CN104846295B - 奥氏体系耐热铸钢 - Google Patents

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Abstract

本发明通过使热负荷时的铁素体相的析出降低，能够使奥氏体组织稳定，提高耐热性。一种奥氏体系耐热铸钢，包含C：0.1～0.6质量％、Si：1.0～2.5质量％、Mn：1.0～3.5质量％、S：0.05～0.2质量％、Cr：14～24质量％、Ni：5～20质量％、N：0.1～0.3质量％、Zr：0.01～1.2质量％、Cu：0.01～1.5质量％、Nb：0.01～1.5质量％，余量为铁以及不可避免的杂质，满足Mn‑S≥1.0和C‑(1/12Cr‑32Zr)＞0，在此，在这些式子中，元素符号是将与该元素符号对应的元素的含量用原子％表示出的值。

Description

奥氏体系耐热铸钢
技术领域
本发明涉及奥氏体系耐热铸钢，特别是涉及热疲劳特性优异的奥氏体系耐热铸钢。
背景技术
以往，奥氏体系耐热铸钢被用于汽车的排气歧管和涡轮机壳体等的排气系统部件等。这样的部件，使用环境为高温、很严酷，因此为了具有优异的热疲劳特性，需要高温强度特性优异、和从常温到高温的韧性优异。
从这样的角度出发，例如专利文献1提出了含有C：0.2～1.0质量％、C-Nb/8：0.05～0.6质量％、Si：2质量％以下、Mn：2质量％以下、Ni：8～20质量％、Cr：15～30质量％、Nb：0.5～6质量％、W：1～6质量％、N：0.01～0.3质量％、S：0.01～0.5质量％、余量为Fe以及不可避免的杂质的奥氏体系耐热铸钢。
另外，专利文献2提出了含有C：0.05～0.65质量％、Si：0.10～3.0质量％、Mn：0.10～11.0质量％、Ni：3～40质量％、Cr：12～23质量％、N：≤0.5质量％，且用[Ca质量％]-0.9[O质量％]表示的有效Ca量为-0.0020以上的奥氏体系耐热铸钢。
在先技术文献
专利文献
专利文献1特开平7-228948号公报
专利文献2特开平9-287022号公报
发明内容
可是，专利文献1所述的奥氏体系耐热铸钢，通过使Ni(镍)的含量为8～20质量％来谋求奥氏体组织的稳定化，在专利文献2中，通过与目前的奥氏体系耐热铸钢相比过多地含有Mn(锰)来进一步谋求奥氏体组织的稳定化。
但是，不论哪种奥氏体系耐热铸钢都含有Cr(在专利文献1中为Cr：15～30质量％，在专利文献2中为Cr：12～23质量％)，因此在受到热负荷时在晶界容易析出铬碳化物(Cr23C6)。通过该铬碳化物的析出，使奥氏体组织稳定化的元素C(碳)在奥氏体组织内减少。其结果，如专利文献1以及2所示，即使添加作为奥氏体稳定元素的Ni以及Mn，也因C的减少而被抵消，不能够彻底地使奥氏体组织稳定化。由此，有时在热负荷时在奥氏体组织中析出铁素体相。
另外，如专利文献2所示，即使添加Mn(锰)，在添加有S(硫)的情况下，会生成有MnS，虽然被切削性提高，但是有时有助于奥氏体组织的稳定化的Mn也减少。
本发明是鉴于这样的问题而完成的，其目的在于提供通过使热负荷时的铁素体相的析出降低而使奥氏体组织稳定、耐热性优异的奥氏体系耐热铸钢。
本发明人通过锐意进行很多的实验和研究，得到了以下新见解：通过向奥氏体系耐热铸钢中添加Zr(锆)，能将奥氏体晶粒微细化，能够使向晶界偏析的Cr(铬)分散。还得到了以下见解：由此使晶界中的Cr浓度降低，并降低了在晶界的周围与Cr结合的C(碳)量，其结果能够将奥氏体组织稳定化。这与以往的、通过大量添加作为奥氏体稳定化元素的Ni、Mn来使奥氏体组织稳定化的技术思想完全不同。另外认为，在奥氏体系耐热铸钢中，确保不与S结合的Mn，并使其固溶于奥氏体晶粒中也很重要。
本发明是基于本发明人的上述新见解的发明，本发明涉及的奥氏体系耐热铸钢，其特征在于，包含
C：0.1～0.6质量％、
Si：1.0～2.5质量％、
Mn：1.0～3.5质量％、
S：0.05～0.2质量％、
Cr：14～24质量％、
Ni：5～20质量％、
N：0.1～0.3质量％、
Zr：0.01～1.2质量％、
Cu：0.01～1.5质量％、
Nb：0.01～1.5质量％，
余量为铁以及不可避免的杂质，
满足下述(1)式以及(2)式，
Mn-S≥1.0…(1)，
C-(1/12Cr-32Zr)＞0…(2)，
在此，(1)式以及(2)式中所示的元素符号是将与该元素符号对应的元素的含量用原子％表示出的值。
本发明涉及的奥氏体系耐热铸钢的基本成分，是以铁(Fe)为基础的奥氏体系耐热铸钢，在将整体设为100质量％时，以上述的范围含有上述的成分的碳(C)、硅(Si)、锰(Mn)、硫(S)、铬(Cr)、镍(Ni)、氮(N)、锆(Zr)、铜(Cu)、以及铌(Nb)。
在此，第1发明是考虑在理论上会生成MnS以及Cr23C6来进行研究的。具体而言，在第1发明中，通过满足(1)式所示的Mn(原子％)-S(原子％)≥1.0，即使生成有MnS，也能够使有助于奥氏体组织的稳定化的Mn固溶于奥氏体晶粒内，能够在奥氏体结晶粒内确保它。
进而，在第1发明中，通过设为(2)式所示的C(原子％)-{1/12Cr(原子％)-32Zr(原子％)}＞0，能以由(1)式带来的效果为前提，利用Zr将奥氏体晶粒微细化，因此能够使向晶界偏析的Cr(铬)分散。由此，能够使晶界中的Cr浓度降低，抑制晶界的周围的铬碳化物(Cr23C6)，能够防止使奥氏体组织稳定化的元素C的减少。
这样的结果，通过在加热时使铁素体相的析出降低，能够使奥氏体组织稳定，提高热疲劳特性、高温强度、高温耐氧化性等的耐热性。
而且，奥氏体系耐热铸钢，以上述的成分元素的含量为前提，使有助于奥氏体组织的稳定化的Mn固溶于奥氏体晶粒内，并且，利用Zr将奥氏体晶粒微细化，因此能够使向晶界偏析的Cr(铬)分散。由此，能够使晶界中的Cr浓度降低，抑制晶界的周围的铬碳化物(Cr23C6)。
进而，优选以满足上述的(1)式以及(2)式为前提，进一步满足下述(3)式。
-2.35Ni-3.36Mn-1.46Cr+2.03Si-0.48Nb-0.51Zr-0.47Cu+49.86≤3…(3)
在此，(3)式所示的元素符号，是将与该元素符号对应的元素的含量用质量％表示出的值。
该方式是从在对于各元素具有上述的范围的含量的奥氏体系耐热铸钢使热负荷作用时实际生成的奥氏体系耐热铸钢中的铁素体量来研究的。具体而言，对针对铁素体相的生成贡献率高的元素进行特定，利用统计学将贡献率高的元素的含量与铁素体相生成的量(铁素体量)的关系如上述的(3)式那样定式化。
再者，固溶的碳有奥氏体稳定化的效果，但添加的碳之中少量的碳形成了碳化物，不知道固溶于奥氏体的准确的碳量，因此在(3)式中没有关于碳的项，代替它，在(2)式中特定了碳量。
(3)式中的右边的值，是通过后述的本发明人的实验，利用重回归分析，由回归式求得的铁素体量(质量％)，左边所示的元素，是在热负荷时针对铁素体相的生成贡献率高的元素。如由该式明确的那样，Mn的系数为负的值，与其他的元素相比，绝对值最大，因此Mn的抑制铁素体相生成的贡献率高。如果(3)式中的左边的值为3(质量％)以下，则铁素体量(质量％)成为3质量％以下，奥氏体组织稳定。
作为更优选的方式，优选：奥氏体系耐热铸钢以0.25～0.5质量％的范围含有Zr。由此，即使是限制了Ni以及Mn的含量的情况，也能够使热负荷时的铁素体相生成量降低。在此，在Zr的含量小于0.25质量％的情况下，有时由Zr带来的奥氏体晶粒的微细化不充分，有时铬碳化物在晶界偏析，铁素体量增加。另外，在Zr的含量超过0.5质量％的情况下，有时通过Zr和C在晶界析出，使奥氏体组织稳定化的元素C(碳)在奥氏体组织内减少。
根据本发明，通过使热负荷时的铁素体相的析出降低，能够使奥氏体组织稳定，提高耐热性。
附图说明
图1是表示在实施例1～21以及比较例1～10之中、按Zr的添加范围不同而选择的实施例以及比较例涉及的奥氏体系耐热铸钢中含有的Ni+Mn量与铁素体量的关系的图。
图2是表示实施例18以及比较例2涉及的奥氏体系耐热铸钢的热处理前后的组织照片的图。
图3是表示实施例1～21以及比较例2～10涉及的奥氏体系耐热铸钢的A值与铁素体量的关系的图。
图4是表示实施例3、18、比较例11、12涉及的奥氏体系耐热铸钢的氧化减量的值的图。
具体实施方式
说明以下的本发明的实施方式涉及的奥氏体系耐热铸钢。
本实施方式涉及的奥氏体系耐热铸钢，含有C：0.1～0.6质量％、Si：1.0～2.5质量％、Mn：1.0～3.5质量％、S：0.05～0.2质量％、Cr：14～24质量％、Ni：5～20质量％、N：0.1～0.3质量％、Zr：0.01～1.2质量％、Cu：0.01～1.5质量％、Nb：0.01～1.5质量％，余量为铁以及不可避免的杂质。在此，以下对各元素和其含量进行详述。
＜C(碳)：0.1～0.6质量％＞
C在上述的范围内作为奥氏体组织的稳定化元素发挥作用，并且对高温强度的提高和铸造性的改善有效。在此，当其含量小于0.1质量％时，铸造性的改善效果小。另一方面，当其含量超过0.6质量％时，因CrC的析出，组织硬度增加，并且韧性降低。由此，有时奥氏体系耐热铸钢的被切削性降低。
＜Si(硅)：1.0～2.5质量％＞
Si在上述的范围内对耐氧化性和铸造性的改善有效。在此，当其含量小于1.0质量％时，有可能损害铸造性，另一方面，当其含量超过2.5质量％时，奥氏体系耐热铸钢的被切削性降低。
＜Mn(锰)：1.0～3.5质量％＞
Mn在上述的范围内促进脱氧反应，并且使奥氏体组织稳定化。在此，当其含量小于1.0质量％时，不仅没有脱氧效果，产生铸造缺陷，而且奥氏体组织的稳定化降低，由此热疲劳寿命降低。另一方面，当其含量超过3.5质量％时，有时在铸造时因与氧化硅(SiO2)铸模的反应，铸造品会形成凹凸，引起表面粗糙。另外，在加工时，产生加工诱发马氏体，因此奥氏体系耐热铸钢的被切削性降低。
＜S(硫)：0.05～0.2质量％＞
S在上述的范围内能够确保被切削性。在此，当其含量小于0.05质量％时，被切削性降低。另一方面，当其含量超过0.2质量％时，会生成大量的硫化物，因此会使热疲劳寿命降低。
＜Cr(铬)：14～24质量％＞
Cr在上述的范围内提高耐氧化性，对高温强度的改善有效。在此，当其含量小于14质量％时，耐氧化性的效果降低。另一方面，当其含量超过24质量％时，在热负荷时会促进铁素体化。
＜Ni(镍)：5～20质量％＞
Ni在上述的范围内能够使奥氏体组织稳定化。在此，当其含量小于5质量％时，耐氧化性的降低以及奥氏体组织的稳定化降低，由此引起热疲劳寿命降低。当其含量超过20质量％时，铸造性受到损害。另外，在本实施方式中，其含量超过10质量％时，奥氏体组织的稳定化的效果饱和，因此Ni的含量更优选为5～10质量％。
＜N(氮)：0.1～0.3质量％＞
N在上述的范围内对高温强度的提高和奥氏体相的稳定化、组织的微细化有效。在此，当其含量小于0.1质量％时，其效果不充分，当其含量超过0.3质量％时，成品率极端降低，成为气体缺陷的原因。
＜Zr(锆)：0.01～1.2质量％＞
Zr在上述的范围内能将奥氏体晶粒微细化，能够使向晶界偏析的Cr(铬)分散，谋求奥氏体组织的稳定化。另外，能够使奥氏体系耐热铸钢的耐氧化性提高。不仅如此，通过晶粒的微细化，MnS在奥氏体组织中微细地分散，被切削性提高。在此，当其含量小于0.01质量％时，不能够期待奥氏体组织的稳定化以及耐氧化性提高的效果，当其含量超过1.2质量％时，会生成ZrC、ZrN，因此奥氏体晶粒内的C以及N的固溶量降低，奥氏体组织变得不稳定。而且，上述的ZrC、ZrN在晶界作为夹杂物存在，因此奥氏体系耐热铸钢的被切削性降低。
另外，为了更进一步体现这样的效果，优选以0.25～0.5质量％的范围含有Zr。具体而言，当Zr的含量小于0.25质量％时，有时由Zr带来的奥氏体晶粒的微细化不充分。此外，在限制了Ni以及Mn的含量的情况下，若Zr的含量超过0.5质量％，则有时通过ZrC的析出，奥氏体组织变得不稳定。
＜Cu(铜)：0.01～1.5质量％＞
Cu在上述的范围内能够谋求奥氏体组织的稳定化。再者，如上所述，有时通过Mn与S的结合、C与Cr的结合，奥氏体组织变得不稳定，但Cu几乎没有这样的结合，因此直接关系到奥氏体组织的稳定化。在此，当其含量小于0.01质量％时，难以期待其效果，当其含量超过1.5质量％时，奥氏体系耐热铸钢的耐氧化性降低。
＜Nb(铌)：0.01～1.0质量％＞
Nb能够在奥氏体组织中形成微细的碳化物，提高高温强度以及蠕变断裂强度。在此，当其含量小于0.01质量％时，不能显现其效果，当其含量超过1.5质量％时，耐氧化性以及被切削性降低。进一步优选为0.1～1.0质量％。
＜其他元素＞
作为不可避免的杂质而含有的P，优选为0.05质量％以下。当其含量超过0.05质量％时，容易发生由反复加热冷却所致的热劣化，韧性也降低。另外，当其含量超过0.05质量％时，会成为铸造裂纹的原因。
在本实施方式中，以上述的成分的C、Si、Mn、S、Cr、Ni、N、Zr、Cu、Nb按上述的范围添加到奥氏体系耐热铸钢中为前提，满足下述(1)式以及式(2)(第1发明)。
Mn-S≥1.0…(1)
C-(1/12Cr-32Zr)＞0…(2)
在此，(1)式以及(2)式所示的元素符号，是将与该元素符号对应的元素的含量用原子％(原子％)表示出的值。
即，通过满足(1)式所示的Mn(原子％)-S(原子％)≥1.0，即使生成有MnS，也至少能确保1.0原子％以上的不与S结合的Mn。由此，能够使有助于奥氏体组织的稳定化的Mn固溶于奥氏体晶粒内，能够在奥氏体晶粒内确保它。在此，在不与S结合的Mn小于1.0原子％的情况下，有时不能充分得到由Mn带来的奥氏体组织的稳定化的效果。
进而，通过设为(2)式所示的C(原子％)-{1/12Cr(原子％)-32Zr(原子％)}＞0，能够利用Zr将奥氏体晶粒微细化，因此能够使向晶界偏析的Cr(铬)分散。由此，能够使晶界中的Cr浓度降低，抑制晶界的周围的铬碳化物(Cr23C6)。这样的结果，通过在加热时使铁素体相的析出降低，能够使奥氏体组织稳定，提高热疲劳特性、高温强度、高温耐氧化性等的耐热性。
另外，在本实施方式中，更优选：以上述的成分的C、Si、Mn、S、Cr、Ni、N、Zr、Cu、Nb按上述的范围添加到奥氏体系耐热铸钢中为前提，并以上述的(1)式或(2)式为前提，满足下述(3)式。
-2.35Ni-3.36Mn-1.46Cr+2.03Si-0.48Nb-0.51Zr-0.47Cu+49.86≤3…(3)
在此，(3)式所示的元素符号，是将与该元素符号对应的元素的含量用质量％表示出的值。
(3)式中的左边的值，是通过后述的本发明人的实验，利用重回归分析，由回归式求得的奥氏体系耐热铸钢的铁素体量(质量％)，与实际上使热负荷作用于奥氏体系耐热铸钢时的奥氏体系耐热铸钢中析出的铁素体相的总量(铁素体量)大致一致。左边所示的元素的系数，是表示在热负荷时有助于铁素体相的生成或抑制的程度的数值。例如，Ni、Mn由于抑制铁素体相的生成的效果大，因此其系数为负的值，并且绝对值大。如果如(3)式所示那样满足(3)式所示的各元素的含量，则铁素体量α(质量％)为3质量％以下，奥氏体组织稳定。
实施例
以下通过实施例和比较例来更详细地说明本发明。
[实施例1]
准备成为具有表1所示的组成的、以Fe为基础的奥氏体系耐热铸钢的起始材料的试料35kg，使用高频感应炉进行了大气条件下的熔化。将得到的熔液在1600℃出炉，在1550℃浇注到25mm×25mm×300mm的砂型铸模(无余热)中使其凝固，得到了Y型B号钢块(JIS标准)的奥氏体系耐热铸钢的块坯。从该块坯切取5mm×5mm×5mm的试件，在大气炉中在700℃保持200小时，从该炉中取出试件，自然冷却。再者，在表1中用质量％(mass％)以及原子％(at％)示出了实施例1涉及的奥氏体系耐热铸钢的各成分元素的含量。
进而，在表1中，算出了以下所示的M值以及P值，确认出满足以下的关系式即(1)式以及(2)式。
M＝Mn(原子％)-S(原子％)≥1.0…(1)
P＝C(原子％)-{1/12Cr(原子％)-32Zr(原子％)}＞0…(2)
[实施例2～21]
与实施例1相同地制作了由奥氏体系耐热铸钢构成的试件。具体而言，使用表1所示的成分的试料铸造、制作出试件，在与实施例1相同的加热条件下对试件进行了热处理。
再者，在表1中，与实施例1一同地用质量％(mass％)以及原子％(原子％)示出了实施例2～21涉及的奥氏体系耐热铸钢的各成分元素的含量。而且，在表1中，算出了上述的M值以及P值，确认出满足上述的(1)式以及(2)式。
[比较例1～10]
与实施例1相同地制作了由奥氏体系耐热铸钢构成的试件。具体而言，使用表1所示的成分的试料铸造制作出试件，在与实施例1相同的加热条件下对试件进行了热处理。
再者，在表2中，用质量％(mass％)以及原子％(原子％)示出了比较例1～10涉及的奥氏体系耐热铸钢的各成分元素的含量。而且，在表2中，算出了上述所示的M值以及P值，确认出不满足上述的(1)式和(2)式中的任一方或两方。
＜各元素的元素量的确认＞
使用高频燃烧-红外线式碳-硫分析装置(堀场制作所制EMIA-3200)测定了表1以及表2所示的奥氏体系耐热铸钢的碳以及硫的含量。具体而言，准备了由钨助燃剂(片状：碳含有率为0.01％以下)、高氯酸镁(无水：粒径为0.7～1.2mm)、以及烧碱石棉剂构成的试料。将该试料和各奥氏体系耐热铸钢在氧气(纯度为99.999％以上的干燥氧气)的气氛下，在高频坩埚(陶瓷坩埚)内熔融来进行了测定。再者，在滤尘器中使用了玻璃棉。
使用氧-氮分析装置(LECO制TC-436型)测定了表1以及表2所示的奥氏体系耐热铸钢的氮的含量。具体而言，准备了由无水高氯酸镁(高氯酸镁)、以及烧碱石棉剂(二氧化碳吸收剂)、氧化铜(粒状)、金属铜(带状)构成的试料。将该试料和各奥氏体系耐热铸钢在混合有氦气(低于99.99质量％)和氩气(低于99.99质量％)的混合气体气氛下，在石墨坩埚内熔融来进行了氮的测定。再者，在滤尘器中使用了玻璃棉。
采用二氧化硅重量法测定了表1以及表2所示的奥氏体系耐热铸钢的硅的含量。具体而言，将由各奥氏体系耐热铸钢构成的试料用王水分解，添加高氯酸，进行加热蒸发，使硅形成为不溶性二氧化硅，过滤后进行过强加热，成为恒量，接着，添加氢氟酸，使二氧化硅蒸发挥散，从其减量来对硅进行了定量。另外，表1以及2所示的奥氏体系耐热铸钢的其他元素的含量，采用一般的IPC发光分析法进行了分析。
＜铁素体量的测定＞
对于实施例1～21以及比较例1～10的奥氏体系耐热铸钢，使用5mm×5mm×5mm的试件，使用试样振动型磁力计(VSM)测定饱和磁化的值，算出了铁素体量(质量％)。将其结果示于表1。
再者，图1是表示在实施例1～21以及比较例1～10之中代表性的实施例以及比较例涉及的奥氏体系耐热铸钢中含有的Ni+Mn量与铁素体量的关系的图。
＜组织观察＞
将实施例18以及比较例2涉及的奥氏体系耐热铸钢的热处理前后的试件的表面研磨后，用硫酸铜盐酸腐蚀液腐蚀，然后用光学显微镜进行了观察。将其结果示于图2。图2是表示实施例18以及比较例2涉及的奥氏体系耐热铸钢的热处理前后的组织照片的图。
表1
表2
＜结果1＞
如由表1、2明确的那样，可以认为，通过设为满足(1)式的关系的M值，能够使有助于奥氏体组织的稳定化的Mn固溶于奥氏体晶粒内，能够在奥氏体晶粒内确保它。进而，通过设为满足(2)式的关系的P值，能够利用Zr将奥氏体晶粒微细化，因此能够使向晶界偏析的Cr(铬)分散。这样的结果，如表1、2以及图1所示，能够使热处理后的铁素体量成为3质量％以下。
这样，如图2所示，可以认为，作为其一例的实施例18的奥氏体系耐热铸钢的热处理后的组织，与比较例2相比，奥氏体晶粒微细化，铬碳化物也分散了。
另外，如图1所示可知，伴随着Zr的添加，奥氏体系耐热铸钢中生成的铁素体量降低了，但通过特别地以0.25～0.5质量％的范围含有Zr，即使是限制了Ni以及Mn的含量的情况，也能够使热负荷时的铁素体相生成量降低。在此，在Zr的含量小于0.25质量％的情况下，有时由Zr带来的奥氏体晶粒的微细化不充分，有时铬碳化物在晶界偏析，铁素体量增加(例如参照比较例1、8、9)。另外，在Zr的含量超过0.5质量％的情况下，有时通过Zr和C在晶界析出，使奥氏体组织稳定化的元素C(碳)在奥氏体组织内减少(例如参照比较例2)。
进而，通过重回归分析来分析了表1以及2所示的各元素(成分)的含量与测定出的铁素体量(质量％)的关系。具体而言，是从对于各元素具有上述的范围的含量的奥氏体系耐热铸钢使热负荷作用时生成的奥氏体系耐热铸钢中的铁素体量进行研究的。具体而言，对有助于铁素体相的生成或抑制的元素进行特定，将那些元素的含量与铁素体相生成的量(铁素体量)的关系如以下的式子那样通过回归式进行了定式化。
A＝-2.35Ni-3.36Mn-1.46Cr+2.03Si-0.48Nb-0.51Zr-0.47Cu+49.86…(3a)
在此，(3a)式所示的元素符号，是将与该元素符号对应的元素的含量用质量％表示出的值，A值是铁素体量的预测值。各元素的正的系数伴随有生成铁素体相的效果，负的系数表示有抑制铁素体相的效果。图3是表示实施例1～21以及比较例1～10涉及的奥氏体系耐热铸钢的A值与铁素体量的关系的图。如图3所示，使用了(3a)式的A值与实际生成的铁素体量α的相关函数为α＝1.0573A，可以说(3a)式所示的A值与实际的在奥氏体系耐热铸钢中生成的铁素体量大致一致。
因此可以说，如果对含量进行特定，使得满足以下所示的(3)式，则铁素体量(质量％)更切实地成为3质量％以下，奥氏体组织的稳定化稳定。
-2.35Ni-3.36Mn-1.46Cr+2.03Si-0.48Nb-0.51Zr-0.47Cu+49.86≤3…(3)
＜氧化试验＞
将实施例3以及18的奥氏体系耐热铸钢切取为20mm×30mm×5mm的试件，放到炉内，在900℃等温下保持200小时，从炉中取出后，除去试件表面的氧化鳞皮，测定了试验前后的重量变化。
再者，氧化减量用ΔW＝(Ws-Wo)/Ao算出。Ws是热处理后的试件的重量(mg)，Wo是鳞片除去后的试件的重量(mg)，Ao是试件的表面积(cm2)。将其结果示于图4。图4是表示实施例3、18以及后述的比较例11、12涉及的奥氏体系耐热铸钢(评价数n＝2时的)的氧化减量的值的图。
进而，准备基本成分与实施例3相同且不含Zr的比较例11涉及的试件、基本成分与实施例18相同且不含Zr的比较例12涉及的试件，与实施例3以及18相同地操作来进行氧化试验，对这些试件测定了氧化减量。将其结果示于图4。
如图4所示，可以说，在如实施例3以及18那样含有Zr的情况(0.28～1.16质量％)下，氧化减量降低了65～75质量％，耐氧化性显著地提高了。
以上对本发明的实施方式进行了详述，但本发明并不被上述的实施方式限定，能够在不脱离权利要求书中所记载的本发明的精神的范围内进行各种的设计变更。

Claims (3)

1.一种奥氏体系耐热铸钢，其特征在于，包含
C：0.1～0.6质量％、
Si：1.0～2.5质量％、
Mn：1.0～3.5质量％、
S：0.05～0.2质量％、
Cr：14～24质量％、
Ni：5～20质量％、
N：0.1～0.3质量％、
Zr：0.01～1.2质量％、
Cu：0.01～1.5质量％、
Nb：0.01～1.5质量％，
余量为铁以及不可避免的杂质，
满足下述(1)式以及(2)式，
Mn-S≥1.0 …(1)，
C-(1/12Cr-32Zr)＞0 …(2)，
在此，(1)式以及(2)式中所示的元素符号是将与该元素符号对应的元素的含量用原子％表示出的值。
2.根据权利要求1所述的奥氏体系耐热铸钢，其特征在于，
进一步满足下述(3)式，
-2.35Ni-3.36Mn-1.46Cr+2.03Si-0.48Nb-0.51Zr-0.47Cu+49.86≤3 …(3)，
在此，(3)式中所示的元素符号是将与该元素符号对应的元素的含量用质量％表示出的值。
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，
以0.25～0.5质量％的范围含有Zr。
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