从1英寸Y型块的各供试材上切下直径10mm和长度20mm的圆棒试验片，将其在大气中于1000℃保持200小时后，实施喷丸处理而除去氧化皮，求得氧化试验前后的单位面积的质量变化[氧化减量(mg/cm²)]。实施例1～20的氧化减量的结果显示在表3中，比较例1～26的氧化减量的结果显示在表4中。

为了在1000℃附近发挥充分的耐热性，以上述方法求得的氧化减量优选为20mg/cm²以下，更优选为10mg/cm²以下。如表3表明的，实施例1～20的氧化减量全部在20mg/cm²以下。由此结果可知，本发明的奥氏体系耐热铸钢耐氧化性优异，在到达1000℃附近的温度下的排气系统零件上使用时，发挥出充分的耐氧化性。相对于此，如表4所表明的、Si、Cr或Nb的含量过少的比较例3、9和14，以及Mn或W的含量过多的比较例6和13，氧化减量均超过20mg/cm²。这意味着，比较例3、6、9、13和14的铸钢在到达1000℃附近的温度下的排气系统零件上使用时，不能发挥充分的耐氧化性。

(4)高温屈服强度

对于排气系统零件要求有如下的耐热变形性，即，即使发动机的运转(加热)和停止(冷却)反复进行也难以发生热变形。为了确保充分的耐热变形性，优选具有高的高温强度。高温强度能够通过1000℃下的0.2％屈服强度(高温屈服强度)进行评价。从1英寸Y型块的各供试材上切下标点间距离50mm和直径10mm的平滑圆棒带檐试验片，将其安装在电气-液压伺服式材料试验机(株式会社岛沣制作所制，商品名サ一ボパルサ一EHF-EDl0T-20L)，对于各试验片，测量大气中1000℃下的0.2％屈服强度(MPa)。实施例1～20的高温屈服强度的测量结果显示在表3中，比较例1～26的高温屈服强度的测量结果显示在表4中。

为了在1000℃附近发挥充分的耐热性，优选1000℃下的0.2％屈服强度为40MPa以上。1000℃下的0.2％屈服强度为40MPa以上的耐热铸钢所构成的排气系统零件，即使拘束下曝露于1000℃，也具有抑制龟裂和裂纹的发生所需的充分的强度。本发明的奥氏体系耐热铸钢的1000℃下的0.2％屈服强度更优选为45MPa以上，最优选为50MPa以上。

由表3表明，实施例1～20的试验片的高温屈服强度为40MPa以上。据此结果可知，本发明的奥氏体系耐热铸钢高温屈服强度优异，在到达1000℃附近的温度的排气系统零件上使用时，发挥着充分的高温强度。相对于此，C、Cr、Ni或N的含量过少的比较例1、9、11和20，S、Nb或N的含量过多的比较例8、15和21，以及Al含量过多的比较例17和19，高温屈服强度均低于40MPa。这意味着，比较例1、8、9、11、15、17和19～21的铸钢高温屈服强度不充分，在到达1000℃附近的温度的排气系统零件上使用时不能发挥充分的高温强度。

(5)热疲劳寿命

对于排气系统零件要求有如下耐热龟裂性，即，即使发动机的运转(加热)和停止(冷却)反复进行也难以发生热龟裂。耐热龟裂性能够根据热疲劳寿命评价。热疲劳寿命通过热疲劳试验进行评价，所述热疲劳试验是从1英寸Y型块的各供试材上切下标点间距离25mm和直径10mm的平滑圆棒试验片，将其以拘束率0.25安装在与前述高温屈服强度的试验相同的电气-液压伺服式材料试验机上，对于各试验片在大气中，在冷却下限温度150℃、加热上限温度1000℃、和温度振幅850℃下，使1个循环为升温时间2分钟、保持时间1分钟和冷却时间4分钟的合计7分钟，重复此加热冷却循环，机械性地拘束伴随加热冷却的伸缩而使热疲劳破坏发生。

机械的拘束的程度，以[(自由热膨胀伸长-机械的拘束下的伸长)/(自由热膨胀伸长)]所定义的拘束率表示。例如所谓拘束率1.0，是指试验片从150℃加热至1000℃时，不允许完全伸长的机械的拘束条件。另外所谓拘束率0.5，是指自由膨胀伸长例如伸长2mm时，只允许1mm的伸长的机械的拘束条件。因此在拘束率0.5时，升温中施加压缩载荷，降温中施加抗拉载荷。实际的汽车发动机的排气系统零件的拘束率是允许一定程度伸长的0.1～0.5左右，因此以拘束率0.25评价热疲劳寿命。

关于热疲劳寿命，在根据伴随加热冷却的反复的载荷的变化而求得的载荷-温度图解中，是以第2个循环的最大抗拉载荷为标准(100％)，在各循环中测量的最大抗拉载荷直到降低至75％的加热冷却循环数。实施例1～20的热疲劳寿命的测量结果显示在表3中，比较例1～26的热疲劳寿命的测量结果显示在表4中。

为了在1000℃附近发挥充分的耐热性，优选通过以加热上限温度1000℃、温度振幅800℃以上、和拘束率0.25的条件进行加热冷却的热疲劳试验而测量的热疲劳寿命在500个循环以上。热疲劳寿命为500个循环以上的耐热铸钢所构成的排气系统零件耐热龟裂性优异，因发动机的加热冷却的反复而发生的龟裂和变形，导致达到热疲劳破坏的寿命长。本发明的奥氏体系耐热铸钢，更优选由上述热疲劳试验测量的热疲劳寿命为700个循环以上，最优选为800个循环以上。

由表3表明，实施例1～20的热疲劳寿命全部为500个循环以上。由此结果可知，本发明的奥氏体系耐热铸钢热疲劳寿命优异，在达到1000℃附近的温度的加热和冷却反复进行的排气系统零件上使用时，发挥着充分的耐热龟裂性。相对于此，由表4表明，Si或Nb的含量过少的比较例3和14，热疲劳寿命均低于500个循环。这意味着，将比较例3和14的铸钢用于达到1000℃附近的温度的排气系统零件时，不能发挥充分的热疲劳寿命。

(6)室温延伸率

对于排气系统零件要求如下耐热变形性，即，即使发动机的运转(加热)和停止(冷却)反复进行也难以发生热变形。为了确保充分的耐热变形性，优选除了具有高的高温屈服强度以外还具有高延展性。为了评价延展性，从1英寸Y型块的各供试材上切下标点间距离50mm和直径10mm的平滑圆棒带檐试验片，将其安装在与前述高温屈服强度的试验相同的电气-液压伺服式材料试验机上，测量各试验片在大气中25℃下的室温延伸率(％)。实施例1～20的室温延伸率的测量结果显示在表3中，比较例1～26的室温延伸率的测量结果显示在表4中。

本发明的奥氏体系耐热铸钢优选室温下的延伸率为2.0％以上。室温延伸率在2.0％以上的耐热铸钢所构成的排气系统零件，从高温冷却至室温附近时，具有抑制从高温下发生的压缩应力转变的抗拉应力所造成的变形和龟裂发生所需的充分的延展性。另外，排气系统零件抵抗在制造中、向发动机的组装中、汽车的走动时和运转中等施加的机械的振动和冲击，能够抑制龟裂和裂纹。本发明的奥氏体系耐热铸钢的室温延伸率更优选为4.0％以上，最优选为6.0％以上。

由表3表示明，实施例1～20的室温延伸率全部在2.0％以上。由此结果可知，本发明的奥氏体系耐热铸钢室温延伸率优异，另外在重复进行加热/冷却的排气系统零件上使用时，发挥着充分的耐热变形性。相对于此，由表4表明，N含量过少的比较例20，C、S、Cr、Ni、Nb或N的含量过多的比较例2、8、10、12、15和21，以及Al含量过多的比较例17和19，室温延伸率低于2.0％。这意味着比较例2、8、10、12、15、17和19～21的铸钢室温延伸率不充分，另外在反复进行加热/冷却的排气系统零件上使用时，不能发挥出充分的耐热变形性。

如上述可知，本发明的奥氏体系耐热铸钢，除了到达1000℃附近的温度下的排气系统零件所要求的耐热性(耐氧化性、高温强度、耐热龟裂性和耐热变形性)以外，还具有良好的被削性。

【表3】

注：(1)当量圆直径为2μm以上的硫化物粒子相对于全部硫化物粒子的面积率。

【表4】

注：(1)当量圆直径为2μm以上的硫化物粒子相对于全部硫化物粒子的面积率。

Claims (5)

1.一种被削性优异的奥氏体系耐热铸钢，其特征在于，以质量基准计，含有

C：0.4～0.55％、

Si：1～2％、

Mn：0.5～1.5％、

Cr：18～27％、

Ni：8～22％、

Nb：1.5～2.5％、

N：0.01～0.3％、

S：0.1～0.2％、和

Al：0.02～0.15％，

余量由Fe和不可避免的杂质构成，

并且由下式：I＝100×S+75×Al+0.75×Mn-10×C-2×Nb-0.25×Cr-0.15×Ni-1.2×N表示的被削性指数即I值满足-3.0≤I值≤+14.0的条件，其中，各元素符号表示铸钢中的各元素的质量％。

2.根据权利要求1所述的奥氏体系耐热铸钢，其特征在于，以质量基准计，还含有作为W+2Mo的W和/或Mo为0.5～3.2％。

3.根据权利要求1或2所述的奥氏体系耐热铸钢，其特征在于，具有当量圆直径为2μm以上的硫化物粒子相对于全部硫化物粒子的比率，以面积率计为60％以上的组织。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的奥氏体系耐热铸钢，其特征在于，使用超硬工具，以150m/分钟的切削速度、0.2mm/刃的每刀进给量、1.0mm的进刀量、和无切削液的条件下实施干式铣削加工时，超硬工具的后刀面的摩耗量截止到达0.2mm的切削时间所表示的工具寿命为25分钟以上。

5.一种排气系统零件，其特征在于，由权利要求1～4中任一项所述的被削性优异的奥氏体系耐热铸钢构成。