JP2014208875A - オーステナイト系耐熱鋳鋼およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】高温時における引張強さを保持しつつ、熱膨張を緩和することにより、熱疲労特性を向上させることができるオーステナイト系耐熱鋳鋼を提供する。
【解決手段】本発明に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼は、Ｃ：０．１〜０．６質量％、Ｓｉ：１．０〜３．０質量％、Ｍｎ：０．５〜１．５質量％、Ｐ：０．０５質量％以下、Ｓ：０．０５〜０．３質量％、Ｎｉ：９〜１６質量％、Ｃｒ：１４〜２０質量％、Ｎ：０．１〜０．２質量％、残部：鉄および不可避不純物からなるオーステナイト系耐熱鋳鋼であって、基地組織がオーステナイト結晶粒で構成されており、該オーステナイト結晶粒のまわりを覆うように、フェライト相がオーステナイト結晶粒間に分散して介在している。前記フェライト相の面積率は、オーステナイト系耐熱鋳鋼の組織全体に対して１〜１０％の範囲である。前記オーステナイト鋼は、更にＣｕを１．０〜３．０質量％含有している。
【選択図】図１

Description

本発明はオーステナイト系耐熱鋳鋼に関し、特に、熱疲労特性に優れたオーステナイト系耐熱鋳鋼に関する。

従来、オーステナイト系耐熱鋳鋼は、自動車のエキゾーストマニホールドやタービンハウジング等の排気系部品等に使用されている。このような、部品は、使用環境が高温で過酷となることから、優れた熱疲労特性を備えるには、高温強度特性に優れることと、常温から高温までの靱性に優れることが必要とされている。

このような点から、たとえば、特許文献１には、Ｃ：０．２〜０．６質量％，Ｓｉ：２質量％以下，Ｍｎ：２質量％以下，Ｎｉ：８〜２０質量％，Ｃｒ：１５〜３０質量％，Ｎｂ：０．２〜１質量％，Ｗ：１〜６質量％，Ｎ：０．０１〜０．３質量％，残部：Ｆｅおよび不可避不純物からなるオーステナイト系耐熱鋳鋼が提案されている。このような耐熱鋳鋼は、上述した成分の材料を出発材料として溶融して得られた溶湯を、鋳造後、残留応力を除去するために、１０００℃、２時間の加熱条件で熱処理される。

また、特許文献２には、Ｃ：０．２０〜０．６０質量％、Ｓｉ：２．０質量％以下、Ｍｎ：１．０質量％以下、Ｎｉ：４．０〜６．０質量％、Ｃｒ：２０．０〜３０．０質量％、Ｗ：１．０〜５．０質量％、Ｎｂ：０．２〜１．０質量％、Ｎ：０．０５〜質量０．２％、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる組成を有し、オーステナイト相が２０〜９５％、残りがフェライト相の２相組織である耐熱鋳鋼が提案されている。

特開平７−２２８９５０号公報 特開平６−２５６９０８号公報

しかしながら、特許文献１に記載のオーステナイト系耐熱鋳鋼は、組織の大半をオーステナイト結晶粒が占有するため、高温時における引張強さは高いが、オーステナイト結晶粒が過多であるため熱膨張が大きく、熱疲労特性は十分なものではなかった。

一方、特許文献２に記載の耐熱鋳鋼は、オーステナイト相と、フェライト相との２相系の耐熱鋳鋼であるため、上述した如きオーステナイト結晶粒による熱膨張を低減することができる。しかしながら、フェライト相自体は、結晶粒として組織内に存在している。そのため、オーステナイト結晶粒よりも柔らかいフェライト結晶粒により、高温時における引張強さは、高いものであると言い難い。これにより、特許文献２に記載の耐熱鋳鋼は、熱膨張を抑えているが、高温時における引張強さが従来のオーステナイト系耐熱鋳鋼よりも低いため、結果として熱疲労特性は十分なものであるとはいえなかった。

本発明は、このような点を鑑みてなされたものであり、その目的とするところは、高温時における引張強さを保持しつつ、熱膨張を緩和することにより、熱疲労特性を向上させることができるオーステナイト系耐熱鋳鋼およびその製造方法を提供することにある。

本発明者らは多くの実験と研究を鋭意行うことにより、オーステナイト結晶粒により高温時におけるオーステナイト系耐熱鋳鋼の引張り強さを確保し、フェライト相で、オーステナイト系耐熱鋳鋼の熱膨張を抑えることが重要であると考えた。具体的には、オーステナイト結晶粒を基地組織とし、オーステナイト結晶粒の周りにフィエライト相を結晶粒化させず（偏在させず）、微細なフェライト相をオーステナイト結晶粒間に介在させることにより、高温時におけるオーステナイト系耐熱鋳鋼の引張強さを保持できるとの新たな知見を得た。

本発明は発明者らの前記新たな知見に基づくものであり、本発明に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼は、Ｃ：０．１〜０．６質量％、Ｓｉ：１．０〜３．０質量％、Ｍｎ：０．５〜１．５質量％、Ｐ：０．０５質量％以下、Ｓ：０．０５〜０．３質量％、Ｃｒ：１４〜２０質量％、Ｎｉ：９〜１６質量％、Ｎ：０．１〜０．２質量％、残部：鉄および不可避不純物からなるオーステナイト系耐熱鋳鋼であって、基地組織がオーステナイト結晶粒で構成されており、該オーステナイト結晶粒のまわりを覆うように、フェライト相がオーステナイト結晶粒間に分散して介在していることを特徴とする。

本発明に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼の基本成分は、鉄（Ｆｅ）をベースとしたオーステナイト系耐熱鋳鋼であって、全体を１００質量％（以下、単に「％」と表示する。）としたときに、上述した成分の炭素（Ｃ）、ケイ素（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）、硫黄（Ｓ）、クロム（Ｃｒ）、ニッケル（Ｎｉ）、および窒素（Ｎ）を上述した範囲で含有している。そして、基地組織がオーステナイト結晶粒で構成されており、該オーステナイト結晶粒のまわりを覆うように、フェライト相がオーステナイト結晶粒間に分散して介在しているので、高温におけるオーステナイト系耐熱鋳鋼の引張強さを保持しつつ、熱膨張を緩和することにより、熱疲労特性を向上させることができる。

すなわち、フェライト相自体が結晶粒として組織内に存在せず、オーステナイト結晶粒の周りをフェライト相が覆うように分散されているので、オーステナイト結晶粒そのものに起因した、高温時におけるオーステナイト系耐熱鋳鋼の引張強さを高めることができる。また、フェライト相自体は、オーステナイト相に比べて熱膨張が小さいので、オーステナイト系耐熱鋳鋼の熱膨張を抑えることができる。このような結果、オーステナイト系耐熱鋳鋼の熱疲労特性をこれまでのものに比べて画期的に向上させることができる。

より好ましい態様としては、前記フェライト相の面積率は、オーステナイト系耐熱鋳鋼の組織全体に対して１〜１０％の範囲にある。後述する発明者らの実験からも明らかなように、このような面積率で、フェライト相を含有させることにより、より確実にオーステナイト系耐熱鋳鋼の熱疲労特性をこれまでのものに比べて向上させることができる。

すなわち、フェライト相の面積率が、オーステナイト系耐熱鋳鋼の組織全体に対して、１％未満である場合には、オーステナイト系耐熱鋳鋼の熱膨張が大きくなる。このような結果、オーステナイト系耐熱鋳鋼の熱疲労特性が低下してしまうおそれがある。

一方、フェライト相の面積率が、オーステナイト系耐熱鋳鋼の組織全体に対して、１０％を越えた場合には、フェライト相が結晶粒として組織内に存在し易くなる。このような結果、高温時におけるオーステナイト系耐熱鋳鋼の引張強さが低下し、オーステナイト系耐熱鋳鋼の熱疲労特性が低下してしまうおそれがある。

より好ましい態様としては、前記オーステナイト系耐熱鋳鋼には、１．０〜３．０質量％のＣｕをさらに含有している。この態様によれば、上述した範囲の銅（Ｃｕ）をさらに含有することにより、オーステナイト結晶粒にＣｕが固溶する。これにより、オーステナイト系耐熱鋳鋼の引張強さをさらに高めることができる。このような結果、オーステナイト系耐熱鋳鋼の熱疲労特性をさらに向上させることができる。

ここで、Ｃｕの含有量が１質量％未満である場合には、Ｃｕを含有することによるオーステナイト系耐熱鋳鋼の引張強さの向上をあまり期待することができない。一方、Ｃｕの含有量が３質量％を越えた場合には、オーステナイト系耐熱鋳鋼の引張強さの向上をこれ以上期待することができないばかりでなく、オーステナイト系耐熱鋳鋼の熱膨張が大幅に増大することになる。このような結果、Ｃｕを含有しないもの以上に、オーステナイト系耐熱鋳鋼の熱疲労特性が低下してしまうおそれがある。

本発明として、上述したオーステナイト系耐熱鋳鋼を好適に製造することができる製造方法をも開示する。本発明に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼の製造方法は、Ｃ：０．１〜０．６質量％、Ｓｉ：１．０〜３．０質量％、Ｍｎ：０．５〜１．５質量％、Ｐ：０．０５質量％以下、Ｓ：０．０５〜０．３質量％、Ｃｒ：１４〜２０質量％、Ｎｉ：９〜１６質量％、Ｎ：０．１〜０．２質量％、残部：鉄および不可避不純物からなる溶湯により鋳鋼を鋳造する工程と、該鋳鋼を、加熱温度７００℃〜８００℃、加熱時間２０〜３００時間の加熱条件で熱処理する工程と、を含むことを特徴とする。

本発明によれば、鋳造工程において、オーステナイト系耐熱鋳鋼の基本成分となる、鉄（Ｆｅ）をベースとし、全体を１００質量％（以下、単に「％」と表示する。）としたときに、上述した成分の炭素（Ｃ）、ケイ素（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）、硫黄（Ｓ）、クロム（Ｃｒ）、ニッケル（Ｎｉ）、および窒素（Ｎ）を上述した範囲で添加して、これを溶融させて、溶湯を作製する。この溶湯を所定の鋳型等に流し込み冷却することにより、溶湯から鋳鋼を鋳造する。

次に、熱処理工程において、上述した加熱条件となるように、鋳造した鋳鋼に対して熱処理を行う。これにより、基地組織がオーステナイト結晶粒で構成され、オーステナイト結晶粒のまわりを覆うように、フェライト相がオーステナイト結晶粒間に分散して介在した組織を得ることができる。さらに、フェライト相の面積率が、オーステナイト系耐熱鋳鋼の組織全体に対して１〜１０％の範囲となる。

このような結果、上述したオーステナイト系耐熱鋳鋼の組織を得ることができるので、高温時におけるオーステナイト系耐熱鋳鋼の引張強さを保持しつつ、熱膨張を緩和することにより、熱疲労特性を向上させることができる。

より好ましい態様としては、鋳造前の溶湯に、１．０〜３．０質量％のＣｕをさらに添加する。この態様によれば、上述した範囲の銅（Ｃｕ）を溶湯にさらに添加することにより、Ｃｕがオーステナイト結晶粒に固溶する。これにより、オーステナイト系耐熱鋳鋼の引張強さをさらに高めることができる。このような結果、オーステナイト系耐熱鋳鋼の熱疲労特性をさらに向上させることができる。

ここで、Ｃｕの添加量が１質量％未満である場合には、Ｃｕを添加することによるオーステナイト系耐熱鋳鋼の引張強さの向上をあまり期待することができない。一方、Ｃｕの添加量が３質量％を越えた場合には、オーステナイト系耐熱鋳鋼の引張強さの向上をこれ以上期待することができないばかりでなく、オーステナイト系耐熱鋳鋼の熱膨張が大幅に増大することになる。このような結果、Ｃｕを添加しないもの以上に、オーステナイト系耐熱鋳鋼の熱疲労特性が低下してしまうおそれがある。

本発明によれば、高温時における引張強さを保持しつつ、熱膨張を緩和することにより、熱疲労特性を向上させることができる。

（ａ）は、実施例４に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼の組織写真であり、（ｂ）は、比較例６に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼の組織写真図。 実施例１〜１２および比較例１〜１４に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼のフェライトの面積率と加熱時間との関係を示した図。 実施例１〜１２および比較例１〜１４に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼の熱膨張係数の測定結果を示した図。 実施例１〜１２および比較例１〜１４に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼の引張強さの測定結果を示した図。 実施例１〜１２および比較例１〜１４に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼の熱疲労寿命の測定結果を示した図。 実施例１２〜１４および比較例１５に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼の熱膨張係数の測定結果を示した図。 実施例１２〜１４および比較例１５に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼の引張強さの測定結果を示した図。 実施例１２〜１４および比較例１５に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼の熱疲労寿命の測定結果を示した図。 被削性試験を説明するための模式図。 実施例１５〜１８および比較例２２〜比較例２６に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼のＳの添加量と熱疲労寿命との関係を示した図。 実施例１５〜１８および比較例２２〜比較例２４に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼の被削試験における、加工パスの増加に伴うフライスの逃げ面摩耗量の結果を示した図。

以下の本発明の実施形態に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼を好適に製造する方法を説明する。

本実施形態に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼の製造方法は、Ｃ：０．１〜０．６質量％、Ｓｉ：１．０〜３．０質量％、Ｍｎ：０．５〜１．５質量％、Ｐ：０．０５質量％以下、Ｓ：０．０５〜０．３質量％、Ｃｒ：１４〜２０質量％、Ｎｉ：９〜１６質量％、Ｎ：０．１〜０．２質量％、残部：鉄および不可避不純物からなる溶湯により鋳鋼を鋳造する工程と、該鋳鋼を、加熱温度７００℃〜８００℃、加熱時間２０〜３００時間の加熱条件で熱処理する工程と、を含む。

これにより、上述した範囲の成分を基本成分として、基地組織がオーステナイト結晶粒で構成されており、該オーステナイト結晶粒のまわりを覆うように、フェライト相がオーステナイト結晶粒間に分散して介在した組織を得ることができる。さらに、フェライト相の面積率は、オーステナイト系耐熱鋳鋼の組織全体に対して１〜１０％の範囲となる。

このようにして得られた、オーステナイト系耐熱鋳鋼は、すなわち、フェライト相自体が結晶粒として組織内に偏在せず、オーステナイト結晶粒の周りをフェライト相が覆うように分散されている。この結果、オーステナイト結晶粒そのものに起因した、高温時におけるオーステナイト系耐熱鋳鋼の引張強さを高めることができる。また、フェライト相自体は、オーステナイト相に比べて熱膨張が小さいので、オーステナイト系耐熱鋳鋼の熱膨張を抑えることができる。このような結果、オーステナイト系耐熱鋳鋼の熱疲労特性をこれまでのものに比べて向上させることができる。

ここで、フェライト相の面積率が、オーステナイト系耐熱鋳鋼の組織全体に対して、１％未満である場合には、オーステナイト結晶粒の割合が多くなることにより、オーステナイト系耐熱鋳鋼の引張強さは確保できる。しかしながら、オーステナイト系耐熱鋳鋼の熱膨張が大きくなる。このような結果、オーステナイト系耐熱鋳鋼の熱疲労特性が低下してしまうおそれがある。

一方、フェライト相の面積率が、オーステナイト系耐熱鋳鋼の組織全体に対して、１０％を越えた場合には、フェライト相が増加することにより、オーステナイト系耐熱鋳鋼の熱膨張を抑えることができる。しかしながら、フェライト相が結晶粒として組織内に偏在し易くなる。これにより、高温時におけるオーステナイト系耐熱鋳鋼の引張強さが低下してしまう。このような結果、オーステナイト系耐熱鋳鋼の熱疲労特性が低下してしまうおそれがある。

本実施形態に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼において、各成分の範囲を上記のように限定した理由は次のとおりであり、後に示す実施例によって、それの値はより具体的に説明される。

Ｃ：Ｃは、上述した範囲で、オーステナイト安定化元素として作用すると共に、高温強度の向上と鋳造性の改善に有効である。しかし、０．１質量％未満では鋳造性の効果が少ない。一方、０．６質量％を超えるとＣｒＣの析出により組織硬さが増加するとともに靱性が低下する。これにより、オーステナイト系耐熱鋳鋼の被削性が低下することがある。

Ｓｉ：Ｓｉは、上述した範囲で、耐酸化性と鋳造性の改善に有効である。しかし、１．０質量％未満では、鋳造性が損なわれるおそれがあり、一方、３．０質量％を超えるとオーステナイト系耐熱鋳鋼の被削性が低下する。

Ｍｎ：Ｍｎは、上述した範囲で、脱酸反応を促すとともに、オーステナイト相を安定化させる。しかし、０．５質量％未満では、脱酸効果がなく鋳造欠陥が生じてしまう。一方、１．５質量％を超えると加工誘起によるオーステナイト相が生じ、オーステナイト系耐熱鋳鋼の被削性が低下する。

Ｐ：Ｐは、上述した範囲で、鋳造割れ等を回避することができる。０．０５質量％を越えてしまうと、加熱冷却の繰り返しによる熱劣化が発生しやすくなり、靱性も低下するため、鋳造割れの原因となる。

Ｓ：Ｓは、上述した範囲で、被削性を確保するができる。しかし、０．０５質量％未満では、被削性が低下してしまう。０．３質量％を超えるとＳが母相に溶け込み、熱疲労寿命を低下させてしまう。

Ｃｒ：Ｃｒは、上述した範囲で、耐酸化性を高め、高温強度の改善に有効である。１４質量％未満では耐酸化性の効果が低下する。一方、２０質量％を超えるとＣｒＣの析出により組織硬さが増加する。これにより、オーステナイト系耐熱鋳鋼の被削性が低下することがある。

Ｎｉ：Ｎｉは、上述した範囲で、フェライト相をオーステナイト結晶粒の周りに結晶粒を覆うように均一に分散させることができる。９質量％未満ではフェライト相の面積率が１０％を超えるとともに、フェライト相の結晶粒が生成される。この結果、高温時におけるオーステナイト系耐熱鋳鋼の引張強さが低下してしまい、熱疲労特性が損なわれてしまう。一方、１６質量％を越えた場合には、フェライト相の面積率が１％未満となり、オーステナイト結晶粒が起因となってオーステナイト系耐熱鋳鋼の熱膨張が大きくなる。この結果、オーステナイト系耐熱鋳鋼の熱疲労特性が損なわれてしまう。

Ｎ：Ｎは、上述した範囲で、高温強度の向上とオーステナイト相の安定化、組織の微細化に有効である。しかし、０．１％未満ではその効果は十分でなく、０．２％を超える添加は歩留まりが極端に低下して、ガス欠陥の原因となる。

本実施形態では、上述した溶湯に、１．０〜３．０質量％のＣｕをさらに添加し、オーステナイト系耐熱鋳鋼には、このような範囲のＣｕをさらに含有させてもよい。上述した範囲の銅（Ｃｕ）をさらに含有することにより、オーステナイト結晶粒にＣｕが固溶する。これにより、オーステナイト系耐熱鋳鋼の引張強さをさらに高めることができる。このような結果、オーステナイト系耐熱鋳鋼の熱疲労特性をさらに向上させることができる。

ここで、Ｃｕの含有量が１質量％未満である場合には、Ｃｕを含有することによるオーステナイト系耐熱鋳鋼の引張強さの向上をあまり期待することができない。一方、Ｃｕの含有量が３質量％を越えた場合には、フェライト相の生成が阻害され、オーステナイト系耐熱鋳鋼の熱膨張が大幅に増大することになる。このような結果、Ｃｕを含有しないもの以上に、オーステナイト系耐熱鋳鋼の熱疲労特性が低下してしまうおそれがある。

以下、実施例と比較例により、本発明をより具体的に説明する。
［実施例１］
表１に示す組成を持つ、Ｆｅをベースとしたオーステナイト系耐熱鋳鋼の出発材料となる試料５０ｋｇ準備し、高周波誘導炉を用いて大気溶解を行った。得られた溶湯を、１６００℃で出湯し、１５５０℃で２５ｍｍ×２５ｍｍ×３００ｍｍの砂型鋳型（余熱なし）に注湯し凝固させて鋳鋼品（粗材）を鋳造により得た。鋳鋼品を大気炉で、表２に示す所定温度（具体的には、７００℃および８００℃）で、所定時間（具体的には２０時間）熱処理を行って、実施例１に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼からなる試験片を作製した。

［実施例２〜１４］
実施例１と同じように、オーステナイト系耐熱鋳鋼からなる試験片を作製した。具体的には、表１に示す成分の試料を用いて試験片を鋳造し、表２に示す加熱条件で、試験片に対して熱処理を行った。

［比較例１〜５］
実施例１と同じように、オーステナイト系耐熱鋳鋼からなる試験片を作製した。具体的には、表１に示す成分の試料を用いて試験片を鋳造し、表２に示す加熱条件で、試験片に対して熱処理を行った。比較例１〜５では、加熱時間を２０時間未満にした点が、本発明の範囲から外れている。

［比較例６〜１１］
実施例１と同じように、オーステナイト系耐熱鋳鋼からなる試験片を作製した。具体的には、表１に示す成分の試料を用いて試験片を鋳造し、表２に示す加熱条件で、試験片に対して熱処理を行った。比較例６〜１１では、Ｎｉの添加量を９質量％未満とした点、比較例６および９の場合には、さらに加熱時間を２０時間未満にした点が、本発明の範囲から外れている。

［比較例１２〜１４］
実施例１と同じように、オーステナイト系耐熱鋳鋼からなる試験片を作製した。具体的には、表１に示す成分の試料を用いて試験片を鋳造し、表２に示す加熱条件で、試験片に対して熱処理を行った。比較例１２〜１４では、Ｎｉの添加量を１６質量％越えにした点、さらに、比較例１２の場合には、加熱時間を２０時間未満にした点が、本発明の範囲から外れている。

［比較例１５］
実施例１と同じように、オーステナイト系耐熱鋳鋼からなる試験片を作製した。具体的には、表１に示す成分の試料を用いて試験片を鋳造し、表２に示す加熱条件で、試験片に対して熱処理を行った。特に、比較例１５では、Ｃｕの添加量を３質量％越えにした点が、本発明の範囲から外れている。

［比較例１６〜１８］
実施例１と同じように、オーステナイト系耐熱鋳鋼からなる試験片を作製した。具体的には、表１に示す成分の試料を用いて試験片を鋳造し、表２に示す加熱条件で、試験片に対して熱処理を行った。特に、比較例１６〜１８では、加熱温度を８００℃越え（具体的には８１０℃）にした点が、本発明の範囲から外れている。

［比較例１９〜２１］
実施例１と同じように、オーステナイト系耐熱鋳鋼からなる試験片を作製した。具体的には、表１に示す成分の試料を用いて試験片を鋳造し、表２に示す加熱条件で、試験片に対して熱処理を行った。特に、比較例１９〜２１では、加熱温度を７００℃未満（具体的には６９０℃）にした点が本発明の範囲から外れている。

＜組織観察およびフェライト面積率の測定＞
実施例１〜１４および比較例１〜２１に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼の試験片に対して、電子後方散乱回折像解析（ＥＢＳＤ法：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）により、組織観察を行い、フェライト面積率を測定した。なお、フェライト面積率は、３０μｍ×３０μｍの矩形状の観察視野内における、組織全体（視野全体）の面積に対してフェライトが占有している面積の割合を画像処理により算出した。この結果を表２に示す。なお、実施例１〜１４および比較例１〜１５に関しては、加熱温度７００℃と８００℃とにおける値が、ほとんど変化なかったのでこれらの平均値を表２に示した。

図１（ａ）は、実施例４に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼の組織写真であり、図１（ｂ）は、比較例６に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼の組織写真図である。図２は、実施例１〜１２および比較例１〜１４に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼のフェライトの面積率と加熱時間との関係を示した図である。

＜熱膨張係数の測定＞
実施例１〜１４、比較例１〜２１に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼の試験片に対して、熱膨張係数を測定した。具体的には、９００℃における熱膨張係数を、押し棒式膨張計を用いて測定した。テストピースの形状はφ６×５０ｍｍを使用し、石英ガラスの熱膨張と比較することにより測定した。この結果を表２に示す。なお、実施例１〜１４および比較例１〜１５に関しては、加熱温度７００℃と８００℃とにおける値が、ほとんど変化なかったのでこれらの平均値を表２に示した。

図３は、実施例１〜１２および比較例１〜１４に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼の熱膨張係数の測定結果を示した図であり、図６は、実施例１２〜１４および比較例１５に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼の熱膨張係数の測定結果を示した図である。

＜引張強さの測定＞
実施例１〜１４および比較例１〜２１に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼の試験片に対して、引張り強さを測定した。具体的には、試験はＪＩＳＺ２２４１およびＪＩＳＧ０５６７の規定に準拠し、９００℃の温度で引張強さを測定した。この結果を表２に示す。

図４は、実施例１〜１２および比較例１〜１４に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼の引張強さの測定結果を示した図であり、図７は、実施例１２〜１４および比較例１５に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼の引張強さの測定結果を示した図である。なお、実施例１〜１４および比較例１〜１５に関しては、加熱温度７００℃と８００℃とにおける値が、ほとんど変化なかったのでこれらの平均値を表２に示した。

＜熱疲労寿命の測定＞
実施例１〜１４および比較例１〜２１に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼の試験片に対して、熱疲労試験を行った。この熱疲労試験は、電気−油圧サーボ式の熱疲労試験機により、試験片（標点距離：１５ｍｍ、標点径：φ８ｍｍ）を用い、上限・下限温度の中央となる温度からの加熱による試験片の熱膨張伸びを１００％拘束率（機械的に完全拘束させた状態）で、１サイクル９分とする三角波の加熱冷却サイクル（下限温度：２００℃、上限温度９００℃）を繰り返し、試験片が完全切断するまでの繰り返し数によって熱疲労特性を評価した。この結果を表２に示す。なお、実施例１〜１４および比較例１〜１５に関しては、加熱温度７００℃と８００℃とにおける値が、ほとんど変化なかったのでこれらの平均値を表２に示した。

図５は、実施例１〜１２および比較例１〜１４に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼の熱疲労寿命の測定結果を示した図であり、図８は、実施例１２〜１４および比較例１５に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼の熱疲労寿命の測定結果を示した図である。

［結果１：フェライト相とフェライト面積率について］
表２および図２に示すように、実施例１〜１２に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼では、フェライト相の面積率は、オーステナイト系耐熱鋳鋼の組織全体に対して１〜１０％の範囲にあった。これは、Ｎｉの含有量を９〜１６質量％とし、加熱温度７００℃〜８００℃、加熱時間２０〜３００時間の加熱条件で熱処理したことによると考えられる。

このようにして得られた組織は、図１（ａ）に示すように、基地組織がオーステナイト結晶粒で構成され、該オーステナイト結晶粒のまわりを覆うように、フェライト相がオーステナイト結晶粒間に分散して介在した組織であった。

一方、比較例１〜５（加熱時間：２０時間未満）および比較例１２〜１４（Ｎｉの添加量：１６質量％越え）に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼には、フェライトは生成されていなかった。また、比較例６〜１１（Ｎｉの添加量：９質量％未満）に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼では、フェライト相の面積率が１０％を越えていた。さらに、結晶粒としてオーステナイト結晶粒とフェライト結晶粒が生成されていた。

また、表２に示すように、比較例１６〜１８（加熱温度：８００℃越え）に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼では、フェライト相の面積率が１０％を越えていた。比較例１９〜２１（加熱温度：７００℃未満）に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼には、フェライト相の面積率が１％未満となった。

［結果２：熱膨張係数について］
図３に示すように、実施例１〜１２に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼の熱膨張係数は、比較例１〜５および比較例１２〜１４のものよりも低く、比較例６〜１１のものよりも高かった。すなわち、実施例１〜１２に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼の熱膨張係数は、比較例１〜５および比較例１２〜１４のものと、比較例６〜１１ものとの中間値となった。

また、表２に実施例１〜１４および比較例１〜２１に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼の熱膨張係数を示すが、図３および表２により、実施例１〜１４に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼のフェライト面積率が、１〜１０％の範囲にあり、比較例１〜５、比較例１２〜１５、および比較例１９〜２１に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼のフェライト面積率は１％未満であり、比較例６〜１１および比較例１６〜１８に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼のフェライト面積率は１０％を越えており、オーステナイト系耐熱鋳鋼の熱膨張係数は、フェライト面積率に依存しているからであると考えられる。

すなわち、オーステナイト系耐熱鋳鋼のフェライト相の占有率が高いほど、オーステナイト系耐熱鋳鋼の熱膨張係数が低くなると考えられる。なお、オーステナイト系耐熱鋳鋼の熱膨張係数が低いほど、熱膨張を緩和し、熱疲労特性には有利な傾向をもつ。

［結果３：引張強さについて］
図４および表２に示すように、実施例１〜１２に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼の引張強さは、比較例１〜５、比較例１２〜１４、および比較例１９〜２１のものと同程度であり、比較例６〜１１および比較例１６〜１８のものよりも高かった。また、表２に実施例１〜１４および比較例１〜２１に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼の引張強さを示すが、比較例６〜１１および比較例１６〜１８のオーステナイト系耐熱鋳鋼の引張強さが他のものと比べて低かったのは、オーステナイト系耐熱鋳鋼にフェライト結晶粒が生成されていたからであると考えられる。

一方、実施例１〜１２に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼は、オーステナイト結晶粒のまわりを覆うように、フェライト相がオーステナイト結晶粒間に分散して介在している（オーステナイト結晶粒の粒界近傍にフェライト相が形成されている）ので、比較例１〜５、比較例１２〜１４、および比較例１９〜２１のものと同程度の引張り強さが確保されたと考えられる。

［結果４：熱疲労特性について］
図５に示すように、実施例１〜１２に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼の疲労寿命は、他の比較例のものよりも長かった。また、表２に実施例１〜１４および比較例１〜２１に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼の疲労寿命を示すが、図５および表２より、比較例１〜５、比較例１２〜１５、および比較例１９〜２１に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼の場合には、実施例１〜１２に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼の引張り強さと同等であったが、これらの熱膨張係数は実施例１〜１２のものよりも高かったため、実施例１〜１２のものに比べて熱疲労寿命が短くなったと考えられる。

一方、比較例６〜１１および比較例１６〜１８のオーステナイト系耐熱鋳鋼の場合には、実施例１〜１２に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼の引張り強さよりも大幅に小さかったため、実施例１〜１２のものに比べて熱疲労寿命が短くなったと考えられる。

［結果５：Ｃｕをさらに添加した場合の効果について］
図６に示すように、実施例１２〜１４に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼の熱膨張係数は、比較例１５のものに比べて低い。比較例１５の如く、Ｃｕの含有量が３質量％を越えた場合には、フェライト相が生成されず、オーステナイト系耐熱鋳鋼の熱膨張が大幅に増大すると考えられる。

図７に示すように、実施例１３、１４、および比較例１５に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼の引張り強さは、実施例１２のものよりも高かった。これは、オーステナイト系耐熱鋳鋼のオーステナイト結晶粒にＣｕが固溶したからであると考えられる。

図８に示すように、実施例１３および１４に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼の疲労寿命は、実施例１２および比較例１５のものよりも長かった。これは、Ｃｕを１．０〜３．０質量％添加することにより、オーステナイト系耐熱鋳鋼の引張強さが向上したことに起因すると考えられる。

［実施例１５〜１８］
実施例１と同じように、オーステナイト系耐熱鋳鋼からなる試験片を作製した。具体的には、表３に示す成分の試料を用いて試験片を鋳造し、表４に示す加熱条件で、試験片に対して熱処理を行った。なお、今回は、後述する被削性試験用の鋳型として、２０ｍｍ×４０ｍｍ×２２００ｍｍの粗材が採取できる鋳型を採用している。

なお、実施例１５は表１の実施例１に相当し、実施例１６は表１の実施例１３に相当し、実施例１７は表１の実施例４に相当し、実施例１８は表１の実施例７に相当するものであり、フェライト面積率と熱疲労寿命の測定の結果に、上述した対応する実施例の結果（表１参照）を採用して、表４および図１０に示した。

＜被削性試験＞
実施例１５〜１８に係る試験片に対して被削性試験を行った。具体的には、図９に示すように、フライスを回転速度２０ｍｍ／ｍｉｍ、送り速度０．２ｍｍ／ｒｅｖ、取代１．０ｍｍに設定し、面積が４０ｍｍ×２２０ｍｍを切削した回数を１パスとした。このときに被削性（旋削性）の評価として、加工数（最大１５０パス）におけるフライスの逃げ面摩耗量を測定した。この結果を、図１１に示す。

図１１は、加工バスの増加に伴うフライスの逃げ面摩耗量の結果を示した図である。なお、実施例１５〜１８において加熱温度７００℃と８００℃とにおける値が、ほとんど変化なかったのでこれらの結果の平均値を図１１に示している。さらに、表４には、加工数１００パスで逃げ面摩耗量が０．１ｍｍ以下である場合には○、０．１ｍｍを超えた場合には×を記載した。

［比較例２２〜２６］
実施例１と同じように、オーステナイト系耐熱鋳鋼からなる試験片を作製した。具体的には、表３に示す成分の試料を用いて試験片を鋳造し、表４に示す加熱条件で、試験片に対して熱処理を行った。特に、比較例２２〜２４では、Ｓの添加量を０．０５質量％未満にした点が、本発明の範囲から外れており、比較例２５、２６では、Ｓの添加量を０．３質量％越えにした点が、本発明の範囲から外れている。

比較例２２〜２６の試験片に対して、実施例１で行った測定と同じ測定方法で、フェライト面積率と熱疲労寿命の測定を行った。さらに、比較例２２〜２６の試験片に対して、実施例１５〜１８で行った被削性試験と同様の試験を行った。

［結果６：Ｓの添加量の効果について］
図１０に示すように、比較例２５、２６の如く、Ｓの添加量が０．３質量％を超えた場合、熱疲労寿命が急激に低下した。これは、Ｓの添加量が０．３質量％を超えた場合、Ｓが母相に溶け込んだからであると考えられる。

一方、図１１に示すように、比較例２２〜２４の如く、Ｓの添加量が０．０５質量％未満の場合、フライスの逃げ面摩耗量が多く、オーステナイト系耐熱鋳鋼被削性が低下した。これは、Ｓの添加量が０．０５質量％未満の場合、オーステナイト系耐熱鋳鋼に含まれるＭｎＳによる快削性の効果が十分に得られないからであると考えられる。

このような結果から、実施形態の如く、オーステナイト系耐熱鋳鋼に、Ｓの添加量を０．０５〜０．３質量％とすることにより、オーステナイト系耐熱鋳鋼の被削性を向上させるとともに、熱疲労特性の低下を抑えることができると考えられる。

以上、本発明の実施形態について詳述したが、本発明は、前記の実施形態に限定されるものではなく、特許請求の範囲に記載された本発明の精神を逸脱しない範囲で、種々の設計変更を行うことができるものである。

Claims (5)

1. Ｃ：０．１〜０．６質量％、
   Ｓｉ：１．０〜３．０質量％、
   Ｍｎ：０．５〜１．５質量％、
   Ｐ：０．０５質量％以下、
   Ｓ：０．０５〜０．３質量％、
   Ｃｒ：１４〜２０質量％、
   Ｎｉ：９〜１６質量％、
   Ｎ：０．１〜０．２質量％、
   残部：鉄および不可避不純物からなるオーステナイト系耐熱鋳鋼であって、
   基地組織がオーステナイト結晶粒で構成されており、該オーステナイト結晶粒のまわりを覆うように、フェライト相がオーステナイト結晶粒間に分散して介在していることを特徴とするオーステナイト系耐熱鋳鋼。
2. 前記フェライト相の面積率は、オーステナイト系耐熱鋳鋼の組織全体に対して１〜１０％の範囲にあることを特徴とする請求項１に記載のオーステナイト系耐熱鋳鋼。
3. 前記オーステナイト系耐熱鋳鋼には、１．０〜３．０質量％のＣｕをさらに含有していることを特徴とする請求項１または２に記載のオーステナイト系耐熱鋳鋼。
4. Ｃ：０．１〜０．６質量％、
   Ｓｉ：１．０〜３．０質量％、
   Ｍｎ：０．５〜１．５質量％、
   Ｐ：０．０５質量％以下、
   Ｓ：０．０５〜０．３質量％、
   Ｃｒ：１４〜２０質量％、
   Ｎｉ：９〜１６質量％、
   Ｎ：０．１〜０．２質量％、
   残部：鉄および不可避不純物からなる溶湯により鋳鋼を鋳造する工程と、
   該鋳鋼を、加熱温度７００℃〜８００℃、加熱時間２０〜３００時間の加熱条件で熱処理する工程と、を含むことを特徴とするオーステナイト系耐熱鋳鋼の製造方法。
5. 前記溶湯に、１．０〜３．０質量％のＣｕをさらに添加することを特徴とする請求項４に記載のオーステナイト系耐熱鋳鋼の製造方法。

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