CN107532261B - 奥氏体系耐热铸钢 - Google Patents

奥氏体系耐热铸钢 Download PDF

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Abstract

提供耐热性和切削性两者优异的奥氏体系耐热铸钢。奥氏体系耐热铸钢包含：C：0.1～0.4质量％、Si：0.8～2.5质量％、Mn：0.8～2.0质量％、S：0.05～0.30质量％、Ni：5～20质量％、N：0.3质量％以下、Zr：0.01～0.20质量％、Ce：0.01～0.10质量％、选自下述(i)～(iii)的、至少包含(i)的一种以上：(i)Cr：14～24质量％、(ii)Nb：1.5质量％以下、(iii)Mo：3.0质量％以下，并且余量为铁以及不可避免的杂质。

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，特别是涉及切削性和耐热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，使用环境为高温且严酷，因此为了具备优异的热疲劳特性，需要高温强度特性优异并且从常温到高温的韧性优异。
从这样的观点出发，例如在专利文献1中，提出了一种奥氏体系耐热铸钢，其含有C：0.2～0.6质量％、Si：0.1～2质量％、Mn：0.1～2质量％、S：0.05～0.2质量％、Se：0.05质量％以下、Ni：10.0～45.0 质量％、Cr：15.0～30.0质量％、W：8.0质量％以下、Nb：3.0质量％以下，余量为Fe以及不可避免的杂质，母相包含以Fe-Ni-Cr为主体的奥氏体相。
根据该奥氏体系耐热铸钢，为了确保耐热铸钢的耐热性，添加了 C、Ni、Cr、W和Nb。另一方面，为了确保耐热铸钢的切削性，添加了Mn和S以生成由MnS构成的易切削粒子。通过添加易切削元素Se，实现了切削性的进一步改善。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特许第4504736号公报
发明内容
发明所要解决的课题
如上所述，在专利文献1记载的奥氏体系耐热铸钢中，为了确保耐热性，通过添加C、Ni、Cr、W和Nb，生成了例如包含Cr7C3等碳化物的硬质粒子。
但是，这样的硬质粒子在柔软的奥氏体组织中生成，因此例如在对耐热铸钢进行切削加工时，奥氏体组织被断断续续地切削。其结果，有时用于加工的切削工具(刀具；刃具)显著磨损。因此，在专利文献1记载的奥氏体系耐热铸钢中添加了Mn、S和Se等易切削元素，但在一定量的硬质粒子存在的状态下，上述的断断续续切削的影响大，易切削元素的效果无法充分得到。
本发明是鉴于这样的方面而完成的，其目的在于，提供一种耐热性和切削性两者优异的奥氏体系耐热铸钢。
由于解决课题的手段
本发明涉及的奥氏体系耐热铸钢的特征在于，包含：C：0.1～0.4 质量％、Si：0.8～2.5质量％、Mn：0.8～2.0质量％、S：0.05～0.30 质量％、Ni：5～20质量％、N：0.3质量％以下、Zr：0.01～0.20质量％、Ce：0.01～0.10质量％、选自下述(i)～(iii)的、至少包含(i)的一种以上：(i)Cr：14～24质量％、(ii)Nb：1.5质量％以下、(iii)Mo：3.0质量％以下，并且余量为铁以及不可避免的杂质。
本发明涉及的奥氏体系耐热铸钢通过以上述范围含有各元素，耐热性和切削性两者优异。规定了各元素的范围的理由在以下的实施方案中说明。
作为更优选的方案，除了上述(i)之外还包含上述(ii)。根据该方案，通过以Nb：1.5质量％以下的范围在奥氏体系耐热铸钢中包含Nb，可提高在耐热性中的蠕变强度。
发明效果
根据本发明涉及的奥氏体系耐热铸钢，耐热性和切削性两者优异。
附图说明
图1是示出实施例1～11和比较例1～13涉及的奥氏体系耐热铸钢的重复应力的最大值与热疲劳寿命的关系的图。
图2是示出切削加工实施例1～10和比较例1～8及13涉及的奥氏体系耐热铸钢时的切削工具磨损量的图。
图3是示出实施例1～3、5和比较例3～8涉及的奥氏体系耐热铸钢的碳化物的量与切削工具磨损量的关系的图。
图4是示出实施例1～11和比较例1～13涉及的奥氏体系耐热铸钢的参数Pσ与重复应力的最大值的关系的图。
图5是示出实施例1～11和比较例1～13涉及的奥氏体系耐热铸钢的参数Pσ与热疲劳寿命的关系的图。
图6是示出实施例1～10和比较例1～8、13涉及的奥氏体系耐热铸钢的参数Pm与切削工具磨损量的关系的图。
图7是示出实施例3和实施例4涉及的奥氏体系耐热铸钢的蠕变试验的结果的图。
图8是示出实施例12～15和比较例14～16涉及的奥氏体系耐热铸钢的Zr含量与高温抗拉强度、高温屈服强度、伸长的关系的图。
图9A是用于说明热疲劳试验中进行的对奥氏体系耐热铸钢的温度控制和应变控制的图。
图9B是示出热疲劳试验中得到的奥氏体系耐热铸钢的应力应变曲线图的一例的图。
图9C是用于说明热疲劳试验中得到的奥氏体系耐热铸钢的重复应力的最大值和热疲劳寿命的计算方法的图。
具体实施方式
对以下的本发明的实施方案涉及的奥氏体系耐热铸钢进行说明。
本实施方案涉及的奥氏体系耐热铸钢包含：C：0.1～0.4质量％、 Si：0.8～2.5质量％、Mn：0.8～2.0质量％、S：0.05～0.30质量％、 Ni：5～20质量％、N：0.3质量％以下、Zr：0.01～0.20质量％、Ce： 0.01～0.10质量％、选自下述(i)～(iii)的、至少包含(i)的一种以上：(i)Cr：14～24质量％、(ii)Nb：1.5质量％以下、(iii) Mo：3.0质量％以下，并且余量为铁以及不可避免的杂质。在此，以下关于各元素及其含量进行详述。
1.关于各成分及其含量
＜C(碳)：0.1～0.4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0.4质量％时，因包含Cr碳化物的硬质粒子结晶，奥氏体组织的硬度增加。由此，导致耐热铸钢的切削性降低。
＜Si(硅)：0.8～2.5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0.8质量％时，有可能损害耐热铸钢的铸造性。另一方面，当其含量超过2.5质量％时，耐热铸钢的切削性降低。
＜Mn(锰)：0.8～2.0质量％＞
Mn在上述的范围内不仅使奥氏体组织稳定化，还在奥氏体组织中生成包含MnS的易切削粒子。在此，当其含量小于0.8质量％时，在奥氏体组织中无法充分生成包含MnS的易切削粒子，因此无法充分期待耐热铸钢的切削性的提高。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切削性降低。另一方面，当其含量超过 2.0质量％时，有时因在铸造时与氧化硅(SiO2)铸模的反应，在铸造品中形成凹凸，引起表面粗糙。
＜S(硫)：0.05～0.30质量％＞
S在上述的范围内形成包含MnS的易切削粒子，可确保耐热铸钢的切削性。在此，当其含量小于0.05质量％时，在奥氏体组织中无法充分生成包含MnS的易切削粒子，因此无法充分期待耐热铸钢的切削性的提高。另一方面，当其含量超过0.30质量％时，大量的硫化物生成，因此会使热疲劳寿命降低。
＜Ni(镍)：5～20质量％＞
Ni在上述的范围内可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，耐热铸钢的铸造性受到损害。
＜N(氮)：0.3质量％以下＞
N在以上述范围含有的情况下，对高温强度的提高和奥氏体相的稳定化、组织的细化有效。在此，当其含量超过0.3质量％时，成品率极度降低，成为气体缺陷的原因。另外，在想要得到上述效果的情况下，其含量优选为0.05质量％以上，更优选为0.09质量％以上。
＜Zr(锆)：0.01～0.20质量％＞
Zr在上述的范围内能使奥氏体晶粒细化，使在晶界偏析的Cr(铬) 分散，实现奥氏体组织的稳定化。另外，MnS因晶粒的细化而在奥氏体组织中微细地分散，切削性提高。
在此，当其含量小于0.01质量％时，不能期待由奥氏体晶粒的晶粒细化带来的切削性改善效果。另一方面，当其含量超过0.20质量％时，高温强度因奥氏体晶粒的过度晶粒细化而降低。另外，有时Zr 氧化物作为渣进入铸造品，使铸造品质降低。
＜Ce(铈)：0.01～0.10质量％＞
Ce在上述范围内在奥氏体组织中生成包含CeS的易切削粒子。在此，当其含量小于0.01质量％时，在奥氏体组织中无法充分生成包含CeS的易切削粒子，因此无法充分期望耐热铸钢的切削性的提高。另一方面，当其含量超过0.10质量％时，有时Ce氧化物作为氧化物系夹杂物进入铸造品，使铸造品质降低。
以下示出的Cr、Nb和Mo是在奥氏体组织中形成碳化物的碳化物形成元素，在奥氏体系耐热铸钢中至少以后述范围含有Cr。奥氏体系耐热铸钢中可以不必含有Nb和Mo，但在以后述的范围含有这些元素的任一者的情况下，可提高奥氏体系耐热铸钢的高温强度和高温屈服强度。特别地，如果在奥氏体系耐热铸钢中以后述范围含有Nb，则与含有Mo的情形相比，还可提高奥氏体系耐热铸钢的蠕变强度。以下，说明Cr、Nb和Mo的各成分的作用。
＜(i)Cr(铬)：14～24质量％＞
Cr在上述的范围内提高耐氧化性，对高温强度的改善是有效的，是奥氏体系耐热铸钢中应含有的必要元素。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，包含Cr碳化物的硬质粒子过度结晶，由此奥氏体组织的硬度增加。由此，耐热铸钢的切削性会降低。
＜(ii)Nb(铌)：1.5质量％以下＞
Nb是在奥氏体系耐热铸钢中优选含有的元素，在以上述范围含有的情况下，在奥氏体组织中形成微细的铌碳化物(NbC)，可期待耐热性(高温强度、蠕变强度、热疲劳寿命)提高效果。特别是通过添加Nb，蠕变强度大幅提高。在此，当含量超过1.5质量％时，硬质粒子NbC过度生成而使切削性降低。另外，在想要得到上述效果的情况下，其含量优选为0.01质量％以上，更优选为0.3质量％以上。
＜Mo(钼)：3.0质量％以下＞
Mo是在奥氏体系耐热铸钢中优选含有的元素，在以上述范围含有的情况下，通过高温加热时的钼碳化物的析出强化，可期待耐热性 (高温强度、蠕变强度、热疲劳寿命)提高效果。在此，当其含量超过3.0质量％时，包含MoC的硬质粒子过度生成，因此耐热铸钢的切削性会降低。另外，在想要得到上述效果的情况下，其含量优选为0.008 质量％以上，更优选为1质量％以上。
＜其它元素＞
作为不可避免的杂质之一含有的P优选为0.05质量％以下。当含量超过0.05质量％时，变得容易发生由反复加热冷却引起的热劣化，韧性也降低。另外，当含量超过0.05质量％时，成为铸造裂纹的原因。
在本实施方案中，通过在铁中含有上述范围的元素，形成耐热性和切削性两者优异的奥氏体系耐热铸钢。特别是，本实施方案涉及的奥氏体系耐热铸钢通过将Ni含量设为合适的量，可使奥氏体组织稳定，可使耐热铸钢的耐热性(热疲劳寿命)提高。
在此，如果以上述范围含有Ni量，则通常在奥氏体组织中固溶的C变少，与Cr结合的C变多，因此容易生成包含Cr碳化物等金属碳化物的硬质粒子。但是，在本实施方案中，以限制这些硬质粒子的生成量的方式规定C、Cr、Nb和Mo的量，在不损害上述耐热性的范围内含有了Mn、S、Zr和Ce，因此可提高耐热铸钢的切削性。
2.关于有助于耐热性的各成分的相关关系
根据上述各元素的含量，为了评价或推定奥氏体系耐热铸钢的耐热性，规定了各成分的相关关系。
在此，本发明人对于奥氏体系耐热铸钢，在通过后述的应变控制来进行热疲劳试验时，着眼于作用于耐热铸钢的重复应力的最大值(最大应力)σmax与断裂时的重复数(热疲劳寿命)Nf存在一定的相关关系。具体而言，在进行热疲劳试验时，随着奥氏体系耐热铸钢的最大应力σmax增加，其热疲劳寿命Nf降低。
因此，发明人着眼于C、Ni、Cr、Mo和Nb作为对奥氏体系耐热铸钢的最大应力σmax具有影响的元素。然后，将这些元素在奥氏体系耐热铸钢中含有的量作为参数，以从这些参数在热疲劳试验中可得到最大应力σmax的方式，通过多重回归分析计算出以下的(1)式(回归式)。
Pσ＝399.25+129.78C-1.75Ni-6.23Cr-9.88Mo-26.88Nb (1)
(1)式左边的Pσ是相当于最大应力σmax的参数(指标值)。 (1)式右边是将C、Ni、Cr、Mo和Nb的含量(质量％)作为参数表示的数学式，在将与所示的元素符号相应的元素的含量的值代入该数学式时，可计算出相当于最大应力σmax的Pσ的值。在此，右边表示的元素的系数表示对最大应力σmax贡献的程度。
根据发明人后述的热疲劳试验可知，最大应力σmax为315MPa 以下时，热疲劳寿命超过400次(循环)，因此，优选满足Pσ≤310 的条件。因此认为，通过以满足Pσ≤310的条件的方式规定C、Ni、 Cr、Mo和Nb的含量，可提高奥氏体系耐热铸钢的热疲劳寿命。
3.关于有助于切削性的各成分的相关关系
根据上述各元素的含量，为了评价或推定奥氏体系耐热铸钢的切削性，规定了各成分的相关关系。
发明人进行了奥氏体系耐热铸钢的切削性试验，测定了试验中使用的切削工具的磨损量Vb。接着，作为对切削工具的磨损量Vb具有影响的元素，分类为促进切削工具的磨损的元素Ni、Cr、Mo和Nb 的组、以及使奥氏体系耐热铸钢的切削性提高的元素S、Zr和Ce的组。将这些元素在奥氏体系耐热铸钢中含有的量作为参数，以从这些参数得到磨损量Vb的方式，通过多重回归分析计算出以下的(2)式 (回归式)。
Pm＝(0.0038Ni+0.119C+0.0014Cr+0.0136Mo+0.0344Nb)- (0.3129S+0.0353Zr+0.2966Ce)-0.04225 (2)
在此，(2)式左边的Pm为相当于磨损量Vb的参数(指标值)。 (2)式的右边是将Ni、C、Cr、Mo、Nb、S、Zr和Ce的含量(质量％)作为参数表示的数学式，在将与所示元素符号相应的元素的含量的值代入该数学式时，可计算出相当于磨损量Vb的Pm(指标值)。
在此，右边所示的元素的系数中，Ni、C、Cr、Mo和Nb的系数表示对磨损量的增加贡献的程度，S、Zr和Ce的系数表示对磨损量的减少贡献的程度。
在此，根据发明人后述的切削性试验，在切削工具磨损量Vb为 0.14mm以下时可判断为切削性良好，优选该情况下满足Pm≤0.09的关系。认为通过以Pm≤0.09的方式规定Ni、C、Cr、Mo、Nb、S、 Zr和Ce的含量，可提高奥氏体系耐热铸钢的切削性。
实施例
以下，通过实施例和比较例，更具体地说明本发明。
[实施例1～11]
在实施例1～11中，按以下所示的方式操作，制作了由奥氏体系耐热铸钢(以下称作耐热铸钢)制成的试样片。具体而言，准备成为具有表1所示的组成、以Fe作为基材(余量包含Fe和不可避免的杂质)的耐热铸钢的起始材料的试样20kg，使用高频感应炉进行大气熔融。将得到的熔融金属在1600℃下排出熔液，在1500～1530℃下在 25mm×42mm×230mm的砂型模具(无余热)中进行浇注并使其凝固，得到Y型B号块(JIS规格)的耐热铸钢的块试样片。从该块试样片为后述的各试验切出试样片。
实施例1～11涉及的耐热铸钢的各成分的范围为：包含C：0.1～ 0.4质量％、Si：0.8～2.5质量％、Mn：0.8～2.0质量％、S：0.05～ 0.30质量％、Ni：5～20质量％、N：0.3质量％以下、Zr：0.01～0.20 质量％、Ce：0.01～0.10质量％、选自下述(i)～(iii)的、至少包含(i)的一种以上：(i)Cr：14～24质量％、(ii)Nb：1.5质量％以下、(iii)Mo：3.0质量％以下，并且余量为铁以及不可避免的杂质。
予以说明，实施例2涉及的耐热铸钢与实施例1相比，通过添加 Nb代替Mo、使NbC生成，提高了耐热性，为了抑制由NbC生成引起的铸钢的切削性的降低，增加Ce的量，使CeS增加。
实施例3涉及的耐热铸钢与实施例1相比，增加Ce的量，由此使CeS增加，确保了切削性。
实施例4涉及的耐热铸钢与实施例1相比，添加Nb代替Mo，确保由NbC带来的耐热性，增加Ce的量，由此使CeS增加，确保了切削性。
实施例5涉及的耐热铸钢与实施例1相比，减少Ni的量、减少 Cr的量而增加Mo的量，添加Nb，由此确保了耐热性。进而，通过 Cr碳化物的含量降低，实现Cr碳化物(Cr7C3、Cr23C6)的降低，确保了切削性。
实施例6涉及的耐热铸钢与实施例1相比，减少Ni的量、减少 Cr的量而增加Si的量，由此确保了耐热性(耐氧化性)。进而，通过Cr碳化物的含量降低，实现Cr碳化物(Cr7C3、Cr23C6)的降低，确保了切削性。
实施例7～9涉及的耐热铸钢与实施例1相比，减少作为奥氏体稳定化元素的Ni的量，增加作为奥氏体稳定化元素的便宜的Mn的量，确保了奥氏体的稳定化，确保了耐热性。
特别地，在实施例7～9中，与实施例1相比，减少Ni的量、减少Cr的量而添加了Nb，由此确保了耐热性。进而，通过Cr碳化物的含量降低，实现Cr碳化物(Cr7C3、Cr23C6)的降低，确保了切削性。
实施例10与实施例1相比，通过增加C的量并进一步添加Nb，在确保耐热性的同时，通过Mn的增量和Zr、Ce的增量，确保了与实施例1同等的切削性。
实施例11与实施例1相比，减少作为奥氏体稳定化元素的Ni的量，代替地增加作为奥氏体稳定化元素的便宜的Mn的量以确保奥氏体的稳定化，由此确保了耐热性。进而，通过Cr碳化物的含量降低，实现Cr碳化物(Cr7C3、Cr23C6)的降低，确保了切削性。
[比较例1～13]
与实施例1同样地制作了由耐热铸钢制成的试样片。具体而言，使用表1所示的成分的试样铸造试样片，切出与实施例1相同形状的试样片。予以说明，这些比较例1～13的本发明的各元素中，如以下所示那样，一些元素在本发明的含量范围之外。予以说明，如上所述， Nb、Mo在本发明中为应选择性添加的元素。
比较例1的耐热铸钢不含有Zr和Ce。
比较例2的耐热铸钢不含有Ce，Zr含量多于本发明的范围。
比较例3的耐热铸钢不含有Zr和Ce，S含量少于本发明的范围。
比较例4、5的耐热铸钢的Cr含量多于本发明的范围。
比较例6的耐热铸钢不含有Zr和Ce，C和Cr含量多于本发明的范围，Mn和S的含量少于本发明的范围。
比较例7的耐热铸钢不含有Zr和Ce，Ni和Cr含量多于本发明的范围，S含量少于本发明的范围。
比较例8的耐热铸钢不含有Zr和Ce，Ni和Cr含量多于本发明的范围，Mn和S含量少于本发明的范围。予以说明，Ni含量多于本发明的范围，因此有可能凝固时的收缩性(收缩)受阻。
比较例9的耐热铸钢不含有N、Zr和Ce，Cr含量多于本发明的范围，Mn和S含量少于本发明的范围内。
比较例10的耐热铸钢不含有N和Ce，Cr含量多于本发明的范围， Mn和S含量少于本发明的范围。
比较例11的耐热铸钢不含有Zr和Ce，Ni和Cr含量多于本发明的范围，Mn和S含量少于本发明的范围。
比较例12的耐热铸钢不含有Ce，Ni和Cr含量多于本发明的范围，Mn和S含量少于本发明的范围。
比较例13的耐热铸钢不含有Ce，Cr含量多于本发明的范围。
[表1]
Figure BDA0001463614020000121
<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所示的耐热铸钢的碳和硫的含量。具体而言，准备包含钨助燃剂(芯片状：碳含有率0.01％以下)、高氯酸镁(无水，粒径0.7～1.2mm)和烧碱石棉剂的试样。将该试样与各耐热铸钢在氧(纯度为99.999％以上的干燥氧)气氛下在高频坩埚(陶瓷坩埚) 内熔化并进行了测定。予以说明，滤尘器使用玻璃棉。
使用氧·氮分析装置(LECO制TC-436型)测定了表1所示的耐热铸钢的氮的含量。具体而言，准备由无水高氯酸镁(高氯酸镁) 和烧碱石棉剂(二氧化碳吸收剂)、氯化铜(粒状)、金属铜(带状) 构成的试样。将该试样和各耐热铸钢在混合了氦(小于99.99质量％)、氩(小于99.99质量％)的混合气体气氛下在石墨坩埚中熔化，进行了氮的测定。予以说明，滤尘器使用玻璃棉。
通过二氧化硅重量法测定了表1所示的耐热铸钢的硅的含量。具体而言，用王水分解由各耐热铸钢制成的试样，加入高氯酸并进行加热蒸发，使硅成为不溶性二氧化硅，过滤后进行灼烧以成为恒量，接着加入氢氟酸使二氧化硅蒸发挥发，从其减少量对硅进行定量。另外，表1所示的耐热铸钢的其它元素的含量通过通常的IPC发光分析法分析。
＜热疲劳试验＞
对实施例1～11和比较例1～13涉及的耐热铸钢的试样片，使用油压式热疲劳试验机(岛津制作所制サーボパルサ)和带有冷却功能的高频线圈，实施了热疲劳试验。作为这些试样片，从上述的Y型B 号块切出具有直径10mm、长度20mm的平行部的哑铃型圆棒实心试样片(n＝1)。
如图9A所示，以200～1000℃的梯形波的温度分布的方式控制试样片的加热温度(1个循环11分钟)，以试样片的约束条件为50％约束条件，通过逆相位(out of phase)下的应变控制实施了重复试验。在此，50％约束条件是指以加热试样片时的热膨胀量ΔL的应变量的 50％来约束试样片，进行应变控制，使得随着温度增加，在压缩侧应变增加。
由此，如图9B所示，得到了每个循环中应力应变滞后环，测定了全部循环中的最大应力、重复应力的最大值(最大应力)σmax。予以说明，在图9B中还一并示出了塑性应变εp、整体应变εT、重复应力的最小值(最小应力)σmin。而且，在图9C中将应力从最大应力σmax降低了25％时的循环数作为热疲劳寿命Nf。
表2中示出实施例1～11和比较例1～13涉及的耐热铸钢的最大应力σmax与热疲劳寿命Nf的测定结果。进而，在图1中示出了实施例1～11和比较例1～13涉及的耐热铸钢的重复应力的最大值与热疲劳寿命的关系。
＜切削性试验＞
对于实施例1～10和比较例1～8、13涉及的耐热铸钢的试样片，进行了切削性试验。作为试样片，从上述的Y型B号块切出直径 66mm、长度190mm的圆棒状的试样片(n＝1)。
对试样片进行一侧夹紧固定，将另一侧承载于旋转夹具的中心孔，用切削工具对试样片进行车削加工(切削加工)。车削加工的试样片的圆周速度为125m/分钟，测定了加工了2km时的切削工具的后隙面处的切削工具磨损量Vb。在表2和图2中示出了实施例1～10和比较例1～8、13涉及的耐热铸钢的试样片的切削工具磨耗量Vb。
＜Cr7C3的生成量与Nb的生成量＞
从实施例1～3、实施例5和比较例3～8涉及的耐热铸钢的各成分的添加量，通过从平衡相图解析(综合型热力学计算软件 (Thermo-Calc.)Thermo-Calc公司制市售软件)来计算出耐热铸钢中生成的Cr7C3和Cr23C6的生成量以及NbC的生成量。将其结果示于表1。另外，图3中示出Cr7C3和Cr23C6的生成量和NbC的生成量的总量(碳化物的量)与切削工具磨损量的关系。
[表2]
Figure BDA0001463614020000151
＜结果1＞
在此，如图1所示，实施例1～11、比较例3～13涉及的耐热铸钢的热疲劳寿命为400次循环以上，但比较例1、2涉及的耐热铸钢的热疲劳寿命小于400次循环。另一方面，如图2所示，相对于实施例 1～10涉及的耐热铸钢的切削工具磨损量小于比较例3～8、比较例13。予以说明，关于比较例9～12涉及的耐热铸钢，未进行切削性试验。但是，在比较例9～12涉及的耐热铸钢中，Cr含量多于实施例1～11 (超过24质量％)，因此容易生成包含Cr碳化物的硬质粒子。此外，清楚的是，在比较例9～12涉及的耐热铸钢中，作为易切削元素的S 的量少于实施例1～11，没有添加Ce，因此切削性低于实施例1～11。
在此，比较例3～8涉及的耐热铸钢与实施例1～11相比，作为使切削性提高的易切削元素的S的含量少，不含有Zr和Ce，因此，如图3所示，与实施例1～3和5相比，切削工具磨损量多。另外，比较例4中，发明范围以外的元素仅为Cr，但考虑到其它元素的平衡，后述的参数Pm较大地超出，因此其结果，推定切削性差。
＜关于Pσ＞
在此，如图1所示，作用于实施例1～11、比较例1～13所示的耐热铸钢的重复应力的最大值(最大应力)σmax与断裂时的重复数 (热疲劳寿命)Nf存在一定的相关关系，随着耐热铸钢的最大应力σmax增加，其疲劳寿命Nf下降。
因此，作为对耐热铸钢的最大应力σmax具有影响的元素，选择 C、Ni、Cr、Mo和Nb，关于耐热铸钢的最大应力σmax，研究了这些元素的相互作用。具体而言，将这些元素在耐热铸钢中含有的量作为参数，通过多重回归分析计算出以下的(1)式(回归式)，使得计算出与最大应力σmax相对应的指标值。
Pσ＝399.25+129.78C-1.75Ni-6.23Cr-9.88Mo-26.88Nb (1)
根据该式，计算出实施例1～11、比较例1～13涉及的耐热铸钢的Pσ。将其结果示于表1。予以说明，图4中示出实施例1～11和比较例1～13涉及的耐热铸钢的Pσ与重复应力的最大值(最大应力) σmax的关系。如从图4可知的那样，Pσ与最大应力σmax的关系为大致线形，如果从C、Ni、Cr、Mo和Nb的含量使用(1)式计算出 Pσ，则可得到相当于最大应力σmax的值。
图5示出实施例1～11和比较例1～13涉及的耐热铸钢的Pσ与断裂时的重复数(热疲劳寿命)Nf的关系。如图5所示，满足Pσ≤310的实施例1～11确实可提高热疲劳寿命Nf。进而，比较例3～13 也满足Pσ≤310，因此热疲劳寿命Nf也提高。但是，含有元素之内的任一者在本发明的成分范围之外，因此，热疲劳寿命以外的特性差。因此，限于热疲劳寿命的话，可通过Pσ的值评价或推定特性。
＜关于Pm＞
接着，作为对切削工具的磨损量Vb具有影响的元素，分为促进磨损的元素Ni、C、Cr、Mo和Nb的组、以及使切削性提高的元素S、 Zr和Ce的组。将这些元素在耐热铸钢中含有的量作为参数，以从这些参数获得实施例1～10和比较例1～8及13的切削工具磨损量Vb 的方式，通过多重回归分析计算出以下的(2)式(回归式)。
Pm＝(0.0038Ni+0.119C+0.0014Cr+0.0136Mo+0.0344Nb)- (0.3129S+0.0353Zr+0.2966Ce)-0.04225 (2)
根据该式，计算出实施例1～10和比较例1～8及13涉及的耐热铸钢的Pm。将其结果示于表1和图6。图6示出实施例1～10和比较例1～8、13涉及的耐热铸钢的Pm与切削工具磨损量的关系。在此，在切削工具磨损量Vb为0.14mm以下时，可判断为切削性良好，该情况优选满足Pm≤0.09的关系。通过以成为Pm≤0.09的方式规定 Ni、C、Cr、Mo、Nb、S、Cr和Ce的含量，可提高耐热铸钢的切削性。
另外，在比较例13中，即使满足Pm≤0.09，由于Cr和Ce等元素的含量在上述范围(发明的范围)之外，因此与实施例1～10相比，切削工具磨损量Vb多。
进而，比较例1、2也满足Pm≤0.09，因此切削性(切削工具磨损量Vb)提高。但是，含有元素之内的任一者在本发明的成分范围之外，因此切削性以外的特性差。因此，限于切削性的话，可通过Pm 值评价或推定特性。
＜蠕变试验＞
对实施例3和实施例4涉及的耐热铸钢的试样片，进行了蠕变试验。作为这些试样片，从上述的Y型B号块(JIS规格)切出具有直径6mm、长度30mm的平行部的哑铃型圆棒实心试样片。然后，在 1000℃的高温气氛中对试样片两端施加拉伸应力的状态下，测定蠕变应变，掌握时间与蠕变应变的关系(蠕变速度)。施加的应力以20MPa 和30MPa两种水平实施。将其结果示于表3和图7。
[表3]
Figure BDA0001463614020000181
＜结果2＞
可知：相对于不含Nb的实施例3，含有Nb的实施例4在1000℃下保持100小时后的蠕变应变即蠕变速度小。如前述的试验结果那样，关于热疲劳特性、切削性，两者为同等的特性，但关于蠕变速度，通过含有Nb而大幅提高。因此，从该蠕变试验的结果可知，在不仅想要提高热疲劳特性、而且想要提高蠕变速度的情况下，优选必须含有 Nb。
[实施例12～15]
与实施例7相同，制作了由耐热铸钢制成的试样片。实施例12～ 15与实施例7的不同点，如表4所示那样，为Zr含量。试样片为具有直径8mm、长度124mm的平行部的哑铃型圆棒实心试样片，从上述的Y型B号块切出。
[比较例14～16]
与实施例7相同，制作了由耐热铸钢制成的试样片。比较例14～ 16与实施例7的不同点，如表4所示那样，为Zr含量。
＜高温拉伸试验＞
使用实施例12～15和比较例14～16的耐热铸钢的试样片(n＝2)，使用岛津制作所制オートグラフ和恒温槽，在试验温度900℃、拉伸速度0.6mm/分钟(恒定)进行了高温拉伸试验。图8和表4中示出实施例12～15和比较例14～16的耐热铸钢的抗拉强度、屈服强度、伸长。
[表4]
Zr含量(质量％) 强度(MPa) 屈服强度(MPa) 伸长(％)
实施例12 0.01 148 128.5 33.8
实施例13 0.05 140.5 123.5 51.75
实施例14 0.10 141.5 125.5 49.45
实施例15 0.20 140 122.5 42.15
比较例14 0.30 134 119.5 50.1
比较例15 0.40 131.5 115.5 49.15
比较例16 0.50 119 107 52.5
<结果3>
根据该结果，如实施例12～15所示，在Zr含量为0.01～0.20质量％的情况下，与比较例14～16不同，高温强度(抗拉强度、屈服强度)高。认为这是由于实施例12～15涉及的耐热铸钢通过含有适量的Zr，奥氏体晶粒被细化，使在晶界偏析的Cr(铬)分散，可实现奥氏体组织的稳定化。但是，当如比较例14～16的耐热铸钢那样，其含量超过0.20质量％时，认为高温强度因奥氏体晶粒的过度晶粒细化而降低。
以上，对本发明的实施方案进行了详述，但本发明不受前述实施方案限定，可在不脱离权利要求书所记载的本发明的精神的范围内进行各种设计变更。

Claims (2)

1.奥氏体系耐热铸钢，其特征在于，包含
C：0.1～0.4质量％、
Si：0.8～2.5质量％、
Mn：0.8～2.0质量％、
S：0.05～0.30质量％、
Ni：16.8～20质量％、
N：0.3质量％以下、
Zr：0.01～0.20质量％、
Ce：0.01～0.10质量％、
选自下述(i)～(iii)的、至少包含(i)的一种以上：
(i)Cr：14～24质量％、(ii)Nb：1.5质量％以下、(iii)Mo：3.0质量％以下，
并且余量为铁以及不可避免的杂质，
其满足下述的(1)式和(2)式：
Pσ＝399.25+129.78C-1.75Ni-6.23Cr-9.88Mo-26.88Nb≤310 (1)
在此，(1)式左边的Pσ是相当于最大应力σmax的参数，(1)式右边是将C、Ni、Cr、Mo和Nb的以质量％计的含量作为参数表示的数学式，将与所示的元素符号相应的元素的含量的值代入该数学式；
Pm＝(0.0038Ni+0.119C+0.0014Cr+0.0136Mo+0.0344Nb)-(0.3129S+0.0353Zr+0.2966Ce)-0.04225≤0.09 (2)
在此，(2)式左边的Pm为相当于磨损量Vb的参数，(2)式的右边是将Ni、C、Cr、Mo、Nb、S、Zr和Ce的以质量％计的含量作为参数表示的数学式，将与所示的元素符号相应的元素的含量的值代入该数学式。
2.权利要求1所述的奥氏体系耐热铸钢，其特征在于，除了所述(i)之外还包含所述(ii)。
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Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6414770B1 (ja) * 2017-03-24 2018-10-31 日立金属株式会社 金型の寿命予測方法
CN106917053B (zh) * 2017-04-20 2019-02-22 华能国际电力股份有限公司 一种高铌含量奥氏体耐热钢及其制备方法
CN109023157A (zh) * 2018-09-04 2018-12-18 云南德胜钢铁有限公司 一种轧钢棒材加热炉进钢槽装料炉门板及其生产工艺
CN112410664A (zh) * 2020-11-09 2021-02-26 中国科学院金属研究所 一种炉底辊用高强度、抗结瘤cnre稀土耐热钢及其制备方法
CN113293335B (zh) * 2021-07-27 2021-11-09 科华控股股份有限公司 低镍沉淀硬化奥氏体耐热钢材料及其应用
CN114393176B (zh) * 2022-02-17 2024-06-07 天津水泥工业设计研究院有限公司 一种低镍的全奥氏体耐热钢及其制备方法与应用

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5773171A (en) * 1980-10-24 1982-05-07 Daido Steel Co Ltd Tool steel
CN102510909A (zh) * 2011-11-18 2012-06-20 住友金属工业株式会社 奥氏体系不锈钢
CN102844455A (zh) * 2010-04-07 2012-12-26 丰田自动车株式会社 奥氏体耐热铸钢
CN104024459A (zh) * 2011-12-27 2014-09-03 株式会社神户制钢所 抗氧化皮剥离性优异的耐热奥氏体系不锈钢和不锈钢管
JP2014208875A (ja) * 2013-03-22 2014-11-06 トヨタ自動車株式会社 オーステナイト系耐熱鋳鋼およびその製造方法

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4379753B2 (ja) 1999-04-05 2009-12-09 日立金属株式会社 排気系部品、およびそれを用いた内燃機関、並びに排気系部品の製造方法
US7381369B2 (en) * 1999-09-03 2008-06-03 Kiyohito Ishida Free cutting alloy
US7297214B2 (en) * 1999-09-03 2007-11-20 Kiyohito Ishida Free cutting alloy
JP4632954B2 (ja) 2003-10-20 2011-02-16 株式会社クボタ 時効延性及びクリープ破断強度に優れた水素製造反応管用耐熱鋳鋼
JP4504736B2 (ja) 2004-05-11 2010-07-14 大同特殊鋼株式会社 オーステナイト系鋳鋼品及びその製造方法
WO2007080856A1 (ja) * 2006-01-11 2007-07-19 Sumitomo Metal Industries, Ltd. 耐メタルダスティング性に優れた金属材料
DK2246454T3 (en) * 2008-02-27 2015-10-05 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Opkulningsresistent metal material
RU2553136C1 (ru) * 2011-06-24 2015-06-10 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Металлический материал, устойчивый к карбюризации

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5773171A (en) * 1980-10-24 1982-05-07 Daido Steel Co Ltd Tool steel
CN102844455A (zh) * 2010-04-07 2012-12-26 丰田自动车株式会社 奥氏体耐热铸钢
CN102510909A (zh) * 2011-11-18 2012-06-20 住友金属工业株式会社 奥氏体系不锈钢
CN104024459A (zh) * 2011-12-27 2014-09-03 株式会社神户制钢所 抗氧化皮剥离性优异的耐热奥氏体系不锈钢和不锈钢管
JP2014208875A (ja) * 2013-03-22 2014-11-06 トヨタ自動車株式会社 オーステナイト系耐熱鋳鋼およびその製造方法

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