CN106460144A

CN106460144A - 具有氧化铝阻挡层的铸件

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Publication number: CN106460144A
Application number: CN201480077579.XA
Authority: CN
Inventors: 桥本国秀; 浦丸慎; 浦丸慎一
Original assignee: Kubota Corp
Current assignee: Kubota Corp
Priority date: 2014-03-28
Filing date: 2014-12-17
Publication date: 2017-02-22
Anticipated expiration: 2034-12-17
Also published as: CN106460144B; CA2940179C; JP6247977B2; CA3167432A1; US20170306468A1; EP3124645B1; CA2940179A1; JP2015190005A; EP3124645A1; EP3124645A4; WO2015145896A1; ES2765349T3

Abstract

本发明提供进一步提高氧化铝阻挡层的稳定性、在高温气氛下的使用中能够进一步发挥优异的耐氧化性、耐渗碳性、耐氮化性、耐腐蚀性等的铸件。本发明的铸件是基体表面具有含有铝氧化物的氧化铝阻挡层的铸件，其中，上述铝氧化物为(Al_(1‑x)M_(x))₂O₃，此处，M：Cr、Ni、Si、Fe中的至少一种，且0<x<0.5。另外，本发明的铸件是基体表面具有含有铝氧化物的氧化铝阻挡层的铸件，其中，上述铝氧化物固溶有Cr、Ni、Si、Fe中的至少一种，与Al固溶的至少一种的Cr、Ni、Si、Fe以原子%比计为Al/(Cr+Ni+Si+Fe)≥2.0。

Description

具有氧化铝阻挡层的铸件

技术领域

本发明涉及具有氧化铝阻挡层的铸件，更具体而言，涉及具有稳定结构的氧化铝阻挡层的铸件。

背景技术

用于制造乙烯的反应管和分解管、渗碳热处理炉的炉底辊、辐射管、耐金属粉化材料(metal dusting-resistant material)等耐热钢铸件暴露于高温气氛中，因此使用高温强度优异的奥氏体系的耐热合金。

这种奥氏体系耐热合金在高温气氛中使用时，表面形成金属氧化物层，该氧化物层成为阻挡，在高温气氛下保护母材。

另一方面，作为这些金属氧化物，如果形成Cr氧化物(主要由Cr₂O₃组成)，则致密性低，因此防止氧、碳侵入的功能不充分，在高温气氛下引起内部氧化，使氧化物皮膜膨胀。另外，这些Cr氧化物在加热和冷却的反复循环中易剥离，即便未达到剥离程度的情况下，防止来自外部气氛的氧或碳侵入的功能也不充分，因此存在通过皮膜而在母材中发生内部氧化或渗碳的不良现象。

对此，提出了通过与常规奥氏体系耐热合金相比使Al含量增加，从而在母材表面形成致密性高、难以渗透氧或碳的以氧化铝(Al₂O₃)为主体的氧化物层的方案(例如参照专利文献1和专利文献2)。

然而，由于Al是铁素体生成元素，因此若含量增大则导致材料的延展性劣化、高温强度降低。特别是在Al含量超过5%时可观察到该延展性的降低趋势。因此，上述专利文献的奥氏体系耐热合金即使可期待由Al₂O₃带来的阻挡功能的提高，但也存在导致木材的延展性降低的不良现象。

因此，为了提供可确保Al₂O₃的高温稳定性、进而不降低材料的延展性、高温气氛下可发挥优异的阻挡功能的铸件，在专利文献3中提出了通过进行内表面加工使得铸造体的表面粗糙度(Ra)为0.05~2.5μm后，在氧化性气氛下实施热处理，从而在铸造体的内表面形成含有Al₂O₃的氧化铝阻挡层，Cr浓度比母材基体高的Cr基粒子分散在氧化铝阻挡层与铸造体的界面的铸件(例如参照专利文献3)。

专利文献3的铸件由于稳定的氧化铝阻挡层的存在，从而在高温气氛下的使用中，能够长期维持优异的耐氧化性、耐渗碳性、耐氮化性、耐腐蚀性等。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开S52-78612号公报

专利文献2：日本特开S57-39159号公报

专利文献3：国际公开第WO2010/113830号公报。

发明内容

发明要解决的问题

本发明的目的在于提供进一步提高氧化铝阻挡层的稳定性、在高温气氛下的使用中能够进一步发挥优异的耐氧化性、耐渗碳性、耐氮化性、耐腐蚀性等的铸件。

用于解决问题的方案

本发明的铸件是基体表面具有含有铝氧化物的氧化铝阻挡层的铸件，其中，上述铝氧化物为(Al_(1-x)M_(x))₂O₃，此处，M：Cr、Ni、Si、Fe中的至少一种，且0<x<0.5。

另外，本发明的铸件是基体表面具有含有铝氧化物的氧化铝阻挡层的铸件，其中，上述铝氧化物固溶有Cr、Ni、Si、Fe中的至少一种，与Al固溶的至少一种的Cr、Ni、Si、Fe以原子%比计为Al/(Cr+Ni+Si+Fe)≥2.0。

发明的效果

根据本发明的铸件，基体表面形成的氧化铝阻挡层通过固溶Cr、Ni、Si、Fe中的至少一种，能够使铝氧化物相成为稳定的结构。该铝氧化物能够抑制基体与氧的结合，并抑制在基体表面形成以Cr、Ni、Si、Fe等为主体的氧化物。

由此，本发明的铸件在高温气氛下的使用中，能够发挥进一步优异的耐氧化性、耐渗碳性、耐氮化性、耐腐蚀性等。

因此，在例如用于制造乙烯的反应管中使用本发明的铸件的情况下，能够抑制结焦(コーキング)的产生，能够防止由于结焦的产生造成的热交换率或热传导率的降低所导致的收率降低，并能够延长连续操作时间。另外，由于结焦难以产生，因此能够减少结焦除去作业的次数、时间，并能够提高操作效率。

附图说明

图1是加热处理前的铸件的剖视图；

图2是示意性地示出低温加热处理中形成Al稀薄层(dilute-Al layer)的状态的剖视图；

图3是示意性地示出高温加热处理中在Al稀薄层与基体之间形成Al浓缩层(concentrated-Al layer)的状态的剖视图；

图4表示实施例2的被膜TEM照片和EDX分析结果的图表；

图5表示实施例7的被膜TEM照片和EDX分析结果的图表。

具体实施方式

以下，对本发明的实施方式进行详细说明。

本发明的铸件在基体表面具有含有铝氧化物的氧化铝阻挡层。

氧化铝阻挡层的铝氧化物为(Al_(1-x)M_(x))₂O₃，此处，M：Cr、Ni、Si、Fe中的至少一种，且调整为0<x<0.5。

另外，氧化铝阻挡层的铝氧化物固溶有Cr、Ni、Si、Fe中的至少一种，与Al固溶的至少一种的Cr、Ni、Si、Fe以原子%比计调整为Al/(Cr+Ni+Si+Fe)≥2.0。

<成分限定理由的说明>

本发明的铸件只要是以质量%计Cr含量为15%以上、Ni含量为18%以上、Al含量为1~5%的耐热合金，则可获得本发明的效果，例如可按照以下成分制造。应予说明，以下说明中，“%”在无特别表示时均为质量%。

C：0.05%~0.7%

C具有改善铸造性、提高高温蠕变断裂强度的作用。因此，至少含有0.05%。但是，如果含量过多，则容易大范围形成Cr₇C₃的一次碳化物，形成氧化铝阻挡层的Al的移动被抑制，因此造成对铸造体表面部的Al供给不足，导致氧化铝阻挡层的局部寸断，损害氧化铝阻挡层的连续性。另外，由于二次碳化物过量析出，故导致延展性、韧性降低。因此，上限为0.7%。应予说明，更优选C的含量为0.3%~0.5%。

Si：大于0%且2.5%以下

Si作为熔融合金的脱氧剂，并为了提高熔融合金的流动性而含有，但如果含量过高则会导致高温蠕变断裂强度的降低，因此上限为2.5%。应予说明，更优选Si的含量为2.0%以下。

Mn：大于0%且3.0%以下

Mn作为熔融合金的脱氧剂，并为了固定熔融金属中的S而含有，但如果含量过高则会导致高温蠕变断裂强度的降低，因此上限为3.0%。应予说明，更优选Mn的含量为1.6%以下。

Cr：15.0%~50.0%

Cr为了有助于高温强度和反复耐氧化性(繰返し耐酸化性)的提高，含量为15.0%以上。但是，如果含量过高则会导致高温蠕变断裂强度的降低，因此上限为50.0%。应予说明，更优选Cr的含量为23.0~35.0%。

Ni：18.0%~70.0%

Ni是确保反复耐氧化性和金属组织的稳定性的必要元素。另外，如果Ni的含量少，则Fe的含量相对增加，结果容易在铸造体的表面生成Cr-Fe-Mn氧化物，由此阻碍氧化铝阻挡层的生成。因此，其含量至少为18.0%以上。Ni的含量即使大于70.0%也无法得到与增量相对应的效果，因此上限为70.0%。应予说明，更优选Ni的含量为28.0~45.0%。

Al：1.0%~5.0%

Al是对耐渗碳性和耐结焦性的提高有效的元素。另外，在本发明中，是为了使铸造体的表面生成氧化铝阻挡层而必不可少的元素。因此，其含量至少为1.0%以上。但是，如果含量大于5%则延展性劣化，故在本发明中将上限规定为5.0%。应予说明，更优选Al的含量为2.5%~3.8%。

稀土元素：0.005%~0.4%

稀土元素是指元素周期表的La至Lu的15种镧系元素再加上Y和Sc的17种元素，但本发明的耐热合金中所含的稀土元素优选包括Ce、La和Nd中的至少一种以上。该稀土元素有助于促进氧化铝阻挡层的生成和稳定化。

氧化铝阻挡层的生成通过高温氧化性气氛下的加热处理而进行的情况下，通过使稀土元素含量为0.005%以上，有效地有助于氧化铝阻挡层的生成。

另一方面，如果含量过多，则延展性、韧性变差，因此上限为0.4%。

W：0.5%~10.0%和/或Mo：0.1%~5.0%

W、Mo固溶于基体中，通过强化基体的奥氏体相，从而提高蠕变断裂强度。为了发挥该效果，含有W和Mo的至少一种，W的情况下含有0.5%以上、Mo的情况下含有0.1%以上。

但是，W和Mo如果含量过高则会导致延展性的降低、耐渗碳性的劣化。另外，与C多的情况相同，容易大范围形成(Cr, W, Mo)₇C₃的一次碳化物，形成氧化铝阻挡层的Al的移动被抑制，因此造成对铸造体表面部分的Al供给不足，导致氧化铝阻挡层的局部寸断，易损害氧化铝阻挡层的连续性。另外，由于W、Mo的原子半径大，因此通过固溶于基体中，具有抑制Al、Cr的移动并阻碍氧化铝阻挡层的生成的作用。

因此，W为10.0%以下，Mo为5.0%以下。应予说明，即使在含有两种元素的情况下，也优选总含量为10.0%以下。

另外，可以进一步含有以下成分。

选自Ti：0.01%~0.6%、Zr：0.01%~0.6%、以及Nb：0.1%~1.8%中的至少一种

Ti、Zr和Nb是易于形成碳化物的元素，不像W、Mo那样固溶于基体中，因此不认为其对氧化铝阻挡层的形成有特别的作用，但具有提高蠕变断裂强度的作用。根据需要，可以含有Ti、Zr和Nb的至少一种。Ti和Zr的含量为0.01%以上，Nb的含量为0.1%以上。

但是，如果过量添加，则会导致延展性的降低。Nb还会进一步降低氧化铝阻挡层的耐剥离性。因此，Ti和Zr的上限为0.6%，Nb的上限为1.8%。

B：大于0%且0.1%以下

B具有强化铸造体的晶粒边界的作用，因此可以根据需要含有B。应予说明，如果含量增加则会导致蠕变断裂强度的降低，因此即使添加B的情况下也为0.1%以下。

构成本发明的铸造体的耐热合金含有上述成分，余部为Fe，但熔炼合金时不可避免地混入的P、S及其他杂质只要在这种合金材料通常允许的范围内，则即便存在也无妨。

<铸件>

本发明的铸件通过对上述成分组成的熔融金属进行熔炼、离心铸造、静态铸造等而铸造为上述组成。

所得的铸件可以制成符合目标用途的形状。

例如，作为铸件，可示例为管、特别是在高温环境下使用的反应管。

本发明的铸件特别适合利用离心铸造进行的制造。这是因为，通过采用离心铸造，由于利用模具的冷却的进行而微细的金属组织取向性地沿直径方向生长，可以获得Al易移动的合金组织。

并且，对铸件实施后述加热处理。通过该加热处理，形成具有稳定的相结构的氧化铝阻挡层。

<加热处理>

本发明的铸件在氧化性气氛下进行加热处理。加热处理可分为低温加热处理和高温加热处理。应予说明，低温加热处理和高温加热处理可以在不同的工序中进行，也可以在低温加热处理之后接着进行高温加热处理。

<低温加热处理>

低温加热处理是氧化性气氛下在基体的表面形成铝氧化物层的处理。低温可示例为小于1050℃。优选为600℃~900℃。低温加热处理优选进行5小时~15小时。

通过实施低温加热处理，如图1所示，基体10与氧接触，使从基体10扩散至基体表面的Al、Cr、Ni、Si、Fe氧化，如图2所示形成氧化物层22。由于该加热处理在低温下进行，所以Al优先于Cr、Ni、Si、Fe形成氧化物。因此，氧化物层成为以Al为主体、固溶有同样地从基体扩散的Cr、Ni、Si、Fe中的至少一种的铝氧化物层22。

对于通过低温加热处理形成的铝氧化物，与Al固溶的至少一种的Cr、Ni、Si、Fe以原子%比计为Al/(Cr+Ni+Si+Fe)≥2.0。另外，其组成优选为(Al_(1-x)M_(x))₂O₃，此处，M：Cr、Ni、Si、Fe中的至少一种，且0<x<0.5。另外，铝氧化物至少固溶有Cr，与Al固溶的Cr以原子%比计为Al/Cr≥10更为适宜，更优选为Al/Cr≥15。进而，更优选固溶有Ni、Si、Fe中的至少一种，与Al固溶的至少一种的Ni、Si、Fe的总原子%为10原子%以下。

上述低温加热处理中形成的铝氧化物为亚稳的γ或θ氧化铝结构，是多孔结构。因此，强度不充分。

<高温加热处理>

高温加热处理是在低温加热处理之后实施的热处理，如后所述，使低温加热处理中形成的铝氧化物相变为α氧化铝结构(刚玉结构)，并且在该铝氧化物层与基体之间形成Al浓度高的铝氧化物层。

高温加热处理可以通过将实施低温加热处理、形成了具有γ或θ氧化铝结构的氧化铝阻挡层的铸件在氧化性气氛下、高温下加热而进行。高温可示例为1050℃以上。高温加热处理优选进行3小时~15小时。

通过进行高温加热处理，最初形成的具有γ或θ氧化铝结构的铝氧化物相变为稳定的α氧化铝结构(刚玉结构)。本发明中，具有γ或θ氧化铝结构的铝氧化物层中固溶有Cr、Ni、Si、Fe中的至少一种。由此，与铝氧化物层为Al纯度高的情况相比，可以使从γ或θ氧化铝结构到α氧化铝结构(刚玉结构)的相变加速。

而且，通过对具有相变为α氧化铝结构(刚玉结构)的铝氧化物层的铸件进一步继续进行高温加热处理，如图3所示，氧通过铝氧化物层22。

通过上述铝氧化物层22的氧将从基体扩散的Al氧化，形成Al浓度高的铝氧化物层24。

此处，如图3所示，由低温加热处理形成的固溶有Cr、Ni、Si、Fe中的至少一种的铝氧化物层称为“Al稀薄层”，在Al稀薄层与基体表面之间形成的Al浓度高的铝氧化物层称为“Al浓缩层”。即，Al浓缩层24是与Al稀薄层22相比Al/(Cr+Ni+Si+Fe)更大的层。

对于氧化铝阻挡层，与表面的Al稀薄层相比、基体与Al稀薄层之间形成的Al浓缩层的Al浓度提高的原因被认为是以下原因。

所形成的Al稀薄层22在氧化性气氛下允许少量氧通过。

于是，如图3所示，Al、Cr、Ni、Si、Fe从基体10侧向基体表面侧扩散。但是，Al与Cr、Ni、Si、Fe相比，与氧结合所需的能量小，因此Al优先与氧结合，在基体10与Al稀薄层22之间形成浓度高的铝氧化物层(Al浓缩层24)。

Al浓缩层24通过高温下的加热处理而生成，因此具有稳定的α氧化铝结构(刚玉结构)。优选地，Al稀薄层22和Al浓缩层24的铝氧化物中，80体积%以上的晶体结构为α氧化铝结构(刚玉结构)。

包括Al稀薄层22、和形成于基体10与Al稀薄层22之间的Al浓缩层24的氧化铝阻挡层20均为稳定的α氧化铝结构(刚玉结构)，因此致密性高，具备这些的铸件在高温气氛下的使用中，作为防止氧、碳、氮从外部侵入母材的阻挡而起作用，能够长期维持优异的耐氧化性、耐渗碳性、耐氮化性、耐腐蚀性等。

应予说明，Al浓缩层24优选形成为层厚大于Al稀薄层22，Al浓缩层24适宜形成为达到氧化铝阻挡层20厚度的1/5以上。

更优选地，Al稀薄层22为0.04μm~8.0μm，Al浓缩层24为0.01μm~2.0μm。

在上述低温加热处理和高温加热处理中，为了适宜形成铝氧化物层，优选边使铸件旋转边进行加热。由此，能够在对铸件均匀地实施加热的同时，以良好的状态与氧接触。而且，其结果能够使生成的氧化铝阻挡层20的表面粗糙度(Ra)减小。

<表面处理>

根据需要，铸件中，可以对氧化铝阻挡层进行表面处理。例如，作为表面处理可示例为研磨。例如，将铸件用于反应管时，原料的烃与铸件的Fe、Ni等接触，由于Fe、Ni的催化剂作用使得焦炭(碳)易附着于管内表面，而通过实施表面处理，减小氧化铝阻挡层的表面粗糙度(Ra)，能够抑制焦炭的附着。

优选实施表面处理使得氧化铝阻挡层的表面粗糙度(Ra)为15μm以下。更优选地，表面粗糙度(Ra)为0.05μm~10μm。

实施例1

通过高频感应加热熔炼炉的大气熔化对熔融金属进行熔炼，通过模具离心铸造，铸造下表1所示的合金化学组成的管体。管体为内径80mm、外径100mm、长度250mm。

[表1]

。

对于所得的作为发明例的实施例1至实施例8、以及比较例1至比较例6，分别在氧化性气氛下实施加热温度不同的两个阶段的加热处理。加热处理首先在低温下进行，接着在高温下进行。低温加热处理为5小时，高温加热处理为5小时。

[表2]

。

对于实施了加热处理的实施例1至实施例8、比较例1至比较例6的供试管，通过EDX分析(能量色散X射线光谱分析)测定表面形成的氧化铝阻挡层中所含的元素(Al、Cr、Fe、Ni、Si、O)的原子百分比。结果示于表3。

[表3]

。

参照作为发明例的实施例1至实施例8，均满足以原子%比计Al/(Cr+Ni+Si+Fe)≥2.0。另外，Al/Cr≥10。另一方面，对于比较例，由于比较例1在基体中不含Al，因此不生成铝氧化物，Al/(Cr+Ni+Si+Fe)、Al/Cr均为零。

另外，对于比较例2至比较例6，均为Al/(Cr+Ni+Si+Fe)<2.0、Al/Cr<10。

进而，Fe+Ni+Si的原子%在实施例1至实施例4、实施例6、实施例7、以及比较例3中为10原子%以下，其他的实施例和比较例中大于10原子%。

另外，对于所得的实施例1至实施例8、比较例1至比较例6，测定Al浓缩层的厚度相对于生成的氧化铝阻挡层的厚度之比。结果示于上述表3。

参照表3可知，所有实施例中，Al浓缩层的厚度相对于氧化铝阻挡层的厚度之比均为0.3以上，即1/5以上，而比较例中最大为0.15。应予说明，比较例1的基体中不含Al，因此未形成氧化铝阻挡层。

由此表明，作为发明例的实施例在低温加热处理温度小于1050℃、高温加热处理温度为1050℃以上的条件下进行，因此通过低温加热处理在基体表面形成Al稀薄层后，通过高温加热处理可在Al稀薄层与基体之间形成Al浓缩层。

另一方面，对于形成了氧化铝阻挡层的比较例2至比较例6，认为由于以下原因，Al浓缩层停留在最大0.15。

比较例2是因为铸造体中所含的Al低至0.9%，用于在铸造体表面形成皮膜的Al不足。比较例3是因为由于低温加热处理温度高达1200℃，因此在形成具有γ或θ氧化铝结构的氧化铝阻挡层之前形成了以Cr、Ni、Si、Fe等为主体的氧化物。比较例4是因为低温加热处理温度低至500℃，因此未形成具有γ或θ氧化铝结构的氧化铝阻挡层。比较例5和比较例6是因为高温加热处理的温度低至1000℃。其结果，在低温加热处理中形成了Al稀薄层后，在高温加热处理中通过Al稀薄层的氧较少，另外，由于温度低，因此导入的氧和Al得不到足够结合的能量。

接着，对所得的供试管进行结焦试验。

结焦试验通过以下方式进行：将供试管设置在电炉内，向供试管中供给烃(乙烷)，以规定时间(12~24小时)进行高温加热(955℃)。于是，试验结束后，比较供试管的内表面的渗碳程度，并且测定附着于供试管的内表面的焦炭(碳)的重量比。结果示于表4。

[表4]

。

参照表4可知，作为发明例的实施例1至实施例8均具有良好的耐渗碳性。另一方面，比较例均渗碳至供试管的内部。

实施例1至实施例8耐渗碳性优异是因为，适当地在基体表面形成了包括Al浓缩层和Al稀薄层的稳定α氧化铝结构(刚玉结构)的氧化铝阻挡层。特别是，实施例1、实施例3、实施例4、实施例6至实施例8与其他实施例相比，具有极其优异的耐渗碳性。其原因被认为是，实施例2、实施例5与其他实施例相比，Al浓缩层的形成较少。

另外，测定这些供试管的表面粗糙度(Ra)。结果一并示于表4。参照表4可知，生成的焦炭的重量比与表面粗糙度(Ra)大致成比例关系。由此，表面粗糙度(Ra)优选为15μm以下，更优选为10μm以下。

表面粗糙度(Ra)可以通过边旋转铸件边进行加热处理来进行调整，比较例3和比较例6的表面粗糙度(Ra)大于15μm的原因被认为是，皮膜生成的加热处理不当，由于皮膜的剥离和再生等使得表面粗糙度变粗糙。

实施例2

对于发明例2和发明例7，使用透射式显微镜(TEM)进行氧化铝阻挡层的被膜TEM观察。另外，对Al稀薄层和Al浓缩层分别进行EDX分析。发明例2的结果示于图4，发明例7的结果示于图5。

参照图4可知，发明例2中形成于表面侧的Al稀薄层22主要为Al的氧化物，但观察到少量的Cr、Fe、Ni。另一方面，Al浓缩层24除了Al以外未观察到Cr、Fe、Ni等。由此可知，Al浓缩层24由纯度非常高的铝氧化物形成。

参照图5可知，发明例7中形成于表面的Al稀薄层22主要为Al的氧化物，但观察到少量的Cr。另一方面，Al浓缩层24只观察到Al。由此可知，Al浓缩层24由纯度非常高的铝氧化物形成。

-符号说明-

10：基体

20：氧化铝阻挡层

22：Al稀薄层

24：Al浓缩层。

Claims

1.铸件，其是基体表面具有含有铝氧化物的氧化铝阻挡层的铸件，其特征在于，

所述铝氧化物为(Al_(1-x)M_(x))₂O₃，此处，M：Cr、Ni、Si、Fe中的至少一种，且0<x<0.5。

2.铸件，其是基体表面具有含有铝氧化物的氧化铝阻挡层的铸件，其特征在于，

所述铝氧化物固溶有Cr、Ni、Si、Fe中的至少一种，与Al固溶的至少一种的Cr、Ni、Si、Fe以原子%比计为Al/(Cr+Ni+Si+Fe)≥2.0。

3.根据权利要求1或2所述的铸件，其中，所述铝氧化物中80体积%以上的晶体结构为刚玉结构。

4.根据权利要求1至3中任一项所述的铸件，其中，所述铝氧化物至少固溶有Cr，与Al固溶的Cr以原子%比计为Al/Cr≥10。

5.根据权利要求1至4中任一项所述的铸件，其中，所述铝氧化物固溶有Ni、Si、Fe中的至少一种，与Al固溶的至少一种的Ni、Si、Fe的总原子%为10原子%以下。

6.根据权利要求1至5中任一项所述的铸件，其中，所述铝氧化物具有所述基体侧与表面侧相比所述Al/(Cr+Ni+Si+Fe)更大的Al浓缩层。

7.根据权利要求6所述的铸件，其中，所述Al浓缩层为所述氧化铝阻挡层厚度的1/5以上。

8.根据权利要求1至7中任一项所述的铸件，其中，所述氧化铝阻挡层的表面粗糙度(Ra)为15μm以下。

9.根据权利要求1至8中任一项所述的铸件，其中，所述基体以质量%计，含有

C：0.05%~0.7%、

Si：大于0%且2.5%以下、

Mn：大于0%且3.0%以下、

Cr：15.0%~50.0%、

Ni：18.0%~70.0%、

Al：1.0%~5.0%、

稀土元素：0.005%~0.4%、以及

W：0.5%~10.0%和/或Mo：0.1%~5.0%，

余部包括Fe和不可避免的杂质。

10.根据权利要求9所述的铸件，其中，所述基体以质量%计还含有选自Ti：0.01%~0.6%、Zr：0.01%~0.6%、以及Nb：0.1%~1.8%中的至少一种。

11.根据权利要求9或10所述的铸件，其中，所述基体以质量%计还含有B：大于0%且0.1%以下。

12.反应管，其是由权利要求1至11中任一项所述的铸件制成的反应管，其中，烃原料气体所流通的管内表面形成有所述氧化铝阻挡层。