CN1942598A - 高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢及由其构成的排气系统零件 - Google Patents

高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢及由其构成的排气系统零件 Download PDF

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Abstract

本发明的高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢，作为主要成分含有：C、Si、Mn、Cr、Ni、W及/或Mo、及Nb，此外以重量基准计，N为0.01～0.5％，Al为0.23％以下，且O为0.07％以下，余量由Fe及不可避免的杂质组成，由于高温屈服点、耐氧化性、热疲劳寿命优异，所以适合利用于排气系统零件。

Description

高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢及由其构成的排气系统零件
技术领域
本发明涉及一种在1000℃以上的热疲劳寿命优异的高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢、及由其构成的例如机动车发动机用的排气系统零件。
背景技术
历来，机动车发动机用的排气歧管(exhaust manifold)和涡轮壳体(turbine housing)等的排气系统元件，由耐蚀高镍铸铁(Ni-Cr-Cu系奥氏体铸铁)等的耐热铸铁和铁素体系耐热铸钢等制造。但是，耐蚀高镍铸铁在排气温度达到900℃会有比较高的强度，但是在超过900℃的温度下其耐氧化性及耐龟裂性降低，耐热性和耐久性差。另外在铁素体系耐热铸钢中，当废气温度达950℃以上时有强度绝对低劣这样问题。
在如此情况下，特开2000-291430号提出了一种排气系统零件，其是配置于发动机的排气口，能够使废气净化用催化剂的初期功能提高的薄壁的高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢制排气系统零件，与废气相接的通路的至少一部分壁厚为5mm以下，在1010℃在大气中保持200小时时的氧化减量在50mg/cm2以下，在1050℃于大气中200小时时的氧化减量在100mg/cm2以下，及在在1100℃于大气中保持200小时时的氧化减量在200mg/cm2以下，以加热上限温度1000℃，温度振幅800℃以上及拘束率0.25的条件，通过加热冷却的热疲劳试验而测定的热疲劳寿命为200循环以上，以加热上限温度1000℃，温度振幅800℃以上及拘束率0.5的条件，通过加热冷却的热疲劳试验而测定的热疲劳寿命为100循环以上，曝露于超过1000℃的温度(特别是在1050℃附近，进一步在1100℃附近)的废气时的耐久性优异。
形成特开2000-291430号的排气系统零件的高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢，以质量基准，含有如下的组成构成：C：0.2～1.0％；Si：2％以下；Mn：2％以下；P：0.04％以下；S：0.05～0.25％；Cr：20～30％；Ni：16～30％；余量：Fe及不可避免的杂质，此外能够再含有W：1～4％及/或Nb：超过1％但在4％以下。
近年来，从环境保护的观点出发，要求机动车发动机的高性能化、油耗的提高、废气的削减。为此发动机的高功率输出化及高温燃烧化被推进，但是，随之而来的是废气温度上升，排气系统零件在比现有更高的温度区域被反复加热·冷却，另外，因为直接曝露于来自发动机的高温的废气，所以会使其在严酷的氧化环境下使用。
若排气系统零件被曝露于含有硫氧化物、氮氧化物等的氧化物的高温的废气中和高温区域下的大气中，则在零件表面会形成氧化膜。因氧化膜和零件基材的热膨胀差等引起，以氧化膜为起点的微小龟裂发生，通过它们废气侵入到零件内部，而进一步促进氧化同时龟裂又增幅。若氧化和龟裂反复，则龟裂大幅扩展而贯通零件。另外氧化膜剥离，不仅污染催化剂等，而且也会导致涡轮增压器(turbocharger)的涡轮叶片(turbine blade)的破损等，成为故障的原因。因此，高温下曝露于含有氧化物的废气中的排气系统零件就要求有高的耐氧化性。
另外，为了高功率输出化及高温燃烧化，作为机动车用发动机，向燃烧室内直接喷射汽油的所谓直喷型发动机普及。在直喷型发动机中，因为汽油从燃料箱被直接导入燃烧室，所以，即使万一机动车发生碰撞，泄漏到外部的汽油的量也只有一点点，很少会演变成重大的事故。为此一直以来，在发动机的前方配置吸气系统零件而向燃烧室引进冷的空气，同时把跟废气净化装置直接连结的排气系统零件配置于发动机的后方，以此取代将排气歧管、涡轮壳体等的排气系统元件配置于前方，将进气歧管(intakemanifold)、收集器(collector)等的吸气系统元件配置于后方，从而进行在发动机起动时让废气净化用催化剂提前升温、活性化。但是，若在发动机的后方配置排气系统零件，则机动车在行驶时难以迎风，排气系统零件的表面温度上升，所以排气系统零件需要高温区域下的进一步的耐热性及耐久性。
从环保的观点出发，则需要在发动机起动时升温、活化废气净化用催化剂。为此必须减少通过排气系统零件时的废气的温度降低。为了抑制废气温度的降低(为了不夺取废气的热量)，需要减少排气系统零件的热容量(heatmass)为此要求排气系统零件的薄壁化。但是，因为排气系统零件越是薄壁化，由废气引起的温度上升就越大，所以需要其在高温下具有优异的耐热性及耐久性。
如此在机动车发动机用的排气系统零件中，要求其对废气温度的上升和氧化的对应，对把排气系统零件配置于后方导致的表面温度的上升的对应，对薄壁化引起的温度上升的对应等，在更为高温下对严酷的使用条件的对应。具体来说，排气系统零件要曝露于高达1000～1150℃的高温废气中，但是就算曝露于如此高温的废气中，排气系统零件本身也只会上升到900～1100℃。因此，对排气系统零件就要求如此温度下的耐热性、耐久性及长寿命。为了适应该要求，就要求排气系统零件的材料其高温强度、耐氧化物、延展性、耐龟裂性等也优异。
作为高温强度，不仅要求高温下的抗拉强度高，而且还要求与高温下作用于被拘束的排气系统零件的压缩应力相对抗，抑制由压缩应力引起的热变形(压缩的塑性变形)的强度，即高温屈服点高。因此，高温强度以高温屈服点及高温抗拉强度为指标。
作为耐氧化性，要求即使曝露于含氧化物的高温的废气中，也能够抑制成为龟裂起点的氧化膜的生成。耐氧化性以氧化减量为指标。由于发动机的停止，排气系统零件被从高温冷却到大气温度，但是在冷却过程中因高温发生的压缩应力转变为拉伸应力。因为冷却过程中的拉伸应力是成为龟裂和裂缝的主要原因，所以需要排气系统零件具有能够在室温区域抑制龟裂和裂缝的发生的延展性。因此，延展性以室温延伸为指标。
作为综合显示此高温强度、耐氧化性及延展性的参数是耐热龟裂性。耐热龟裂性以热疲劳寿命[直致因运转(加热)和停止(冷却)的反复而产生的龟裂和裂缝所致的热疲劳破坏的循环数]为指标。
排气系统零件，其在生产过程、向发动机的配置及组装的过程、机动车的起动时和运行中等，会施加以机械性的振动和冲击等。对排气系统零件，还要求具有充分的室温延伸，即使对抗由这些机械性的振动和冲击所产生的外力，也不会发生龟裂和裂缝。
特开2000-291430号的所公开的排气系统零件虽然耐氧化性特别优异，但是根据最近的高性能化的要求，要求其曝露于1000℃以上的废气时的热疲劳寿命及室温延伸进一步提高。
发明内容
因此，本发明的目的在于，提供一种高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢，其具有高的高温屈服点、耐氧化性及室温延伸，特别是曝露于高达1000℃以上的高温废气时的热疲劳寿命优异。
本发明的其中之一的目的在于，提供一种薄壁的排气系统零件，其曝露于高达1000℃以上的高温废气时的耐久性优异，能够配置于发动机后方而使废气净化用催化剂的初期功能提高。
本发明者们，为了使特开2000-291430号的高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢的高温屈服点、高温抗拉强度、耐氧化性、热疲劳寿命等的高温特性及室温延伸提高而进行了锐意研究，其结果是发现如下而实现本发明：(a)为了提高曝露于1000℃以上的温度的废气时的耐热性、耐久性及寿命，重要的是高温强度及到温延伸的进一步提高、和确保耐氧化性；(b)作为主要成分，若使C、Si、Mn、Cr、Ni、W及/或Mo及Nb的各元素的含量适当化，则高温强度和耐氧化性提高，并且，若抑制Al的含量并且使N的含量适当化，则能够得到高温屈服点及室温延伸特别地提高，因而热疲劳寿命大幅地提高的高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢。
即，本发明的高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢，是作为主要成分含有：C、Si、Mn、Cr、Ni、W及/或Mo及Nb，余量实质上由Fe及不可避免杂质构成的高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢，其中，以重量基准计，N为0.01～0.5％，Al为0.23％以下，且O为0.07％以下。
由于作为主要成分含有C、Si、Mn、Cr、Ni、W及/或Mo及Nb，在1000℃以上的废气温度下排气系统零件具有优异的高温强度及耐氧化性。此外通过将Al的含量抑制在0.23重量％以下，不会使室温延伸降低而使高温屈服点提高，确保与拘束下曝露于高温时所产生的压缩应力相对抗的充分的强度，能够抑制压缩带来的排气系统零件的塑性变形。同时通过把作为奥氏体稳定化元素的N的含量作为0.01～0.5重量％，除了高温强度以外，室温区域下的破断延伸(室温延伸)也提高。N的含有带来的室温延伸的提高，对于降低以从高温下发生于排气系统零件的压缩应力转换，而在冷却过程中产生的拉伸应力为要因的龟裂和裂缝的发生极其有效。如此通过抑制Al的含量，并且使N的含量适当化，使能够得到高温屈服点及室温延伸提高，因而热疲劳寿命大幅改善的高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢。
一般铸钢是在出钢前的钢水中投入脱氧剂，在强制脱氧后注入铸模成形。脱氧剂是由与氧的亲和力比Fe强的脱氧元素(Si、Al、Ti、Mn等)构成的金属，纯度99％以上的金属铝最常见。不过，尽管Al具有强力的脱氧作用，但是可知其会使铸钢的高温屈服点及室温延伸显著降低。另一方面，若抑制Al的含量，则因为脱氧效果不充分，所以钢水或铸造物中的O的含量变多。其结果是，助长了氧化物系夹杂物或由气孔组成的微小的孔(以下称为“气孔”)的生成，和铸造时针孔(pinhole)和气泡(blowhole)等的气体缺陷的发生。在本发明的高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢中，通过将Al的含量抑制在0.23重量％以下，并且将O的含量抑制在0.07重量％以下，抑制了夹杂物、气孔及气体缺陷的发生。
具体来说，本发明的高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢，优选为以重量基准计，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及/或Mo：0.5～6％(W+2Mo)、Nb：0.5～5％、N：0.01～0.5％、Al：0.23％以下、及O：0.07％以下，余量实质为Fe及不可避免的杂质。通过将主要成分还有N、Al及O设为上述组成范围，能够得到具有高的高温屈服点、耐氧化性及室温延伸，特别是曝露于高达1000℃以上的高温的废气时的热疲劳寿命优异的高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢。
本发明的高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢的优选组成，以重量基准计，C：0.3～0.6％、Si：2％以下、Mn：0.5～2％、S：0.05～0.3％、Cr：18～27％、Ni：8～25％、W及/或Mo：1～4％(W+2Mo)、Nb：0.5～2.5％、N：0.05～0.4％、Al：0.17％以下、及O：0.06％以下，余量实质上由Fe及不可避免的杂质组成。
铸造时的气体缺陷的发生带来的影响力，因为O是N的约6倍左右，所以作为O和N的合计量采用(6O+N)。优选(6O+N)为0.6重量％以下。通过使(6O+N)为0.6重量％以下，能够得到没有气体缺陷，即使有也极少的高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢。
本发明的高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢，具有高的高温屈服点、耐氧化性及室温延伸，特别是曝露于高达1000℃以上的高温的废气时的热疲劳寿命优异。由这种高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢构成的薄壁的的排气系统零件，曝露于高达1000℃以上的高温的废气时的耐久性优异，在配置于发动机的后方时能够使废气净化用催化剂的初期功能提高。
附图说明
图1是表示包括排气歧管、涡轮壳体、连接部及催化剂箱的排气系统零件的立体图。
图2(a)是表示用于求得气体缺陷的面积率的平板状试验片的概略图。
图2(b)是平板状试验片的透射X射线照片所对应的概略图。
图3(a)是表示涡轮壳体的一例的侧面图。
图3(b)是表示涡轮壳体的一例的剖面图。
图4是表示实施例的涡轮壳体的疲劳试验结束后的废气门(wastegate)部附近的放大图。
图5是表示比较例的涡轮壳体的疲劳试验结束后的废气门部附近的放大图。
具体实施方式
[1]高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢
[A]组成
以下详细说明本发明的高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢的组成，各元素的含量(％)如果没有特别事先规定则为重量基准。
(1)C(碳)：0.2～1.0％
C让钢水的流动性(铸造性)良好，并且固溶强化基材。另外形成一次及二次的氧化物，以提高耐热铸钢的高温强度。此外与Nb形成共晶碳化物而提高铸造性，并提高高温强度。为了有效地发挥这样的作用，C需要为0.2％以上。另一方面，若C超过1.0％，则共晶碳化物和其他的碳化物的析出量变得过多，耐热铸钢脆化，延展性降低同时加工性劣化。因此C的含量为0.2～1.0％。C的优选含量为0.3～0.6％。
形成共晶碳化物(NbC)的Nb为C的8倍，但是为了得到别的析出碳化物，需要C的量超过生成共晶碳化物的量。为了获得高温强度及铸造性优异的高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢，优选(C-Nb/8)为0.05％以上。但是若(C-Nb/8)超过0.6％，则耐热铸钢变得过硬过脆，延展性及加工性劣化。因此，优选(C-Nb/8)为0.05～0.6％。特别是在薄壁铸造物中因为共晶碳化物的比例对于铸造性很重要，所以(C-Nb/8)更优选为0.1～0.5％。
(2)Si(硅)：3％以下
Si除了具有作为钢水的脱氧剂的作用以外，对于耐氧化性的改善也是有效的元素。但是，若过量地含有则奥氏体组织变得不稳定，导致铸造性的劣化。因此Si的含量为3％以下，优选为2％以下。
(3)Mn(锰)：2％以下
Mn与Si同样作为钢水的脱氧剂有效，但是若过多含有，则耐热铸钢的耐氧化性劣化。因此，Mn的含量为2％以下，优选为0.5～2％。
(4)S(硫)：0.5％以下
S在铸钢中使球状或块状的硫化物生成，在机械加工中促进切屑的分断而使切削性提高。但是，若S的含量过多，则在晶界析出的硫化物过多，使耐热铸钢的高温强度劣化。因此，S的含量为0.5以下，优选为0.05～0.3％。
(5)Cr(铬)15～30％
Cr是奥氏体系耐热铸钢的基本元素，特别是除了提高耐氧化性以外，其形成碳化物而对于提高高温强度有效。尤其为了在1000℃以上的高温区域有效，而需要含有15％以上的Cr。但是，若Cr的含量超过30％，则过量地析出二次碳化物，此外σ相等脆的析出物等析出，脆化变得显著。因此Cr的含量为15～30％，优选为18～27％。
(6)Ni(镍)：6～30％
Ni与Cr同样是奥氏体系耐热铸钢的基本元素，其稳定化铸钢的奥氏体组织，并对提高铸造性有效。特别是为了让薄壁的排气系统零件的铸造性良好，需要Ni为6％以上。但是，若Ni超过30％，则上述特性的提高效果只会饱和，在经济性上不利。因此Ni的含量为6～30％，优选为8～25％。
如前述，通过Cr和Ni的共存，除了耐热铸钢的高温强度及耐氧化性提高以外，促进铸钢组织的奥氏体化及其稳定化，同时铸造性提高。相于Cr的Ni的含量增加，并且铸钢的耐氧化性及高温强度提高，但是，Cr/Ni的重量比低于1.0左右而使Ni大量含有，其添加效果也只是饱和，在经济上不利。另一方面，若Cr/Ni的重量比超过1.5％，则Cr的二次碳化物过量地析出，此外σ相等脆的析出物等析出，脆化变得显著。因此，优选Cr/Ni的重量比为1.0～1.5。
(7)W及Mo的至少1种：0.5～6％(W+2Mo)
因为W和Mo均可改善耐热铸钢的高温强度，所以使至少含有一种，但是，因为两者一起会使耐氧化性劣化，所以过量使之含有的不为优选。因此，单独添加W时，W的含量为0.5～6％，优选为1～4％。因为Mo以W＝2Mo的比例发挥着与W大体相同的效果，所以也可以将W的一部分或全部转换成Mo。单独添加Mo时，Mo的含量为0.25～3％，优选为0.5～2％。当复合添加两者时，作为(W+2Mo)为0.5～6％，优选为1～4％。
(8)Nb(铌)：0.5～5％
Nb通过与C结合而形成细微的碳化物，使耐热铸钢的高温强度及热疲劳寿命增大，同时通过抑制Cr碳化物的生成而使耐热铸钢的耐氧化性及切削性提高。此外因为Nb生成共晶碳化物，所以使薄壁的排气系统零件的铸造性提高。因此，Nb的含量为0.5％以上。但是，若Nb的含量过多，则生成于结晶晶界的共晶碳化物变多，耐热铸钢脆化，其强度及延展性显著降低。因此，Nb含量的上限为5％，下限为0.5％。因此，Nb的含量为0.5～5％，优选为0.5～2.5％。
(9)N(氮)：0.01～0.5％
N是强力的奥氏体生成元素，让耐热铸钢的奥氏体基材稳定，使高温强度提高。另外其是对于结晶粒细微化有效的元素，对于使经过锻造、轧制等的加工带来的结晶粒细微化为不可能的复杂形状的铸造构件的结晶粒细微化极其有效。通过结晶粒细微化，作为结构物重要的延展性变高，另外能够消除高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢特有的低切削性的问题。另外，因为N使C的扩散速度迟缓，所以使析出碳化物的凝集迟缓而防止了碳化物的粗大化。因此，N对于耐热铸钢的脆化防止也有效。
如此，N对于高温强度、延展性、韧性等的特性的提高极其有效，只是稍许含量也能够使耐热铸钢的高温抗拉强度、高温屈服点及室温延伸提高，因而使热疲劳寿命大幅提高。为了充分获得这样的效果，需要N的含量为0.01％以上。但是，若其超过0.5％，则Cr2N等的氮化物的析出量增加，不仅反而会促进耐热铸钢的脆化，而且因为有效的Cr量减少，所以耐热铸钢的耐氧化性劣化。另外其与Al结合而析出AlN，但是若AlN变得过量，则使室温及高温下的韧性显著恶化，并使蠕变(creep)强度降低。此外，过量的N的含有在铸造时助长针孔和气泡等的气体缺陷，使铸造产出率恶化。因此，N的含量为0.01～0.5％，优选为0.05～0.4％，更优选为0.1～0.3％。
(10)Al(铝)：0.23％以下
在本发明中，规定了Al的含量。Al对于钢水具有强力的脱氧作用，与O反应而生成作为氧化物系夹杂物的Al2O3。因为Al2O3的大部分被作为熔渣(slag)从钢水排除，所以Al会使铸钢中的O的含量降低。残留于铸钢中的Al2O3作为针对氧化的保护膜而起作用，以提高铸钢的耐氧化性。另外通过其与N的共存而析出细微的AlN，可以使铸钢的结晶粒细微化而改善延展性。然而，若在O和N的含量多的钢水中大量添加Al，Al2O3及AlN大量地生成。Al2O3的一部分作为夹杂物而残留于铸钢中。另外因AlN明显地硬且脆，所以若其过量地析出，则会使室温及高温下的韧性显著恶化，并使蠕变强度降低。这些夹杂物及析出物成为龟裂和裂缝的起点，不仅使耐热铸钢的高温屈服点及高温抗拉强度降低，而且反而使耐氧化性劣化，另外因为它们均硬且脆，所以使室温延伸及切削性降低。
如果将Al的含量的上限限制在0.23％，则可知能够抑制耐热铸钢的高温屈服点及高温抗拉强度的降低。因此，Al的含量为0.23％以下，优选为0.17％以下。为了抑制Al的含量，既要规定O的含量，又要将熔解及出钢过程中的Al的添加量抑制在最小限度。
(11)O(氧)：0.07％以下
O在铸钢中作为Al2O3、SiO2等的氧化物系夹杂物而存在，同时也作为气孔而存在。另外，因为本发明的高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢含有大量的Cr，所以也大量形成Cr2O3。氧化物系夹杂物和气孔除了成为龟裂和裂缝的起点以外，极硬的夹杂物还会使延展性、韧性及切削性降低。另外若过量地含有O，则因加热导致的奥氏体结晶粒的成长被促进，不仅耐热铸铁脆化，而且在铸造时助长了针孔和气泡等的气体缺陷的发生。因此，O的含量为0.07％以下，优选为0.06％以下。
钢水中的O的含量和Al的含量处于相反关系。一般若限制铸钢中Al的含量，则有O的含量变多的倾向，但是仍必须将O的含量规定为少量。具体来说，作为熔解原料的钢屑(scrap)和作为回收屑(铸造回收return材)极力回避O的含量多的原材料，并且根据在熔解前预先分析的O的含量及钢水中的其他的元素的分析值来调整脱氧剂的添加量，由此抑制O的含量。另外，在每次操作中记录O的含量，也可以有效地监控基于原材料的组成、添加合金的添加时期、炉衬(lining)的种类和熔损等操作条件的O的含量的变动量。通过这些作业，能够使O为0.07％以下。
(12)(6O+N)：0.6％以下
通过Al的含量的限定O的含量变多，另外，因为为了高温强度、室温延伸及热疲劳寿命的提高而添加N，所以在本发明的耐热铸钢中O及N的含量有变多的倾向。因此，在抑制铸钢中的氧化物系夹杂物、氮化物、气孔等的生成，并且因为还要在铸造时防止针孔和气泡等的气体缺陷，所以优选不仅限定O及N的各含量，而且也限定O及N的合计量。导致气体缺陷的发生的影响力，因为O是N的约6倍，所以作为O及N的合计量，采用(6O+N)的为宜。若(6O+N)超过0.6％，则因为气体缺陷容易发生，所以(6O+N)优选为0.6％以下，更优选为0.5％以下。
(13)其他的元素
本发明的高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢，在无损高温屈服点、耐氧化性、室温延伸及热疲劳寿命的范围，也可以含有下述元素。
Co、Cu及B有助于改善高温强度、延展性及韧性。特别是Co和Cu是奥氏体生成元素，与Ni同样使奥氏体组织稳定而提高高温强度。但是，过多其效果也是只会饱和，在经济性上不利。因此，在添加这些元素时，优选Co为20％以下，Cu为7％以下，B为0.1％以下。
作为改善耐热铸钢的切削性的元素，也可以添加从Se、Ca、Bi、Te、Sb、Sn及Mg所构成的群中选择出的至少一种。但是，若大量添加，则不仅切削性的改善效果饱和，而且使高温强度、延展性及韧性降低。因此，在适当地添加这些元素时，Se为0.5％以下，Ca为0.1％以下，Bi为0.5％以下，Te为0.5％以下，Sb为0.5％以下，Sn为0.5％以下，及Mg为0.1％以下。
Ta、V、Ti、Zr及Hf使耐热铸钢的高温强度提高，并且有助于使结晶粒微细化而提高韧性。但是，即使大量添加也得不到其所对应的效果的增加，反倒促进碳化物和氮化物的生成而脆化，使强度和韧性降低。因此，在添加这些元素时，优选Ta、V、Ti、Zr及Hf的至少一种为5％以下。
Y及REM(稀土类元素)尤其可提高高温下的耐氧化性，另外还能改善韧性。虽然Y及REM形成非金属夹杂物，但是分散于基材中的非金属夹杂物在机械加工中促进切屑的分断，而使耐热铸钢的切削性提高。另外，Y及REM使夹杂物的形态为球状或块状，使耐热铸钢的延展性提高。因此，在添加这些元素时，优选Y为1.5％以下，REM为0.5％以下。
(14)不可避免的杂质
本发明的高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢所含有的不可避免的杂质主要是P。P从原料中不可避免地混入，但是因为在晶界偏析而使韧性显著地降低，所以越少越好，优选其在0.1％以下。
[B]特性
本发明的高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢，优选以加热上限温度1000℃，温度振幅800℃以上，及拘束率0.25的条件进行加热冷却，据此热疲劳试验而测定的热疲劳寿命为500循环以上。对排气系统零件，要求针对发动机的运转(加热)和停止(冷却)的反复，其热疲劳寿命长。热疲劳寿命是表示耐热性及耐久性的优劣的指标之一，因热疲劳试验下加热冷却的反复而产生的龟裂和变形，直至达到热疲劳破坏的循环越多，表示热疲劳寿命越长，耐热性及耐久性越优异。
热疲劳寿命，其能够依据如下来评价：例如，对于标点间距离25mm，及直径10mm的平滑圆棒试验片，在大气中将加热上限温度作为1000℃，冷却下限温度作为150℃，温度振幅作为800℃以上，将1循环设为升温时间2分钟、保持时间1分钟、及冷却时间4分钟的合计7分钟，反复加热冷却循环，机械性地拘束伴随着加热冷却的伸缩而引起热疲劳破坏。在本说明书中，热疲劳寿命由如下的循环数来表示：在根据加热冷却的重复所伴随的载荷的变化而求得的载荷-温度线图中，以第2循环的最大拉伸载荷(冷却下限温度下发生)为基准，从基准的最大拉伸载荷到载荷降低25％的循环数。机械性的拘束的程度由拘束率表示，其是由(自由热膨胀延伸率-机械的拘束下的延伸率)/(自由热膨胀延伸率)定义。例如，所谓拘束率1.0，是指试验片从例如150℃被加热到1000℃时，完全不允许延伸的机械性的拘束条件。另外，所谓拘束率0.5，是指自由膨胀延伸率例如要延伸2mm时，只允许其有1mm的延伸的机械性的拘束条件。因此在拘束率为0.5时，在升温中施加压缩载荷，在降温中施加拉伸载荷[逆位相(Out of Phase)的载荷]。实际的机动车发动机用的排气系统零件的拘束率，允许一定程度的延伸率为0.1～0.5左右。
如果在加热上限温度1000℃，温度振幅800℃以上，及拘束率0.25的条件下的热疲劳寿命为500循环以上，则能够说高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢具有优异的热疲劳寿命，适用于曝露在1000℃以上的高温废气中的排气系统零件。由本发明的高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢构成的排气系统零件，即使曝露在1000℃以上的高温废气的环境下，耐热性及耐久性也很优异，直至热疲劳破坏的寿命充分长。
此外，以加热上限温度1000℃，温度振幅800℃以上，及拘束率0.5的条件进行加热冷却，据此热疲劳试验而测定的高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢的热疲劳寿命为300循环以上的更为优选。如果使机械的拘束条件从拘束率0.25成为0.5使其更为严格，热疲劳寿命仍是300循环以上，则耐热性及耐久性优异，直至热疲劳破坏的寿命充分，更适用于曝露在1000℃以上的废气中的排气系统零件。
因为考虑到耐热变形性而在排气系统零件中要求有高的高温屈服点，所以本发明的高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢优选具有优异的高温屈服点及室温延伸。具体来说，优选在1050℃下的0.2％屈服点为50MPa以上，室温延伸为2.0％以上。如果1050℃下的0.2％屈服点为50MPa以上，则排气系统零件具有充分的强度来对抗由于高温下的拘束而产生的压缩应力，因而具有充分的耐久性。高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢的1050℃下的0.2％屈服点，更优选为60MPa以上。
如果高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢的室温延伸为2.0％以上，则排气系统零件从高温冷却到室温附近时，对抗从高温发生的压缩应力转变成的拉伸应力，从而能够抑制龟裂和裂缝的发生。另外如果室温延伸为2.0％以上，那么就能够对抗在排气系统零件的生产中，向发动机的配置、组装等的操作中，和机动车的起动时和运转中等所施加的机械性的振动和冲击，从而抑制龟裂和裂缝。因此，高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢的室温延伸为2.0％以上，优选为2.8％以上，更优选为3.0％以上。由具有优异的高温屈服点及室温延伸的高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢构成的排气系统零件，即使受到曝露在从室温附近到高达1000℃以上的高温废气时的加热冷却的反复，也具有充分的耐久性。
[2]排气系统零件
本发明的排气系统零件，采用上述高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢制造。排气系统零件的优选例有：排气歧管；涡轮壳体；将涡轮壳体和排气歧管一体铸造的涡轮壳体一体排气歧管；催化剂箱；将催化剂箱和排气歧管一体铸造的催化剂箱一体排气歧管；或者排气口(exhaust outlet)。本发明的排气系统零件即使曝露在1000℃以上的高温废气中，也发挥着优异的耐久性。另外，通过使接触排气系统零件的废气的通路的至少一部分的壁厚薄至5mm以下，甚至4mm以下，并配置于发动机的后方，能够使废气净化用催化剂的初期功能提高。
图1表示排气系统零件的一例，其包括如下：排气歧管1；涡轮壳体2；排气口；扩压器(diffuser)；被称为紧固凸缘等的连接部3；以及催化剂箱4。使来自发动机(未图示)的废气(由箭头A表示)在排气歧管1集合，由废气的运动能量使涡轮壳体2内的涡轮(未图示)旋转，驱动此涡轮与同轴的压缩机，压缩吸入的空气(由箭头B表示)，将高密度的空气供给到发动机(由箭头C表示)，由此提高发动机的输出功率。来自涡轮壳体2的废气，经由连接部3通过催化剂箱4内的催化剂而削减废气中的有害物质，经由消声器5被排放(由箭头D表示)到大气中。
排气歧管1如果可以进行模分割(对型)和铸模等的铸造作业，则也可以是将涡轮壳体2和排气歧管1铸造成一体的涡轮壳体一体排气歧管，另外没有涡轮壳体2存在时，也可以是将催化剂箱4和排气歧管1铸造成一体的催化剂箱一体排气歧管。
在图1所示的排气系统零件中，废气通路的主要部分呈复杂的形状，其壁厚通常均为薄壁，排气歧管1为2.0～4.5mm，涡轮壳体2为2.5～5.0mm，连接部3为2.5～3.5mm，催化剂箱4为2.0～2.5mm。
图3(a)及(b)表示涡轮壳体32的一例。涡轮壳体32，其涡(scroll)部32a具有卷曲贝壳状的空洞，该空洞从一方向另一方呈空洞的面积增大的复杂的形状。另外，在涡轮壳体32上设置有废气门部32b，其通过开关阀门迂回(bypass)剩余的废气并排出。该废气门部32b，因为在涡轮壳体的各部位之中也有高温的废气流通，所以是特别要求耐热龟裂性的部位。
通过以下的实施例更详细地说明本发明，但是，本发明并不由这些实施例限定。这里除非事先特别规定，否则元素的含量(％)以重量基准表示。
实施例1～47，比较例1～14
表1-1～表1-4显示实施例1～47的耐热铸钢供试材的化学组成，表2-1～表2-2显示比较例1～14的耐热铸钢供试材的化学组成。比较例1～8是Al的含量过多的铸钢，比较例9是N的含量过少的铸钢，比较例10是N的含量过多的铸钢，比较例11及12是O的含量过多的铸钢，比较例13是O及N的含量过多的铸钢。另外比较例14是特开2000-291430号中记载的高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢的一例。
使用100kg的高频熔解炉(碱性炉衬)，将实施例1～47及比较例1～14的各铸钢在大气中熔解之后，在1550℃以上出钢，立即在1500℃以上浇铸成25mm×25mm×165mm的1英寸Y毛坯(block)，制成供试材。
表1-1实施例的供试材的组成(重量％)
  No.   C   Si   Mn   S   Cr   Ni   W   Mo   W+2Mo   Nb
  实施例1   0.21   0.25   0.16   0.02   15.4   6.3   0.52   -   0.52   0.50
  实施例2   0.28   0.36   0.25   0.04   16.8   7.4   0.73   -   0.73   0.65
  实施例3   0.31   0.55   0.51   0.05   18.1   8.1   1.02   -   1.02   0.51
  实施例4   0.56   1.04   1.23   0.13   27.6   20.4   3.23   -   3.23   2.28
  实施例5   0.50   0.48   0.87   0.15   24.0   19.9   2.92   -   2.92   1.94
  实施例6   0.49   0.39   0.88   0.15   24.4   19.7   2.96   -   2.96   1.96
  实施例7   0.53   1.17   1.25   0.12   26.8   18.7   3.05   -   3.05   2.02
  实施例8   0.30   0.53   0.52   0.05   18.0   8.2   -   0.25   0.50   0.52
  实施例9   0.56   0.77   1.04   0.15   25.3   20.3   3.19   -   3.19   2.05
  实施例10   0.57   0.99   0.72   0.18   24.8   19.6   3.04   -   3.04   1.89
  实施例11   0.51   0.88   0.96   0.16   23.5   17.8   2.98   -   2.98   2.14
  实施例12   0.49   1.58   1.21   0.17   25.8   19.1   3.11   -   3.11   0.94
  实施例13   0.50   0.82   1.15   0.12   24.6   21.2   3.04   -   3.04   1.53
  实施例14   0.50   1.59   1.46   0.11   27.0   18.5   3.28   -   3.28   0.82
  实施例15   0.41   1.01   0.50   0.11   18.2   18.3   1.63   -   1.63   0.70
  实施例16   0.49   1.41   1.36   0.15   23.9   17.7   3.30   -   3.30   1.23
  实施例17   0.51   1.49   1.26   0.16   23.4   17.5   3.23   -   3.23   0.84
  实施例18   0.29   0.49   0.48   0.03   17.9   7.8   -   0.52   1.04   0.72
  实施例19   0.35   0.67   0.64   0.09   20.3   12.2   1.84   -   1.84   0.65
  实施例20   0.39   0.72   0.76   0.08   19.7   10.9   -   0.80   1.60   0.73
  实施例21   0.59   1.95   1.65   0.30   26.9   25.0   3.98   -   3.98   2.50
  实施例22   0.55   1.68   1.22   0.19   26.8   22.0   3.38   -   3.38   2.28
  实施例23   0.46   1.35   0.90   0.14   24.9   19.6   2.98   -   2.98   0.82
  实施例24   0.58   2.57   1.43   0.28   26.8   24.8   3.82   -   3.82   2.47
  实施例25   0.46   0.84   0.85   0.15   24.6   19.7   3.22   -   3.22   1.01
  实施例26   0.49   0.81   0.86   0.15   24.2   19.3   2.93   -   2.93   1.04
  实施例27   0.57   2.62   1.38   0.35   26.5   24.5   -   1.68   3.36   2.42
  实施例28   0.36   0.93   0.68   0.09   18.5   16.4   1.75   -   1.75   0.94
  实施例29   0.42   0.98   1.01   0.11   22.1   18.3   1.64   0.51   2.66   0.78
  实施例30   0.40   0.77   0.73   0.10   21.8   17.6   1.14   0.23   1.60   0.75
表1-2实施例的供试材的组成(重量％)
  No.   C   Si   Mn   S   Cr   Ni   W   Mo   W+2Mo   Nb
  实施例31   0.38   0.86   0.54   0.06   16.3   15.7   0.48   0.26   1.00   0.81
  实施例32   0.41   1.03   0.96   0.13   23.9   19.2   2.01   0.69   3.39   0.81
  实施例33   0.46   0.87   0.90   0.15   24.7   19.6   2.81   -   2.81   0.80
  实施例34   0.43   1.27   0.86   0.14   23.9   19.4   2.88   -   2.88   1.17
  实施例35   0.45   0.41   0.87   0.15   24.5   19.5   3.07   -   3.07   1.14
  实施例36   0.41   1.27   0.94   0.15   24.7   20.1   3.25   -   3.25   1.12
  实施例37   0.66   2.75   1.77   0.38   27.4   26.7   -   1.98   3.96   2.30
  实施例38   0.75   2.84   1.86   0.42   28.8   28.7   4.21   0.71   5.63   3.49
  实施例39   0.49   0.81   1.51   0.14   26.6   18.5   3.27   -   3.27   0.84
  实施例40   0.48   1.29   1.45   0.12   24.9   21.3   2.81   -   2.81   0.75
  实施例41   0.63   2.80   1.82   0.33   27.1   25.3   3.75   -   3.75   2.57
  实施例42   0.53   1.48   1.22   0.20   23.3   19.6   3.18   -   3.18   0.91
  实施例43   0.84   2.91   1.93   0.45   29.0   28.8   5.89   -   5.89   4.76
  实施例44   0.83   2.93   1.89   0.41   28.7   28.1   -   2.89   5.78   4.72
  实施例45   0.95   2.95   1.94   0.47   29.4   29.7   5.45   -   5.45   4.89
  实施例46   0.45   0.38   1.02   0.16   25.3   20.8   2.85   -   2.85   2.05
  实施例47   0.48   1.44   1.08   0.18   24.8   19.7   2.93   -   2.93   1.99
表1-3实施例的供试材的组成(重量％)
  No.   Al   N   O   6O+N   Fe
  实施例1   0.001   0.011   0.068   0.419   余量
  实施例2   0.003   0.023   0.062   0.395   余量
  实施例3   0.011   0.051   0.059   0.405   余量
  实施例4   0.184   0.058   0.021   0.184   余量
  实施例5   0.182   0.066   0.016   0.164   余量
  实施例6   0.179   0.075   0.014   0.159   余量
  实施例7   0.187   0.077   0.019   0.191   余量
  实施例8   0.007   0.078   0.066   0.474   余量
  实施例9   0.195   0.081   0.014   0.168   余量
  实施例10   0.175   0.089   0.019   0.203   余量
  实施例11   0.206   0.094   0.014   0.176   余量
  实施例12   0.220   0.095   0.012   0.168   余量
  实施例13   0.219   0.100   0.013   0.178   余量
  实施例14   0.154   0.102   0.021   0.230   余量
  实施例15   0.025   0.112   0.050   0.412   余量
  实施例16   0.102   0.129   0.033   0.327   余量
  实施例17   0.120   0.136   0.028   0.306   余量
  实施例18   0.033   0.145   0.053   0.463   余量
  实施例19   0.035   0.151   0.046   0.427   余量
  实施例20   0.054   0.152   0.047   0.434   余量
  实施例21   0.084   0.153   0.038   0.381   余量
  实施例22   0.069   0.155   0.039   0.389   余量
  实施例23   0.093   0.162   0.033   0.359   余量
  实施例24   0.097   0.167   0.026   0.323   余量
  实施例25   0.061   0.168   0.037   0.391   余量
  实施例26   0.101   0.172   0.030   0.354   余量
  实施例27   0.091   0.175   0.035   0.385   余量
  实施例28   0.008   0.178   0.037   0.400   余量
  实施例29   0.058   0.179   0.032   0.371   余量
  实施例30   0.037   0.180   0.036   0.396   余量
表1-4实施例的供试材的组成(重量％)
  No.   Al   N   O   6O+N   Fe
  实施例31   0.028   0.182   0.039   0.416   余量
  实施例32   0.068   0.186   0.029   0.360   余量
  实施例33   0.042   0.195   0.040   0.436   余量
  实施例34   0.074   0.196   0.035   0.407   余量
  实施例35   0.071   0.200   0.036   0.416   余量
  实施例36   0.011   0.207   0.046   0.480   余量
  实施例37   0.115   0.223   0.021   0.349   余量
  实施例38   0.160   0.235   0.027   0.397   余量
  实施例39   0.012   0.250   0.055   0.580   余量
  实施例40   0.146   0.256   0.026   0.412   余量
  实施例41   0.169   0.298   0.022   0.430   余量
  实施例42   0.131   0.300   0.022   0.432   余量
  实施例43   0.187   0.378   0.015   0.468   余量
  实施例44   0.212   0.389   0.018   0.497   余量
  实施例45   0.225   0.481   0.017   0.583   余量
  实施例46   0.008   0.426   0.036   0.642   余量
  实施例47   0.004   0.498   0.045   0.768   余量
表2-1比较例的供试材的组成(重量％)
  No.   C   Si   Mn   S   Cr   Ni   W   Mo   W+2Mo   Nb
  比较例1   0.52   0.44   1.07   0.11   27.5   22.4   2.91   -   2.91   1.79
  比较例2   0.49   0.41   1.14   0.16   27.6   18.2   2.85   -   2.85   2.23
  比较例3   0.50   0.50   0.98   0.18   24.6   21.0   2.89   -   2.89   2.02
  比较例4   0.50   0.80   0.97   0.15   24.7   20.8   2.93   -   2.93   1.58
  比较例5   0.48   0.77   1.22   0.18   23.3   18.5   3.15   -   3.15   1.80
  比较例6   0.48   0.78   1.16   0.15   26.7   22.2   3.23   -   3.23   2.14
  比较例7   0.53   0.69   1.01   0.15   25.2   19.7   2.95   -   2.95   2.18
  比较例8   0.49   0.33   1.23   0.16   24.7   19.8   2.80   -   2.80   2.21
  比较例9   0.49   0.36   0.96   0.14   24.9   19.4   2.86   -   2.86   2.04
  比较例10   0.50   0.59   1.08   0.14   25.0   19.2   2.94   -   2.94   1.97
  比较例11   0.53   0.55   1.05   0.16   24.0   19.2   2.94   -   2.94   1.98
  比较例12   0.48   0.68   0.95   0.15   25.8   19.7   3.08   -   3.08   1.95
  比较例13   0.51   0.53   1.05   0.16   24.9   19.8   3.11   -   3.11   2.13
  比较例14   0.46   0.39   0.88   0.15   24.4   19.7   3.00   -   3.00   2.01
表2-2比较例的供试材的组成(重量％)
  No.   Al   N   O   6O+N   Fe
  比较例1   0.241   0.017   0.010   0.077   余量
  比较例2   0.245   0.032   0.009   0.087   余量
  比较例3   0.250   0.023   0.006   0.061   余量
  比较例4   0.258   0.018   0.009   0.072   余量
  比较例5   0.276   0.042   0.008   0.090   余量
  比较例6   0.280   0.038   0.005   0.068   余量
  比较例7   0.336   0.163   0.004   0.187   余量
  比较例8   0.418   0.171   0.005   0.201   余量
  比较例9   0.007   0.005   0.035   0.215   余量
  比较例10   0.024   0.583   0.032   0.775   余量
  比较例11   0.003   0.153   0.078   0.621   余量
  比较例12   0.001   0.174   0.092   0.726   余量
  比较例13   0.006   0.566   0.083   1.064   余量
  比较例14   0.272   0.008   0.002   0.020   余量
对各供试材进行以下的评价试验。
(1)热疲劳寿命
为了评价热疲劳寿命，以两种拘束率(伴随着加热冷却的伸缩的机械性的拘束的程度)0.25及0.5，把从各供试材切割的标点间距离25mm，直径10mm的平滑圆棒试验片分别安装到液压伺服式材料试验机上(株式会社岛津制作所制，商品名，servo pulsar EHF-ED10TF-20L)。在各拘束率中，对各试验片在大气中反复进行冷却下限温度150℃、加热上限温度1000℃、及温度振幅850℃的加热冷却循环(升温时间2分钟，保持时间1分钟，冷却时间4分钟的合计7分钟)。统计达到第2循环的载荷-温度线图中的最大拉伸载荷降低25％的加热冷却循环数，作为热疲劳寿命。表3-1～表3-3(仅称为表3)显示试验结果。
由表3可知，实施例1及2以外的实施例的试验片的热疲劳寿命，比比较例1～14的试验片的热疲劳寿命的最大值(拘束率0.25的最大值274循环，拘束率0.5的量大值138循环)长。由此，本发明的耐热铸钢被确认为热疲劳寿命优异。
在实施例1～40中，伴随着N的含量的增加，确认有热疲劳寿命也增加的倾向。另外，若对比除N以外的元素的组成范围基本相同的实施例46和比较例9的热疲劳寿命，则含有N为0.462％(本发明的范围内)的实施例46的试验片，比只含有N为0.005％的比较例9的试验片的热疲劳寿命约长4倍，可知通过N的含有，热疲劳寿命大幅地提高。但是，若像比较例10的试验片这样含有超过0.5％的N，则可知热疲劳寿命反而变短。这被认为是因为，若n的含量过多，则成为龟裂和裂缝的起点的氮化物、气孔及气体缺陷变得容易形成，高温屈服点及高温抗拉强度降低。
表3-1实施例的评价结果
No.      热疲劳寿命(循环)at 高温屈服点(MPa)at 1050℃ 高温抗拉强度(MPa)at 1050℃ 室温延伸(％)at 25℃ 氧化减量(mg/cm2)at 气体缺陷面积率(％)
      拘束率
  0.25   0.5   1000℃   1050℃
  实施例1   205   96   83   135   2.3   23   30   6.4
  实施例2   206   108   79   130   2.3   21   30   4.0
  实施例3   373   153   78   129   2.8   19   28   5.8
  实施例4   528   250   37   88   2.8   8   7   4.2
  实施例5   461   249   35   88   2.8   7   10   3.5
  实施例6   461   260   32   86   3.0   8   12   0.5
  实施例7   546   230   33   90   2.9   8   11   2.2
  实施例8   433   186   81   131   2.9   21   28   5.5
  实施例9   460   222   36   85   2.9   7   7   4.3
  实施例10   585   240   38   88   2.9   9   10   4.7
  实施例11   512   265   35   87   3.0   9   10   5.1
  实施例12   700   286   35   87   3.0   8   9   2.5
  实施例13   600   300   35   89   3.2   8   9   1.2
  实施例14   609   375   45   92   3.3   9   10   3.2
  实施例15   473   215   75   125   3.3   20   24   5.4
  实施例16   616   371   46   96   3.5   8   7   2.4
  实施例17   501   314   44   96   3.5   8   9   2.7
  实施例18   655   301   79   130   4.0   21   28   2.6
  实施例19   660   305   75   123   4.0   23   28   4.6
  实施例20   663   306   73   121   4.1   21   29   1.7
  实施例21   700   368   65   115   3.9   8   9   3.6
  实施例22   682   315   63   113   4.0   8   9   5.2
  实施例23   767   411   55   103   4.0   7   8   1.3
  实施例24   860   391   51   103   4.2   7   8   1.6
  实施例25   797   441   62   110   4.2   8   7   2.4
  实施例26   871   518   53   105   4.1   8   11   3.2
  实施例27   755   339   60   110   4.3   7   7   2.5
  实施例28   823   408   65   115   4.2   18   24   1.4
  实施例29   892   440   52   103   4.2   12   16   4.3
  实施例30   890   439   56   107   4.3   13   16   4.6
表3-2实施例的评价结果
No.      热疲劳寿命(循环)at 高温屈服点(MPa)at 1050℃ 高温抗拉强度(MPa)at 1050℃ 室温延伸(％)at 25℃ 氧化减量(mg/cm2)at 气体缺陷面积率(％)
      拘束率
  0.25   0.5   1000℃   1050℃
  实施例31   893   442   60   110   4.4   14   18   0.9
  实施例32   842   330   51   102   4.3   8   13   5.4
  实施例33   918   562   61   113   4.3   7   8   2.2
  实施例34   980   516   59   106   4.4   7   8   3.8
  实施例35   1015   566   57   105   4.5   7   8   2.8
  实施例36   1095   565   73   123   4.5   8   7   1.9
  实施例37   1205   578   50   101   4.5   7   7   4.9
  实施例38   1193   563   51   101   4.7   6   7   5.7
  实施例39   2011   923   76   129   5.1   9   11   7.5
  实施例40   2088   1026   45   96   5.0   7   10   2.1
  实施例41   1862   810   48   99   5.3   7   8   4.3
  实施例42   1753   807   47   97   5.9   9   9   3.7
  实施例43   2006   974   30   80   6.4   7   7   6.1
  实施例44   1641   796   39   91   6.2   7   7   6.5
  实施例45   957   542   38   89   6.3   9   13   8.4
  实施例46   855   413   79   130   4.5   10   17   10.8
  实施例47   482   236   80   129   3.2   18   26   12.8
表3-3比较例的评价结果
No.      热疲劳寿命(循环)at 高温屈服点(MPa)at 1050℃ 高温抗拉强度(MPa)at 1050℃ 室温延伸(％)at 25℃ 氧化减量(mg/cm2)at 气体缺陷面积率(％)
      拘束率
  0.25   0.5   1000℃   1050℃
  比较例1   249   84   24   74   2.4   7   24   3.5
  比较例2   204   93   24   74   2.5   9   23   4.8
  比较例3   255   118   28   79   2.5   8   18   5.2
  比较例4   200   100   27   79   2.5   8   17   2.7
  比较例5   219   79   24   75   2.5   8   27   0.8
  比较例6   267   78   23   73   2.6   8   21   4.1
  比较例7   198   73   21   70   1.9   9   19   3.5
  比较例8   175   69   19   68   1.7   9   26   1.9
  比较例9   198   96   45   107   1.8   7   22   1.3
  比较例10   265   123   49   102   2.6   7   23   17.1
  比较例11   274   138   75   128   1.7   8   20   15.6
  比较例12   202   86   63   124   1.6   11   36   18.2
  比较例13   172   51   31   92   1.2   13   45   21.8
  比较例14   241   119   41   89   1.7   10   22   1.5
(2)高温屈服点及高温抗拉强度
把从各供试材切割的标点间距离50mm，直径10mm的带凸缘平滑圆棒试验片，安装到与所述热疲劳寿命试验相同的液压伺服式材料试验机上，作为各试验片的高温屈服点及高温抗拉强度，在大气中1050℃测定0.2％屈服点(MPa)及抗拉强度(MPa)。表3显示结果。由表3可知，将Al的含量规定在本发明的范围内(0.23％以下)的实施例1～47的试验片的高温屈服点及高温抗拉强度，比Al的含量超过0.23％的比较例1～8优异。特别是可知Al的含量在0.17％以下，高温屈服点为40MPa以上，Al含量的降低有助于高温强度的提高。
在比较例11及12中虽然高温屈服点在50MPa以上，但是热疲劳寿命均很短，室温延伸低于2.0％为不充分，所以得不到兼具优异的高温屈服点、热疲劳寿命及到温延伸率的铸钢。这被认为是因为O的含量过多，所以引起夹杂物、气孔及气体缺陷而延展性降低。
(3)室温延伸
把从各供试材切割的标点间距离50mm，直径10mm的带凸缘平滑圆棒试验片，安装到与所述热疲劳寿命试验相同的液压伺服式材料试验机上，测定25℃的室温延伸(％)。表3显示结果。含有N为0.01％以上的全部的实施例，具有本发明的优选范围的2.0％以上的室温延伸，相对于此，N的含量少的比较例9及14的室温延伸分别为1.8％及1.7％，对于排气系统零件来说不充分。在含有N为0.05％以上的实施例3～47中，室温延伸为本发明的更优选的范围的2.8％以上，为了提高室温延伸，可见N的含有是有效的。
在比较例1～6及10中虽然室温延伸为2.0％以上，但是热疲劳寿命均短，高温屈服点不充分以至低于50MPa，无法兼具优异的高温屈服点和室温延伸。这被认为是由于在比较例1～6中因为Al的含量过多所以夹杂物和析出物多，另外在比较例10中因为N的含量过多，所以氮化物、气孔和气体缺陷多，因为其各自成为龟裂和裂缝的起点，所以高温屈服点和高温抗拉强度降低。
(4)氧化减量
排气系统零件假定被曝露于1000℃以上的废气中，评价1000℃及1050℃下的耐氧化性。耐氧化性的评价通过如下来进行：把从各供试材切割下的直径10mm及长20mm的圆棒试验片，在大气中保持于1000℃及1050℃的各温度200小时，取出后实施喷砂清理(shot blast)处理以除去氧化皮，求得氧化试验前后的每单位面积的质量变化[氧化减量(mg/cm2)]。表3显示结果。
由表3可知，实施例的1050℃下的耐氧化性，并不比使用了本申请人以耐氧化性的提高为目的开发的特开2000-291430号所记载的耐热铸钢的比较例14逊色。据此能够确认，本发明的高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢，作为曝露于1000℃以上的废气的排气系统零件用具有充分的耐氧化性。
(5)气体缺陷面积率
为了调查实施例及比较例的耐热铸钢的气体缺陷的发生倾向，制作平板状试验片，其比起实际的铸造物是更容易发生气体缺陷的形状。因此，气体面积率的测定值会比实际的铸造物明显地多。该平板状试验片20，具有图2(a)所示的形状，宽W：50mm，长L：185mm，及厚T：20mm。各平板状试验片20通过如下方式获得：在形成了由平板状试验片20、直径25mm×高50mm的冒口21、直浇口22a、横浇口22b、内浇口22c组成的内腔(cavity)的砂铸模中，将与1英寸Y毛坯相同的各钢水，在1500℃以上由直浇口22a浇注后，进行冷却及脱模，切断冒口21，实施喷砂清理。
为了观察表面及内部的气体缺陷，使用透射型X射张摄影装置(株式会社东芝制，商品名EX-260GH-3)，以管电压192kV及照射时间3分钟的条件拍摄各平板状试验片的透射X射线照片。图2(b)概略地表示透射X射线照片的一例。如图2(b)所示，在平板状试验片上有由针孔28a和气泡28b构成的气体缺陷28和气孔29，由于透射型X射线照片很清楚，所以由对比的差等能够很容易地判别气体缺陷或气孔。对于判别困难的缺陷，切断平板状试验片来确认。
从各透射X射线照片通过目视挑出表面及内部的气体缺陷后，使用图像分析装置(旭化成株式会社，商品名IP-1000)进行图像处理，测定气体缺陷的合计面积(mm2)。按平板状试验片的全投影面积求出气体缺陷的合计面积，求得气体缺陷面积率(％)。不用说气体缺陷面积率越小，作为耐热铸钢越优异。气体缺陷面积率的测定结果由表3显示。
由表3可知，N的含量及/或O的含量没有超过本发明的范围的实施例1～47的试验片，比本发明的范围外的比较例10～13的试验片气体缺陷面积率低。另外，可知伴随着N的含量及/或O的含量的增加，气体缺陷面积率有增加的倾向。气体缺陷面积率，在实施例中最大为12.8％，但是，在比较例10～13中为15％以上。特别是在N及O的含量均过多的比较例13中，气体缺陷面积率显著高达21.8％。另外若(6O+N)超过0.6％，则可确认气体缺陷面积率急剧增加。如此确认了通过规定N、O及(6O+N)的含量的上限，能够降低气体缺陷的发生倾向。
实施例48
使用100kg高频熔解炉(碱性炉衬)大气熔解实施例36的铸钢后，在1550℃以上出钢到铸桶，立即在1500℃以上，将其浇注于图3所示的涡轮壳体32用的砂铸模。为了实现轻量化，将涡轮壳体32的主要部分的壁厚设为5.0mm以下。另外对涡轮壳体32的法兰等实施机械加工。在得到的涡轮壳体32上，未确认到针孔和气泡等的气体缺陷，气孔、滞流等的铸造缺陷，另外，也没有因机械加工的切削瑕疵和切削工具的异常磨耗、损伤等。
在相当于排气量2000cc的直列4气缸高性能汽油发动机(gasolineengine)的排气模拟器(simulator)上，组装本实施例的涡轮壳体32，实施疲劳实验，以调查直至龟裂发生的寿命及龟裂发生状况。疲劳试验条件如下：全负荷时的废气温度在涡轮壳体32的入口为1100℃，涡轮壳体32的表面的加热上限温度在废气门部32b约为1050℃，冷却下限温度在废气门部32b约为80℃(温度振幅＝约970℃)，将加热10分钟及冷却10分钟作为1个循环。加热冷却循环的目标为1500循环。
图4表示疲劳试验结束后的涡轮壳体32的废气门部32b。该涡轮壳体32通过1500循环的疲劳试验，如图4所示，即使在有高温的废气通过的废气门部32b也没有龟裂发生。另外，不仅废气门部32b，在其他部位氧化也很少，也没有热变形导致的废气的泄漏。
在涡轮壳体32上，由于冒口及横浇口的切断、精铸、搬送、切削、组装等，会在室温施加以通常的机械性的振动和冲击，但是，没有龟裂和裂缝发生。因此，由本发明的高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢构成的涡轮壳体32，被确认实用上具有充分的延展性。
比较例15
使用比较例5的铸钢，以跟实施例48相同的条件制造同一形状的涡轮壳体52时，没有因铸造缺陷和机械加工的瑕疵。将得到的涡轮壳体52组装到模拟器上，以跟实施例48同一条件以1500循环为目标实施疲劳试验时，因为在1000循环时涡轮壳体52上有废气的泄漏发生，所以中断疲劳试验。图5表示疲劳试验结束后的涡轮壳体52的废气门部52b。如图5所示，在废气门部52b上有大的龟裂发生，座面52c变形。在废气门部52b发生的龟裂52d的一部分有到达外部的贯通龟裂，这成为废气泄漏的原因。另外，在废气门部52b以外的部位也有大量的龟裂发生。再与实施例48的涡轮壳体32比较，作为废气通路的涡部的内壁有氧化进行。
如上述，采用热疲劳寿命优异的本发明的高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢制造的排气系统零件，能够确认被曝露在高达1000℃以上的高温废气时的耐久性优异。本发明的薄壁排气系统零件，由于发动机后方的配置而能够使废气净化用催化剂的初期功能提高，因此适合作为机动车发动机用的排气系统零件。
以上说明了机动车发动机用的排气系统零件，但是本发明并不限定于此，本发明的高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢，也可以使用于有高温强度、耐氧化性、延展性、热疲劳寿命等耐热性和耐久性要求的铸造物零件，例如：建筑机械、船舶、飞机等的内燃机；和熔解炉、热处理炉、焚化炉、窑炉(kiln)、锅炉(boiler)、热电并供装置等的热力机器；和石油化学工厂、煤气厂(gas plant)、火力发电厂、原子能发电厂等各种工厂设备等。

Claims (9)

1.一种高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢，作为主要成分，含有：C、Si、Mn、Cr、Ni、W及/或Mo、及Nb，余量实质上由Fe及不可避免的杂质构成，其特征在于，以重量基准计，N为0.01～0.5％，Al为0.23％以下，且O为0.07％以下。
2.一种高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢，其特征在于，以重量基准计，构成为：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及/或Mo：0.5～6％(W+2Mo)、Nb：0.5～5％、N：0.01～0.5％、Al：0.23％以下、及O：0.07％以下，余量实质为Fe及不可避免的杂质。
3.根据权利要求1或2所述的高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢，其特征在于，以重量基准计，构成为：C：0.3～0.6％、Si：2％以下、Mn：0.5～2％、S：0.05～0.3％、Cr：18～27％、Ni：8～25％、W及/或Mo：1～4％(W+2Mo)、Nb：0.5～2.5％、N：0.05～0.4％、Al：0.17％以下、及O：0.06％以下，余量实质为Fe及不可避免的杂质。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢，其特征在于，6O+N为0.6重量％以下。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢，其特征在于，以加热上限温度1000℃、温度振幅800℃以上、及拘束率0.25的条件进行加热冷却的热疲劳试验，由此热疲劳试验测定的热疲劳寿命为500循环以上。
6.根据权利要求1～5中任一项所述的高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢，其特征在于，以加热上限温度1000℃、温度振幅800℃以上、及拘束率0.5的条件进行加热冷却的热疲劳试验，由此热疲劳试验测定的热疲劳寿命为300循环以上。
7.根据权利要求1～6中任一项所述的高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢，其特征在于，1050℃的0.2％屈服点为50MPa以上，室温延伸为2.0％以上。
8.一种排气系统零件，其特征在于，由权利要求1～7中任一项所述的高Cr高Ni奥氏体系耐热铸钢构成。
9.根据权利要求8所述的排气系统零件，其特征在于，是排气歧管、涡轮壳体、涡轮壳体一体排气歧管、催化剂箱、催化剂箱一体排气歧管、或者排气口。
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Cited By (26)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102149910A (zh) * 2008-09-25 2011-08-10 博格华纳公司 用于对此涡轮机壳体中旁路控制的涡轮增压器和子组件
CN102301029A (zh) * 2009-04-27 2011-12-28 爱信高丘株式会社 铁素体耐热铸钢及排气系统部件
CN101946018B (zh) * 2008-02-22 2013-01-16 日立金属株式会社 奥氏体系耐热铸钢及由其构成的排气系统部件
CN102877899A (zh) * 2011-07-15 2013-01-16 通用汽车环球科技运作有限责任公司 用于内燃机的壳体
CN103643168A (zh) * 2013-11-27 2014-03-19 江苏科技大学 一种排气门头部材料及其制备方法
CN103710642A (zh) * 2013-11-27 2014-04-09 江苏科技大学 一种高温强度性能优异的排气门头部材料及其制备方法
CN103805876A (zh) * 2012-11-14 2014-05-21 天津新伟祥工业有限公司 汽车涡轮壳及排气管用奥氏体耐热钢
CN103834876A (zh) * 2014-02-28 2014-06-04 西峡县内燃机进排气管有限责任公司 一种奥氏体耐热铸钢排气歧管及其铸造工艺
CN104080939A (zh) * 2012-03-07 2014-10-01 马勒国际有限公司 由奥氏体铁基合金制成的耐热轴承材料
CN104131236A (zh) * 2014-07-28 2014-11-05 宁国市开源电力耐磨材料有限公司 一种铬镍氮稀土抗磨耐热钢
CN104321453A (zh) * 2012-05-10 2015-01-28 日立金属株式会社 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
CN105074031A (zh) * 2013-03-22 2015-11-18 丰田自动车株式会社 奥氏体耐热铸钢及其制造方法
CN106399800A (zh) * 2016-09-18 2017-02-15 中国华能集团公司 一种奥氏体耐热钢及其热处理工艺
CN107326272A (zh) * 2017-05-27 2017-11-07 苏州铭晟通物资有限公司 一种钢材
CN107400836A (zh) * 2017-01-18 2017-11-28 青海丰瑞镁业有限公司 一种金属镁钙冶炼用还原罐及其铸造工艺
CN107939501A (zh) * 2017-11-27 2018-04-20 绩溪县徽洋车桥有限责任公司 一种铸造排气歧管的材料
CN108138295A (zh) * 2015-10-19 2018-06-08 山特维克知识产权股份有限公司 新型奥氏体不锈合金
CN108150314A (zh) * 2016-12-02 2018-06-12 通用汽车环球科技运作有限责任公司 涡轮机壳体以及具有用于专用废气再循环发动机的集成式旁通阀的涡轮壳体歧管
CN108930608A (zh) * 2017-05-23 2018-12-04 本田技研工业株式会社 凸缘接合构造
CN109055869A (zh) * 2018-08-07 2018-12-21 鞍钢股份有限公司 一种炼化加热炉炉管用宽规格耐热钢板及其生产方法
CN110938783A (zh) * 2018-09-25 2020-03-31 盖瑞特交通一公司 奥氏体不锈钢合金和由不锈钢合金形成的涡轮增压器运动部件
CN110952036A (zh) * 2019-12-16 2020-04-03 上海华培动力科技股份有限公司 一种易切削耐热钢及其制备方法
CN114318104A (zh) * 2021-12-07 2022-04-12 萍乡德博科技股份有限公司 一种可用于汽油机可变截面喷嘴环的耐热钢材料
CN114717464A (zh) * 2022-02-25 2022-07-08 温州市海格阀门有限公司 一种耐热铸造不锈钢及其制备方法
CN116179922A (zh) * 2022-01-11 2023-05-30 盖瑞特动力科技(上海)有限公司 高硅不锈钢合金及由其形成的涡轮增压器运动学部件
CN116334499A (zh) * 2023-03-05 2023-06-27 襄阳金耐特机械股份有限公司 一种铁素体耐热铸钢及其用途

Families Citing this family (37)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102006029121A1 (de) * 2006-06-22 2007-08-23 Mahle International Gmbh Hitzebeständiger Lagerwerkstoff
KR100927470B1 (ko) * 2006-08-14 2009-11-19 주식회사 진화메탈 폐기물 소각로의 화격자용 합금
JP5026750B2 (ja) * 2006-08-31 2012-09-19 株式会社栗本鐵工所 チェーンリンク用耐熱材料
US7754305B2 (en) * 2007-01-04 2010-07-13 Ut-Battelle, Llc High Mn austenitic stainless steel
US7754144B2 (en) * 2007-01-04 2010-07-13 Ut-Battelle, Llc High Nb, Ta, and Al creep- and oxidation-resistant austenitic stainless steel
US20110176914A1 (en) * 2008-09-25 2011-07-21 Borgwarner Inc. Turbocharger and blade bearing ring therefor
CN102149912A (zh) * 2008-09-25 2011-08-10 博格华纳公司 涡轮增压器以及其对应的保持盘
US8430075B2 (en) 2008-12-16 2013-04-30 L.E. Jones Company Superaustenitic stainless steel and method of making and use thereof
DE102009024785B4 (de) 2009-11-06 2013-07-04 Daimler Ag Stahlgusslegierungen und daraus gefertigtes Stahlgussbauteil sowie Verfahren zur Herstellung desselben
JP5227359B2 (ja) * 2010-04-07 2013-07-03 トヨタ自動車株式会社 オーステナイト系耐熱鋳鋼
DE102011002492A1 (de) * 2011-01-11 2012-07-12 J. Eberspächer GmbH & Co. KG Flanschbauteil und Herstellungsverfahren
US9803267B2 (en) 2011-05-26 2017-10-31 Upl, L.L.C. Austenitic stainless steel
KR101984705B1 (ko) * 2011-10-20 2019-05-31 보르그워너 인코퍼레이티드 터보차저 및 이의 구성요소
US10975718B2 (en) 2013-02-12 2021-04-13 Garrett Transportation I Inc Stainless steel alloys, turbocharger turbine housings formed from the stainless steel alloys, and methods for manufacturing the same
CN103397266B (zh) * 2013-08-15 2015-08-19 上海卓然工程技术有限公司 一种耐热钢及其制备方法
WO2015068504A1 (ja) * 2013-11-07 2015-05-14 本田技研工業株式会社 排気構造
RU2550457C1 (ru) * 2013-12-30 2015-05-10 Денис Игоревич Иванов Литая жаростойкая сталь
JP6148188B2 (ja) * 2014-02-13 2017-06-14 トヨタ自動車株式会社 オーステナイト系耐熱鋳鋼
JP6322454B2 (ja) * 2014-03-27 2018-05-09 日新製鋼株式会社 耐食性に優れた、特に鋭敏化特性が改善された排ガス流路部材用オーステナイト系ステンレス鋼材
US9896752B2 (en) 2014-07-31 2018-02-20 Honeywell International Inc. Stainless steel alloys, turbocharger turbine housings formed from the stainless steel alloys, and methods for manufacturing the same
US10316694B2 (en) 2014-07-31 2019-06-11 Garrett Transportation I Inc. Stainless steel alloys, turbocharger turbine housings formed from the stainless steel alloys, and methods for manufacturing the same
US9534281B2 (en) 2014-07-31 2017-01-03 Honeywell International Inc. Turbocharger turbine housings formed from the stainless steel alloys, and methods for manufacturing the same
JP6379872B2 (ja) * 2014-08-29 2018-08-29 新日鐵住金株式会社 オーステナイト系耐熱合金
CN107075633B (zh) * 2014-10-03 2019-11-26 日立金属株式会社 热疲劳特性优异的奥氏体系耐热铸钢和包含其的排气系统部件
KR101714129B1 (ko) * 2014-12-17 2017-03-08 현대자동차주식회사 단면 높이차를 갖는 가스켓이 적용된 터보엔진 배기계
RU2579407C1 (ru) * 2015-05-20 2016-04-10 Байдуганов Александр Меркурьевич Жаропрочный сплав
JP6688598B2 (ja) * 2015-11-11 2020-04-28 三菱日立パワーシステムズ株式会社 オーステナイト鋼およびそれを用いたオーステナイト鋼鋳造品
CN105420634A (zh) * 2015-11-25 2016-03-23 铜陵市经纬流体科技有限公司 一种抗高温氧化的高硬度不锈钢泵阀铸件及其制备方法
KR101982877B1 (ko) 2016-09-09 2019-05-28 현대자동차주식회사 Ni 저감형 고내열 주강
US10570778B2 (en) * 2017-09-11 2020-02-25 Ford Global Technologies, Llc Coupling system for turbocharger and emission control device
DE102017130625A1 (de) * 2017-12-20 2019-06-27 Man Diesel & Turbo Se Abgasrückführ-Gebläse und Brennkraftmaschine
DE102019115485A1 (de) * 2019-06-07 2020-06-04 Schaeffler Technologies AG & Co. KG Turbolader für einen Verbrennungsmotor sowie Wälzlager für einen Turbolader
CN110578088B (zh) * 2019-09-02 2020-10-27 特冶(北京)科技发展有限公司 一种耐高温气门及其生产方法
US11655527B2 (en) * 2020-07-01 2023-05-23 Garrett Transportation I Inc. Austenitic stainless steel alloys and turbocharger kinematic components formed from stainless steel alloys
US11479836B2 (en) 2021-01-29 2022-10-25 Ut-Battelle, Llc Low-cost, high-strength, cast creep-resistant alumina-forming alloys for heat-exchangers, supercritical CO2 systems and industrial applications
US11866809B2 (en) 2021-01-29 2024-01-09 Ut-Battelle, Llc Creep and corrosion-resistant cast alumina-forming alloys for high temperature service in industrial and petrochemical applications
CN114086077B (zh) * 2022-01-11 2022-05-20 科华控股股份有限公司 铸造铁基奥氏体抗蠕变钢及其制备方法、应用

Family Cites Families (26)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS518807B2 (zh) 1972-04-10 1976-03-22
JPS5929105B2 (ja) * 1979-04-04 1984-07-18 三菱マテリアル株式会社 耐溶融亜鉛侵食性にすぐれＦｅ基合金
JPS60427B2 (ja) 1979-05-17 1985-01-08 大同特殊鋼株式会社 冷間鍛造性のすぐれた快削鋼
JPS61177352A (ja) 1985-02-01 1986-08-09 Kubota Ltd 石油化学工業反応管用耐熱鋳鋼
JP2760004B2 (ja) * 1989-01-30 1998-05-28 住友金属工業株式会社 加工性に優れた高強度耐熱鋼
JP2542753B2 (ja) * 1990-08-02 1996-10-09 日立金属株式会社 高温強度の優れたオ―ステナイト系耐熱鋳鋼製排気系部品
JPH06212366A (ja) 1993-01-21 1994-08-02 Hitachi Metals Ltd 高温強度の優れたオーステナイト系耐熱鋳鋼およびそれからなる排気系部品
EP0613960B1 (en) 1993-02-03 1997-07-02 Hitachi Metals, Ltd. Heat-resistant, austenitic cast steel and exhaust equipment member made thereof
JPH0790502A (ja) 1993-09-24 1995-04-04 Toyota Motor Corp オーステナイト系耐熱鋳鋼
JPH07228950A (ja) 1994-02-16 1995-08-29 Hitachi Metals Ltd 高温強度および被削性の優れたオーステナイト系耐熱鋳鋼およびそれからなる排気系部品
EP0668367B1 (en) 1994-02-16 2002-06-19 Hitachi Metals, Ltd. Heat-resistant, austenitic cast steel and exhaust equipment member made thereof
JP3458971B2 (ja) 1994-04-14 2003-10-20 日立金属株式会社 高温強度および被削性の優れたオーステナイト系耐熱鋳鋼およびそれからなる排気系部品
JP3155431B2 (ja) * 1994-10-26 2001-04-09 株式会社安来製作所 ２相ステンレス鋳造部材およびその製造方法
JPH101753A (ja) * 1996-06-12 1998-01-06 Sumitomo Metal Ind Ltd 加熱炉スキッドボタン用耐熱合金
JP3964537B2 (ja) 1998-04-08 2007-08-22 大平洋金属株式会社 熱間加工性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼
JP3331539B2 (ja) * 1998-05-28 2002-10-07 日本冶金工業株式会社 耐食性及び内部品質に優れたオーステナイト系ステンレス鋳鋼とその製造方法
SE516137C2 (sv) * 1999-02-16 2001-11-19 Sandvik Ab Värmebeständigt austenitiskt stål
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
JP3639506B2 (ja) 2000-07-05 2005-04-20 ダイハツ工業株式会社 車両のダクト構造
JP5011622B2 (ja) * 2000-09-25 2012-08-29 大同特殊鋼株式会社 耐熱性および被削性にすぐれたステンレス鋳鋼
US6685881B2 (en) 2000-09-25 2004-02-03 Daido Steel Co., Ltd. Stainless cast steel having good heat resistance and good machinability
JP2002173742A (ja) 2000-12-04 2002-06-21 Nisshin Steel Co Ltd 形状平坦度に優れた高強度オーステナイト系ステンレス鋼帯およびその製造方法
US20020110476A1 (en) * 2000-12-14 2002-08-15 Maziasz Philip J. Heat and corrosion resistant cast stainless steels with improved high temperature strength and ductility
JP2002309935A (ja) * 2001-02-08 2002-10-23 Hitachi Metals Ltd 耐熱鋳鋼製排気系部品
JP4638090B2 (ja) 2001-08-03 2011-02-23 株式会社アキタファインブランキング Ｖｇｓタイプターボチャージャにおける可変翼の素形材の製造方法
JP3756804B2 (ja) * 2001-11-30 2006-03-15 新日本製鐵株式会社 粒界割れ欠陥の生じない連続鋳造鋳片

Cited By (37)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101946018B (zh) * 2008-02-22 2013-01-16 日立金属株式会社 奥氏体系耐热铸钢及由其构成的排气系统部件
CN102149910A (zh) * 2008-09-25 2011-08-10 博格华纳公司 用于对此涡轮机壳体中旁路控制的涡轮增压器和子组件
CN102149910B (zh) * 2008-09-25 2016-01-20 博格华纳公司 用于对此涡轮机壳体中旁路控制的涡轮增压器和子组件
CN102301029A (zh) * 2009-04-27 2011-12-28 爱信高丘株式会社 铁素体耐热铸钢及排气系统部件
US8721808B2 (en) 2009-04-27 2014-05-13 Aisin Takaoka Co., Ltd. Ferrite system heat-resistant cast steel and exhaust system component
CN102877899A (zh) * 2011-07-15 2013-01-16 通用汽车环球科技运作有限责任公司 用于内燃机的壳体
CN104080939A (zh) * 2012-03-07 2014-10-01 马勒国际有限公司 由奥氏体铁基合金制成的耐热轴承材料
CN104321453A (zh) * 2012-05-10 2015-01-28 日立金属株式会社 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
CN104321453B (zh) * 2012-05-10 2016-08-24 日立金属株式会社 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
CN103805876A (zh) * 2012-11-14 2014-05-21 天津新伟祥工业有限公司 汽车涡轮壳及排气管用奥氏体耐热钢
CN105074031B (zh) * 2013-03-22 2017-04-26 丰田自动车株式会社 奥氏体耐热铸钢及其制造方法
CN105074031A (zh) * 2013-03-22 2015-11-18 丰田自动车株式会社 奥氏体耐热铸钢及其制造方法
CN103643168B (zh) * 2013-11-27 2015-10-28 江苏科技大学 一种排气门头部材料及其制备方法
CN103710642B (zh) * 2013-11-27 2015-10-28 江苏科技大学 一种高温强度性能优异的排气门头部材料及其制备方法
CN103710642A (zh) * 2013-11-27 2014-04-09 江苏科技大学 一种高温强度性能优异的排气门头部材料及其制备方法
CN103643168A (zh) * 2013-11-27 2014-03-19 江苏科技大学 一种排气门头部材料及其制备方法
CN103834876A (zh) * 2014-02-28 2014-06-04 西峡县内燃机进排气管有限责任公司 一种奥氏体耐热铸钢排气歧管及其铸造工艺
CN104131236A (zh) * 2014-07-28 2014-11-05 宁国市开源电力耐磨材料有限公司 一种铬镍氮稀土抗磨耐热钢
CN108138295A (zh) * 2015-10-19 2018-06-08 山特维克知识产权股份有限公司 新型奥氏体不锈合金
CN108138295B (zh) * 2015-10-19 2021-09-14 山特维克材料技术公司 新型奥氏体不锈合金
CN106399800A (zh) * 2016-09-18 2017-02-15 中国华能集团公司 一种奥氏体耐热钢及其热处理工艺
CN108150314A (zh) * 2016-12-02 2018-06-12 通用汽车环球科技运作有限责任公司 涡轮机壳体以及具有用于专用废气再循环发动机的集成式旁通阀的涡轮壳体歧管
CN107400836A (zh) * 2017-01-18 2017-11-28 青海丰瑞镁业有限公司 一种金属镁钙冶炼用还原罐及其铸造工艺
CN108930608A (zh) * 2017-05-23 2018-12-04 本田技研工业株式会社 凸缘接合构造
CN108930608B (zh) * 2017-05-23 2021-08-27 本田技研工业株式会社 凸缘接合构造
CN107326272A (zh) * 2017-05-27 2017-11-07 苏州铭晟通物资有限公司 一种钢材
CN107939501A (zh) * 2017-11-27 2018-04-20 绩溪县徽洋车桥有限责任公司 一种铸造排气歧管的材料
CN109055869A (zh) * 2018-08-07 2018-12-21 鞍钢股份有限公司 一种炼化加热炉炉管用宽规格耐热钢板及其生产方法
CN109055869B (zh) * 2018-08-07 2020-02-18 鞍钢股份有限公司 一种炼化加热炉炉管用宽规格耐热钢板及其生产方法
CN110938783A (zh) * 2018-09-25 2020-03-31 盖瑞特交通一公司 奥氏体不锈钢合金和由不锈钢合金形成的涡轮增压器运动部件
CN110952036A (zh) * 2019-12-16 2020-04-03 上海华培动力科技股份有限公司 一种易切削耐热钢及其制备方法
CN114318104A (zh) * 2021-12-07 2022-04-12 萍乡德博科技股份有限公司 一种可用于汽油机可变截面喷嘴环的耐热钢材料
CN116179922A (zh) * 2022-01-11 2023-05-30 盖瑞特动力科技(上海)有限公司 高硅不锈钢合金及由其形成的涡轮增压器运动学部件
CN114717464A (zh) * 2022-02-25 2022-07-08 温州市海格阀门有限公司 一种耐热铸造不锈钢及其制备方法
CN114717464B (zh) * 2022-02-25 2023-04-18 温州市海格阀门有限公司 一种耐热铸造不锈钢及其制备方法
CN116334499A (zh) * 2023-03-05 2023-06-27 襄阳金耐特机械股份有限公司 一种铁素体耐热铸钢及其用途
CN116334499B (zh) * 2023-03-05 2024-02-02 襄阳金耐特机械股份有限公司 一种铁素体耐热铸钢及其用途

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