JP2021008649A - オーステナイト系ステンレス鋳鋼 - Google Patents

Abstract

【課題】従来よりも、例えば特許文献１に開示される耐熱鋳鋼（耐熱軸受材料）よりも、高温下での耐摩耗性に優れるオーステナイト系ステンレス鋳鋼を提供する。【解決手段】６質量％以上３０質量％以下のＮｉと、１５質量％以上３２質量％以下のＣｒと、複数元素Ｍとを含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるオーステナイト系ステンレス鋳鋼とし、複数元素Ｍは、０．６質量％以上１．５質量％以下のＣ、１．６質量％以上３．７質量％以下のＳｉ、１．０質量％以上２．０質量％以下のＭｎ、０．５質量％以上０．９質量％以下のＳ、ＷおよびＭｏを含むとともに、Ｗ＋２Ｍｏが０．５質量％以上１０質量％以下となるように構成する。【選択図】図１

Description

この発明はオーステナイト系ステンレス鋳鋼に関し、特に、高温下での耐摩耗性に優れるオーステナイト系ステンレス鋳鋼に関する。

近年、ＣＯ_２の削減、省エネルギー化などへの対応が急がれており、例えば熱機関を構成する各種材料に対して、より高温の環境下においても必要特性を発揮することが求められている。具体的には、例えば、ガソリン車への搭載が増加しているターボチャージャーによる過給エンジンに組み込まれているウェイストゲートバルブ（ＷＧＶ：Ｗａｓｔｅ Ｇａｔｅ Ｖａｌｖｅ）が挙げられる。ＷＧＶは、ターボチャージャーに所定を越える排気圧力が加わると、排気ガスの一部をバイパスさせる。ＷＧＶには、高温の排気ガスに曝されながら頻繁に開閉動作する耐磨耗部品が組み込まれている。耐磨耗部品の使用環境は、排気ガスの温度がディーゼル車よりも高温（１０００℃以上）になるガソリン車ではより過酷になる。そのため、耐磨耗部品の諸特性（耐摩耗性、高温強度、耐酸化性など）の向上が望まれている。ＷＧＶに組み込まれる耐磨耗部品は、例えば、アロイ７１３Ｃ、ＳＣＨ２２（ＪＩＳ規格）などの耐熱鋳鋼により構成されている。Ｎｉ基合金の１種の７１３Ｃ合金はＮｉを多く含むため一般的に高価である。オーステナイト系ステンレス鋳鋼の１種のＳＣＨ２２は一般的な耐熱使用温度が約１１００℃とされているが、１０００℃以上の高温に繰り返し曝されるガソリン車の使用環境であると耐摩耗性が不足する可能性がある。こうした事情により、上記した耐磨耗部品などに好適な、より安価で、より高い耐摩耗性を有する耐熱材料が求められている。

例えば、特許文献１には、比較的安価で、比較的耐摩耗性が高いと考えられる、耐熱鋳鋼が開示されている。この耐熱鋳鋼は、内燃機関における排気ガスの流れを規制するターボチャージャーまたは排気ガス循環装置に用いられる耐熱軸受材料である。この耐熱軸受材料は、軸受の表面における個体潤滑作用を得るのに十分な比率を有する硫黄と、軸受の表面に摩耗の低減を得られる比率を有する炭化物と、総比率が１質量％から６質量％までの１つまたは１つ以上の合金元素であるＣｏ、Ｎｂ、Ｒｅ、Ｔａ、Ｖ、Ｗ、Ｈｆ、ＹおよびＺｒとを含む、オーステナイト系鉄マトリクス合金から構成されている。また、付加的合金元素として、質量％で、Ｃが０．８％から１．５％、Ｃｒが２０％から３２％、Ｍｎが０％から１．０％、Ｓｉが１．５％から３．５％、Ｎｉが１２％から２５％、Ｍｏが０．５％から５．５％、Ｎｂが０％から３．５％、Ｗが１．０％から６．５％、Ｓが０．１５％から０．５％、Ｃｕが０％から３．５％、Ｎが０％から０．８％を含む、とされている。しかし、特許文献１には、この耐熱軸受材料の具体的な実施例について、また、この耐熱軸受材料を製造するための具体的な製造条件など、一切記載されていない。

特表２０１５−５１４８６５号公報

特許文献１に開示される耐熱鋳鋼（耐熱軸受材料）は、比較的耐摩耗性が高いと考えられる耐熱鋳鋼である。しかしながら、特許文献１には、具体的な実施例およびその製造条件などが一切記載されていないし、ディーゼル車よりも排気ガスが高温になるガソリン車の使用環境に適用するためには、さらなる耐摩耗性の向上が必要になると考えられる。
この発明の目的は、従来のオーステナイト系ステンレス鋳鋼よりも、例えば特許文献１に開示される耐熱鋳鋼（耐熱軸受材料）よりも、高温下での耐摩耗性に優れるオーステナイト系ステンレス鋳鋼を提供することである。

本発明者は、高温強度および耐酸化性に優れるＦｅ−Ｓｉ−Ｎｉ−Ｃｒ−Ｗ−Ｍｏ系のステンレス鋳鋼に対して、Ｃ、Ｓｉ、ＭｎおよびＳなどの元素を適切に添加することによって、上記した課題が解決できることを見出し、この発明に想到することができた。

この発明は、６質量％以上３０質量％以下のＮｉと、１５質量％以上３２質量％以下のＣｒと、複数元素Ｍとを含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるオーステナイト系ステンレス鋳鋼であって、前記複数元素Ｍは、０．６質量％以上１．５質量％以下のＣ、１．６質量％以上３．７質量％以下のＳｉ、１．０質量％以上２．０質量％以下のＭｎ、０．５質量％以上０．９質量％以下のＳ、ＷおよびＭｏを含むとともに、Ｗ＋２Ｍｏが０．５質量％以上１０質量％以下となるように構成されている、オーステナイト系ステンレス鋳鋼である。なお、Ｍｎは、好ましくは１．０質量％を超えて２．０質量％以下、より好ましくは１．０５質量％以上２．０質量％以下である。また、Ｓは、好ましくは０.５質量％を超えて０.９質量％以下、より好ましくは０.６質量％以上０.９質量％以下である。

この発明において、前記複数元素Ｍは、さらに、０質量％を超えて０．８質量％以下のＮを含むことが好ましい。前記複数元素Ｍは、上記したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｗ、ＭｏおよびＮを同時に含むことができる。

この発明において、前記複数元素Ｍは、さらに、０質量％を超えて４．０質量％以下のＮｂを含むことが好ましい。前記複数元素Ｍは、上記したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｗ、Ｍｏ、ＮおよびＮｂを同時に含むことができる。

この発明において、前記複数元素Ｍは、さらに、０質量％を超えて３．５質量％以下のＣｕを含むことが好ましい。前記複数元素Ｍは、上記したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｗ、Ｍｏ、Ｎ、ＮｂおよびＣｕを同時に含むことができる。

この発明によれば、従来のオーステナイト系ステンレス鋳鋼よりも、例えば特許文献１に開示される耐熱鋳鋼（耐熱軸受材料）よりも、高温下での耐摩耗性に優れるオーステナイト系ステンレス鋳鋼を提供することができる。

この発明の実施形態（発明例）の代表的な断面組織（写真）を示す。 この発明の比較形態（比較例）の代表的な断面組織（写真）を示す。

以下、この発明に係る耐熱鋳鋼（オーステナイト系ステンレス鋳鋼）の実施形態について説明する。
この発明に係る耐熱鋳鋼は、６質量％以上３０質量％以下のＮｉ（ニッケル）と、１５質量％以上３２質量％以下のＣｒ（クロム）と、複数元素Ｍとを含み、残部がＦｅ（鉄）および不可避的不純物からなるオーステナイト系ステンレス鋳鋼である。

複数元素Ｍは、０．６質量％以上１．５質量％以下のＣ（炭素）、１．６質量％以上３．７質量％以下のＳｉ（珪素）、１．０質量％以上２．０質量％以下のＭｎ（マンガン）、０．５質量％以上０．９質量％以下のＳ（硫黄）、Ｗ（タングステン）およびＭｏ（モリブデン）を含み、Ｗ＋２Ｍｏが０．５質量％以上１０質量％以下となる。なお、Ｍｎは、好ましくは１．０質量％を超えて２．０質量％以下、より好ましくは１．０５質量％以上２．０質量％以下である。また、Ｓは、好ましくは０.５質量％を超えて０.９質量％以下、より好ましくは０.６質量％以上０.９質量％以下である。また、複数元素Ｍは、さらに、０質量％を超えて０．８質量％以下のＮ（窒素）を含むことが好ましい。複数元素Ｍは、さらに、０質量％を超えて４．０質量％以下のＮｂ（ニオブ）を含むことが好ましい。複数元素Ｍは、さらに、０質量％を超えて３．５質量％以下のＣｕ（銅）を含むことが好ましい。

以下、この発明に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼を構成する成分について、詳しく説明する。なお、特に断らない限り、元素の含有比は「質量％」で表す。

＜Ｎｉ：６％以上３０％以下＞
この発明に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼は、６％以上３０％以下のＮｉを含む。Ｎｉは、ＦｅおよびＣｒとともにオーステナイト系ステンレス鋳鋼を構成する、基本元素である。Ｎｉは、オーステナイト組織を安定化させ、ステンレス鋳鋼の耐食性および高温強度を向上させる作用を奏する。なお、Ｎｉ含有比が過小（６％未満）であると、上記作用が効果的に発揮されないため、Ｎｉ含有比は６％以上とする。また、Ｎｉ含有比が過大（３０％超）であると、上記作用が飽和し、ステンレス鋳鋼の製造コストが上昇するため、Ｎｉ含有比は３０％以下とする。したがって、この発明に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼では、Ｎｉ含有比を６％以上３０％以下とする。

＜Ｃｒ：１５％以上３２％以下＞
この発明に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼は、１５％以上３２％以下のＣｒを含む。Ｃｒは、ＦｅおよびＮｉとともにオーステナイト系ステンレス鋳鋼を構成する、基本元素である。Ｃｒは、外表面に不動態膜を形成し、ステンレス鋳鋼の耐食性を向上させる作用を奏する。また、Ｃｒは、Ｃと結合して炭化物を形成し、ステンレス鋳鋼の高温強度を向上させる作用を奏する。なお、Ｃｒ含有比が過小（１５％未満）であると、上記作用が効果的に発揮されないため、Ｃｒ含有比は１５％以上とする。また、Ｃｒ含有比が過大（３２％超）であると、炭化物が過剰に析出して脆くなりステンレス鋳鋼の延性が低下する他、σ相などの硬質の析出物が形成されてステンレス鋳鋼が脆化する。したがって、この発明に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼では、Ｃｒ含有比を１５％以上３２％以下とする。

この発明に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼は、複数元素Ｍを含む。複数元素Ｍは、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、ＷおよびＭｏを含む。また、複数元素Ｍは、さらに、Ｎ、ＮｂおよびＣｕのうちの１種または１種以上を含むことができる。

＜Ｃ：０．６％以上１．５％以下＞
Ｃは、ステンレス鋳鋼の耐摩耗性を向上させる作用を奏する、重要な元素である。また、Ｃは、Ｃｒ、Ｍｏ、ＷおよびＮｂなどと結合して炭化物を形成し、ステンレス鋳鋼の高温強度を向上させる作用を奏する。また、Ｃは、鋳造の際に溶融金属（溶湯）の流動性を高め、鋳造性を向上させる作用を奏する。なお、Ｃ含有比が過小（０．６％未満）であると、上記作用が効果的に発揮されないため、Ｃ含有比は０．６％以上とする。また、Ｃ含有比が過大（１．５％超）であると、炭化物が過剰に析出して脆くなりステンレス鋳鋼の延性が低下する他、ステンレス鋳鋼の加工性が劣化する。したがって、この発明に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼では、Ｃ含有比を０．６％以上１．５％以下とする。

＜Ｓｉ：１．６％以上３．７％以下＞
Ｓｉは、ステンレス鋳鋼の耐摩耗性を向上させる作用を奏する、重要な元素である。また、Ｓｉは、鋳造時に溶湯の脱酸剤として機能する他、ステンレス鋳鋼の耐酸化性を向上させる有効な元素である。なお、Ｓｉ含有比が過小（１．６％未満）であると、上記作用が効果的に発揮されないため、Ｓｉ含有比は１．６％以上とする。また、Ｓｉ含有比が過大（３．７％超）であると、鋳造の際に鋳物が割れる不具合（鋳造割れ）および鋳型に振動を加えて解体する際に鋳物が割れる不具合（ノックアウト割れ）が発生しやすくなる他、ステンレス鋳鋼の靭性および加工性が劣化する。したがって、この発明に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼では、Ｓｉ含有比を１．６％以上３．７％以下とする。

＜ＭｎおよびＳ＞
ＭｎおよびＳについて、本発明者は、溶湯中でＭｎとＳとが結合して１次硫化物を晶出し、鋳造組織を構成する結晶粒を微細化させることを突き止めた。そして、この結晶粒の微細化が起こることによって、鋳造の際にステンレス鋳鋼の延性が向上され、上記した鋳造割れが抑制されることを突き止めた。この結晶粒の微細化はＭｎ含有比およびＳ含有比を所定の関係に設定した場合に起こることを確認している。この結晶粒の微細化が起こる理由は明らかではないが、ＭｎおよびＳが適正な含有比で存在した場合に、溶湯中で結晶粒の核生成サイトになるような形態でＭｎＳが析出し、核生成サイトとなったＭｎＳが結晶の生成を促進したことなどが考えられる。この発明に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼の微細な鋳造組織については断面写真の一例を挙げて後述する。

また、ＭｎＳは、磨耗の際に潤滑剤として機能し、ステンレス鋳鋼の凝着摩耗および／またはアブレシブ摩耗を抑制する作用を奏する。なお、一般に、表面突起の接触部分が互いにくっ付いて千切り取られる磨耗現象を凝着磨耗と呼び、表面突起によって相手表面が削り取られる磨耗現象をアブレシブ摩擦と呼ぶ。例えば、ステンレス鋳鋼が粗大な結晶粒で構成されていると、凝着磨耗などの発生によって表面から粗大な結晶粒が脱離するため、その際の磨耗量はかなり大きいと考えられる。一方、ＭｎおよびＳの含有比に起因すると考えられる上記した結晶粒の微細化が起こったステンレス鋳鋼であると、凝着磨耗などの発生によって表面から微細な結晶粒が脱離するため、その際の磨耗量は上記した粗大な結晶粒が脱離する場合に比べてかなり小さいと考えられる。

また、Ｃｕを含有するステンレス鋳鋼では、ＭｎＳが結晶粒内にＣｕを固定し、１０００℃以上の高温環境下においてＣｕに起因して起こる赤熱脆化（熱間脆化）を抑制する作用を奏する。

＜Ｍｎ：１．０％以上２．０％以下＞
また、Ｍｎは、鋳造時に溶湯の脱酸剤として機能する他、オーステナイト組織を安定化させる作用を奏する。なお、Ｓ含有比との関係において、Ｍｎ含有比が過小（１．０未満）であると、上記した結晶粒の微細化などの諸作用が効果的に発揮されないため、Ｍｎ含有比は１．０％以上とする。また、Ｓ含有比との関係において、Ｍｎ含有比が過大（２．０％超）であると、ステンレス鋳鋼の耐酸化性が劣化する。したがって、この発明に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼では、Ｓ含有比との関係において、Ｍｎ含有比を１．０％以上２．０％以下とする。なお、Ｍｎは、上記したＭｎＳの効果を高める観点から、好ましくは１．０質量％を超えて２．０質量％以下、より好ましくは１．０５質量％以上２．０質量％以下である。

＜Ｓ：０．５％以上０．９％以下＞
また、Ｍｎ含有比との関係において、Ｓ含有比が過小（０．５％未満）であると、上記した結晶粒の微細化などの諸作用が効果的に発揮されないため、Ｓ含有比は０．５％以上とする。また、Ｍｎ含有比との関係において、Ｓ含有比が過大（０．９％超）であると、ステンレス鋳鋼の高温強度および熱間加工性が劣化する。したがって、この発明に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼では、Ｍｎ含有比との関係において、Ｓ含有比を０．５％以上０．９％以下とする。なお、Ｓは、上記したＭｎＳの効果を高める観点から、好ましくは０.５質量％を超えて０.９質量％以下、より好ましくは０.６質量％以上０.９質量％以下である。

＜Ｗ＋２Ｍｏ：０．５％以上１０％以下＞
ＷおよびＭｏは、共に、オーステナイト組織に固溶することによって、また、炭化物を形成することによって、ステンレス鋳鋼の高温強度を向上させる作用を奏する。なお、ＭｏがＷと同等の効果を発揮するにはＷの２倍の量が必要である。そこで、ＷおよびＭｏについては、ＷおよびＭｏの合計の含有比をＷ＋２Ｍｏによって規定する。なお、Ｗ＋２Ｍｏが過小（０．５％未満）であると、上記作用が効果的に発揮されないため、Ｗ＋２Ｍｏは０．５％以上とする。また、Ｗ＋２Ｍｏが過大（１０％超）であると、ステンレス鋳鋼の耐酸化性が劣化するため、Ｗ＋２Ｍｏは１０％以下とする。したがって、この発明に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼では、ＷおよびＭｏの合計の含有比として規定する、Ｗ＋２Ｍｏを０．５％以上１０％以下とする。

＜Ｎ：０％を超えて０．８％以下＞
この発明に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼では、複数元素Ｍは、さらに、０％を超えて０．８％以下のＮを含むことが好ましい。なお、この発明に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼では、複数元素Ｍとして、上記したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｗ、ＭｏおよびＮを同時に含むことができるし、Ｎは含まれなくてもよい。しかし、Ｎは、オーステナイト組織を安定化させる作用を奏する。また、Ｎは、オーステナイト組織に固溶することによって、ステンレス鋳鋼の高温強度および靭性を向上させる作用を奏する。また、Ｎは、Ｃｒ、Ｗ、ＭｏおよびＮｂなどと窒化物を形成することによって、ステンレス鋳鋼の高温強度を向上させる作用を奏する。こうした有益な作用を得るために、この発明に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼へのＮの適切な含有は有効である。なお、Ｎ含有比が過大（０．８％超）であると、窒化物の形成が過剰になって脆くなるため、ステンレス鋳鋼の延性が低下し、ステンレス鋳鋼の加工性が劣化する。したがって、この発明に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼では、Ｎを含有させる場合は、Ｎ含有比を０．８％以下とする。

＜Ｎｂ：０％を超えて４．０％以下＞
この発明に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼では、複数元素Ｍは、さらに、０％を超えて４．０％以下のＮｂを含むことが好ましい。なお、この発明に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼では、複数元素Ｍとして、上記したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｗ、Ｍｏ、ＮおよびＮｂを同時に含むことができるし、Ｎｂは含まれなくてもよい。しかし、Ｎｂは、Ｃと結合して微細な炭化物を形成するし、Ｎが存在する場合はＮと結合して微細な窒化物も形成する。こうした微細な炭化物および窒化物は、ステンレス鋳鋼の高温強度を向上させる作用を奏する。なお、Ｎｂ含有比が過大（４．０％超）であると、炭化物の形成が過剰になるし、Ｎが存在する場合は窒化物の形成も過剰になるため脆くなり、ステンレス鋳鋼の延性が低下し、ステンレス鋳鋼の加工性が劣化する。したがって、この発明に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼では、Ｎｂを含有させる場合は、Ｎｂ含有比を４．０％以下とする。

＜Ｃｕ：０％を超えて３．５％以下＞
この発明に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼では、複数元素Ｍは、さらに、０％を超えて３．５％以下のＣｕを含むことが好ましい。なお、この発明に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼では、複数元素Ｍとして、上記したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｗ、Ｍｏ、Ｎ、ＮｂおよびＣｕを同時に含むことができるし、Ｃｕは含まれなくてもよい。しかし、Ｃｕは、潤滑剤となってステンレス鋳鋼の耐摩耗性を向上させる作用を奏し、オーステナイト組織に固溶することによってステンレス鋳鋼の硬さを向上させる作用を奏する。一般に、硬さの増大は耐摩耗性の向上に寄与すると考えられる。なお、上記したように、Ｃｕは、１０００℃以上の高温環境下において赤熱脆化を引き起こす。そのため、Ｃｕ含有比が過大（３．５％超）であると、硬さの向上効果が飽和するだけでなく赤熱脆化が発生しやすくなる。したがって、この発明に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼では、Ｃｕを含有させる場合は、Ｃｕ含有比を３．５％以下とする。

＜残部Ｆｅおよび不可避的不純物＞
この発明に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼は、上記したＮｉ、Ｃｒおよび複数元素Ｍ以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。Ｆｅは、ＮｉおよびＣｒとともに、オーステナイト系ステンレス鋳鋼を構成するための基本元素である。
なお、意図せず含有した元素を不純物元素と呼び、現時点の技術で除去し切れない不純物元素を不可避的不純物と呼ぶ。代表的な不可避的不純物としては、例えばＰ（リン）が挙げられる。Ｐは、原材料から不可避的に混入しやすく、ステンレス鋳鋼の靭性を著しく劣化させる。したがって、この発明に係るオーステナイト系ステンレス鋳鋼では、Ｐ含有比は、望ましくは０．１％以下であり、より望ましくは０．０５％以下である。なお、Ｐ以外の不純物元素の記載は略すが、この発明では上記したＦｅ、Ｎｉ、Ｃｒおよび複数元素Ｍに属すもの以外は、不純物元素と見做す。

本発明者は、オーステナイト系ステンレス鋳鋼を構成する基本元素であるＦｅ、ＣｒおよびＮｉの含有比と、諸特性を向上させる複数元素Ｍ（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、ＷおよびＭｏ）の含有比と、諸特性の向上に寄与するため添加するのが好ましいと考えられるＮ、ＮｂおよびＣｕの含有比とを適切に管理することにより、従来のオーステナイト系ステンレス鋳鋼よりも高い耐摩耗性が得られると考えている。そこで、これを確かめるための高温磨耗試験を実施した結果、従来のオーステナイト系ステンレス鋳鋼よりも、例えば特許文献１に開示される耐熱鋳鋼（耐熱軸受材料）よりも、高い耐磨耗性が得られることを確認したので、以下、高温磨耗試験以外の結果とともに、具体的に説明する。

＜試験体の作製＞
高温磨耗試験などの評価に用いる試験体（鋳物）はロストワックス精密鋳造法を用いて作製した。以下、高温磨耗試験に用いる試験体を例に挙げて説明する。

高温磨耗試験に用いた試験体は、ロストワックス精密鋳造法を用いて作製した鋳物を機械加工し、外径が５０ｍｍ、内径が１０ｍｍ、高さが８ｍｍの円盤形状に形成したものである。具体的には、まず、上記した鋳物の形状に対応する消失性模型を作製し、鋳造に必要な湯道などを構成する部分に対応する消失性模型を作製し、これらの消失性模型を用いてツリー模型を作製した。なお、ツリー模型の形状は、鋳型の内部空間の形状に対応する。続いて、ツリー模型の表面をスラリーで被覆し、さらにスタッコで被覆した。スラリー被覆およびスタッコ被覆を交互に複数回行って、ツリー模型が内包された耐火物殻を作製した。続いて、オートクレーブ処理を行って耐火物殻内からツリー模型を除去した後に耐火物殻を焼成することによって、鋳型を作製した。上記したプロセスにより、複数の鋳型を作製した。

続いて、作製した複数の鋳型を用いて、それぞれ、注入する溶融金属（溶湯）を替えて、鋳造を行った。鋳造は、鋳型に溶湯を注入し、鋳型内で溶湯を凝固させ、そのまま空冷した。続いて、ノックアウト処理を行って、鋳型から鋳物を取り出した。なお、ノックアウト処理は、所定の振動を加えて鋳型を解砕し、鋳物から鋳型（耐火物殻）を除去する処理を意図する。続いて、作製した鋳物を機械加工し、上記した円盤形状の試験体を作製した。こうしたプロセスにより、表１に示す化学成分からなる複数の試験体（発明例１〜発明例３、比較例１〜比較例４）を作製した。なお、表１に示す二重線による囲みは、この発明の範囲外であることを意図する。

＜鋳物の割れ＞
上記したプロセスにおいて、鋳物が割れる不具合が発生することがあった。こうした鋳物の割れは、鋳型加えた振動によって割れる場合（ノックアウト割れ）や鋳型内で冷却中に割れる場合（鋳造割れ）などが考えられるが、鋳物の割れが発生したプロセスを明確にすることはできなかった。しかし、鋳物の割れは、比較例１、比較例２および比較例４では発明例１〜発明例３よりも多く発生していた。その原因は不明であるが、実施例１〜実施例３に比べて、比較例１および比較例２ではＭｎおよびＳの含有比が小さく、比較例４ではＳ含有比が小さい。この観点から、ＭｎおよびＳの適正な添加により、具体的には、Ｍｎは、１．０質量％以上、好ましくは１．０質量％超、より好ましくは１．０５質量％以上とし、Ｓは、０．５質量％以上、好ましくは０.５質量％超、より好ましく０.６質量％以上とすることにより、上記したＭｎＳによる結晶粒微細化の効果が発揮されると考えられる。なお、結晶粒微細化については後述する。

＜試験体の断面組織＞
表１に示す発明例１〜発明例３および比較例１〜比較例４の試験体において、代表的な断面組織（写真）を示す。図１は発明例１の試験体の断面組織（写真）の一例である。また、図２は比較例４の試験体の断面組織（写真）の一例である。図１と図２の対比により、発明例１の結晶粒がより小さく、比較例４の結晶粒がより大きいことが確認される。ＭｎおよびＳに注目すると、発明例１のＭｎ含有比と比較例４のＭｎ含有比とは同等であるが、発明例１のＳ含有比は比較例４のＳ含有比の約４倍になっている。したがって、Ｓによる作用は、比較例４よりも発明例１に強く発現すると考えられる。この観点から、発明例１の結晶粒が比較例４の結晶粒よりも微細化したのは、Ｍｎ含有比との関係において発明例１のＳ含有比が比較例４のＳ含有比の約４倍であることに起因し、適切に生成されたＭｎＳによる作用が発揮されたためであると考えられる。

＜最大磨耗量、平均摩擦係数＞
上記した試験体を用いた高温磨耗試験により、試験体の最大磨耗量を測定し、その際の平均摩擦係数を算定した。高温磨耗試験は、神鋼造機株式会社製の高温摩擦磨耗試験機ＳＦＷＴにより行った。具体的には、円盤形状の試験体の内径部分に回転軸を設けた試験体を電気炉内に設置し、その試験体の平らな表面（試験面）に２０ｋｇを負荷した相手体が接触した状態で保持した。続いて、電気炉内の温度を約８００℃に保持した状態で試験体を３０ｒｐｍで回転し、そのまま約１０分間保持した。なお、いずれの高温磨耗試験においても、試験体に接触させる相手体の材質および形状は同等のものとした。相手体の材質は、質量％で、Ｎｉが２０％、Ｃｒが２４％、Ｃが０．３０％Ｃ、Ｓｉが０．８５％、Ｍｎが０．７０％、Ｎｂが１．３％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる、ＪＩＳ規格のＳＣＨ２１相当（ＡＳＴＭ規格のＨＫ３０相当）の耐熱鋳鋼により構成した。相手体の形状は、外径が２５．６ｍｍ、内径が２０ｍｍ（厚さが２．８ｍｍ）のリング形状にした。それぞれの試験体について、高温磨耗試験後の試験面のプロファイルを測定し、試験体の厚さ方向の最大磨耗量（最大深さ）を求めた。なお、高温磨耗試験後の試験体において相手体が接触していない試験面を最大磨耗量０μｍの基準位置とした。

高温磨耗試験中、高温摩擦磨耗試験機ＳＦＷＴの計測機能により、それぞれの試験体と相手体との平均摩擦係数を求めた。また、高温磨耗試験後、それぞれの試験体の試験面のプロファイルを測定し、試験体の厚さ方向の最大磨耗量（最大深さ）を求めた。なお、最大磨耗量０μｍの基準位置は、高温磨耗試験後の試験体において相手体が接触していない試験面である。表２に、発明例１〜発明例３および比較例１〜比較例４の試験体の最大磨耗量および平均摩擦係数を示す。

高温磨耗試験の結果、発明例１〜発明例３の最大磨耗量は小さく、２０μｍ以下であった。特に、発明例１および発明例２の最大磨耗量は小さく、５μｍ以下であった。また、比較例１〜比較例４の最大磨耗量は大きく、２０μｍを超えた。特に、比較例３および比較例４の最大磨耗量は大きく、２００μｍ前後であった。また、発明例１〜発明例３と、比較例１および比較例２との対比により、ＭｎおよびＳの含有比を適切に大きくすると、最大磨耗量が小さくなることが分かる。これは、ＭｎおよびＳの適正な添加により、上記したＭｎＳによる諸作用が効果的に発揮されたためと考えられる。また、発明例１〜発明例３、比較例１および比較例２と、比較例３および比較例４との対比により、ＣおよびＳｉの含有比を適切に大きくすると、最大磨耗量が小さくなることが分かる。また、発明例１〜発明例３の対比により、Ｃｕ含有比を適切に大きくすると、最大磨耗量が小さくなることが分かる。この結果、Ｍｎ、Ｓ、ＣおよびＳｉの含有比が適切に制御されることにより、比較例１〜比較例４よりも最大磨耗量が小さくなった発明例１〜発明例３は、好ましい耐磨耗性を有することが確認された。また、Ｃｕの含有比が適切に制御されることにより、最大磨耗量がより小さくなった発明例１および２は、より好ましい耐磨耗性を有することが確認された。なお、平均摩擦係数が最小であった比較例１の最大磨耗量は、発明例１〜発明例３よりも大きくなった。この結果、平均摩擦係数が小さくても最大磨耗量が小さなるとは限らないことが判明した。

＜ロックウェル硬さ＞
表３に示す硬さは、ロックウェル硬さであり、高温磨耗試験前の試験体の表面（機械加工面）をＪＩＳ−Ｚ２２４５：２０１６に準拠して測定した結果である。なお、表３には表２に示す最大磨耗量を併記している。

表３に示すように、発明例１〜発明例３のロックウェル硬さは大きく、２５ＨＲＣ以上であった。また、比較例１のロックウェル硬さ発明例２と同程度に大きく、２５ＨＲＣ以上であった。なお、比較例２および比較例３のロックウェル硬さは比較的小さく、２０ＨＲＣ未満であった。また、発明例１〜発明例３および比較例１と、比較例２および比較例３との対比により、ＣおよびＳｉの含有比を適切に大きくすると、硬さが大きくなることが分かる。また、発明例１〜発明例３および比較例１と、比較例２および比較例４との対比により、硬さが小さくなると最大磨耗量が大きくなる傾向があることが分かる。しかし、発明例１〜発明例３の対比により、硬さが同等程度でも最大磨耗量が小さくなることが判明した。この傾向は、おそらく、Ｃｕ含有比が関与すると考えられる。例えば、Ｃｕ含有比を適切に大きくすると、硬さに影響を与えずに最大磨耗量を小さくすることができることが分かる。この結果、ＣおよびＳｉの含有比が適切に制御されることにより、好ましい硬さおよび耐磨耗性を有することが確認された。また、Ｃｕの含有比が適切に制御されることにより、より好ましい耐磨耗性を有することが確認された。

＜高温強度＞
表４に示す高温強度（引張強さ、伸び）は、ＡＳＴＭ／Ｅ２１に準拠して測定した結果である。具体的には、上記した高温磨耗試験用の試験体と同様な鋳造法により作製した形状が異なる鋳物から切り出した試験片を加熱し、約１０００℃に保持した状態で行った高温引張試験の結果である。なお、表４には表２に示す最大磨耗量を併記している。

表４に示すように、発明例１〜発明例３および比較例１の高温（１０００℃）引張強さは、同等程度（最大差分７ＭＰａ）であり、いずれも１４０ＭＰａ以上であった。しかし、比較例１の最大磨耗量は大きいが、発明例１〜発明例３の最大磨耗量は小さい。この傾向は、明らかに、ＭｎおよびＳの含有比に起因する。例えば、ＭｎおよびＳの含有比を適切に大きくすると、高温引張強さに影響を与えずに最大磨耗量を小さくすることができることが分かる。この結果、ＭｎおよびＳの含有比が適切に制御されることにより、好ましい高温引張強さおよび耐磨耗性を有することが確認された。

また、表４に示すように、発明例１および比較例１の高温（１０００℃）伸びは８％前後で比較的小さく、発明例２および発明例３の高温伸びは１４％程度で比較的大きくなった。この傾向は、おそらく、Ｃｕ含有比が関与し、上記したようにＭｎＳが結晶粒内にＣｕを固定して赤熱脆化（熱間脆化）を抑制する作用を奏したと考えられる。なお、高温伸びが同程度であっても、発明例１の最大磨耗量は小さく、比較例１の最大磨耗量は大きいし、発明例２よりも発明例３の最大磨耗量の方が大きい。これは、ＭｎおよびＳの含有比に起因して最大磨耗量が変化するとともに、Ｃｕ含有比が関与して最大磨耗量を変化させることによると考えられる。

＜常温強度＞
表５に示す常温強度（引張強さ）は、ＡＳＴＭ／Ｅ８に準拠して測定した結果である。具体的には、上記した高温磨耗試験用の試験体と同様な鋳造法により作製した形状が異なる鋳物から切り出した試験片を、常温（２０℃±５℃に制御）に保持した状態で行った常温引張試験の結果である。なお、表５には表２に示す最大磨耗量を併記している。

表５に示すように、発明例１〜発明例３および比較例２の常温引張強さは、いずれも、５００ＭＰａ以上であった。特に、発明例２および発明例３の常温引張強さは大きく、５４０ＭＰａ以上であった。この傾向、つまり、発明例２および発明例３の常温引張強さが比較的大きくなり、発明例１および比較例２の常温引張強さが比較的小さくなる傾向は、おそらくＣｕ含有比が関与すると考えられる。この点を踏まえた発明例１〜発明例３および比較例２のＣｕ含有比（表１参照）の対比により、例えば、２．０質量％以下であると、常温引張強さを高めつつ最大磨耗量を小さくすることができることが分かる。なお、この場合のＣｕ含有比は、２．０質量％以下でよいと考えられるが、好ましくは１．８質量％以下、より好ましくは１．５質量％以下、より一層好ましくは１．２質量以下であると考えられる。しかし、発明例１〜発明例３の最大磨耗量は２０μｍ以下で小さく、比較例２の最大磨耗量は５０μｍ以上で大きい。この傾向は明らかにＭｎおよびＳの含有比に起因し、ＭｎおよびＳの含有比を適切に大きくすると、常温引張強さに影響を与えずに最大磨耗量を小さくすることができることが分かる。この結果、ＭｎおよびＳの含有比が適切に制御されることにより、好ましい常温引張強さおよび耐磨耗性を有することが確認された。また、Ｃｕ含有比が適切に制御されることにより、より好ましい常温引張強さおよび耐磨耗性を有することが確認された。

＜ラプチャー寿命、ラプチャー伸び＞
表６に示すラプチャー寿命およびラプチャー伸びは、ＡＳＴＭ／Ｅ１３９に準拠して測定した結果である。具体的には、上記した高温磨耗試験用の試験体と同様な鋳造法により作製した形状が異なる鋳物から切り出した試験片に約８０ＭＰａの負荷を加えた状態で約９００℃に保持したラプチャー試験の結果である。なお、表６には表２に示す最大磨耗量を併記している。

表６に示すように、発明例１および比較例２のラプチャー寿命は８ｈ以下で比較的短く、発明例２および発明例３のラプチャー寿命は１０ｈ以上で比較的長くなった。特に、比較例２のラプチャー寿命は４ｈ以下でより短く、発明例２のラプチャー寿命は２０ｈ以上でより長くなった。この傾向は、おそらく、ＭｎおよびＳの含有比と、Ｃｕ含有比とが関与すると考えられる。例えば、発明例１と比較例２との対比により、Ｃｕ含有比が同等（表１参照）であっても、ＭｎおよびＳの含有比が大きい発明例１のラプチャー寿命は、ＭｎおよびＳの含有比が小さい比較例２のラプチャー寿命よりも長い。また、発明例２と発明例３との対比により、ＭｎおよびＳの含有比が同等（表１参照）であっても、Ｃｕ含有比が大きい発明例２（１．０質量％）のラプチャー寿命は、Ｃｕ含有比が小さい発明例３（０質量％）のラプチャー寿命よりも長い。しかし、発明例１〜発明例３の最大磨耗量は２０μｍ以下で小さく、比較例２の最大磨耗量は５０μｍ以上で大きい。この傾向は、上記したように、明らかに、ＭｎおよびＳの含有比に起因する。この結果、ＭｎおよびＳの含有比が適切に制御されることにより、好ましい常温引張強さおよび耐磨耗性を有することが確認された。

また、表６に示すように、発明例１〜発明例３のラプチャー伸びは１０％以下で比較的小さく、比較例２のラプチャー伸びは３０％以上で比較的大きくなった。また、Ｃｕ含有比が同等（２．２５質量％）の発明例１と比較例２との対比により、ＭｎおよびＳの含有比が小さい比較例２のラプチャー伸びが発明例１よりも大きいことが分かる。これより、発明例１〜発明例３のラプチャー伸びの低下は、おそらく、ＭｎおよびＳの含有比が関与すると考えられる。しかし、発明例１〜発明例３の最大磨耗量は２０μｍ以下で小さく、比較例２の最大磨耗量は５０μｍ以上で大きい。この傾向は、上記したように、明らかに、ＭｎおよびＳの含有比が適切に制御されたことに起因する。この結果、ＭｎおよびＳの含有比が適切に制御されることにより、好ましい常温引張強さおよび耐磨耗性を有することが確認された。

この発明は、高温下での耐摩耗性に優れるオーステナイト系ステンレス鋳鋼を提供することができる点において、具体的には、例えばガソリン車に搭載される過給エンジン用ＷＧＶに組み込まれる耐磨耗部品などに好適と考えられる、高温下での耐摩耗性に優れるオーステナイト系ステンレス鋳鋼を提供することができる点において、産業上の利用可能性を有する。

Claims (4)

1. ６質量％以上３０質量％以下のＮｉと、１５質量％以上３２質量％以下のＣｒと、複数元素Ｍとを含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるオーステナイト系ステンレス鋳鋼であって、
   前記複数元素Ｍは、０．６質量％以上１．５質量％以下のＣ、１．６質量％以上３．７質量％以下のＳｉ、１．０質量％以上２．０質量％以下のＭｎ、０．５質量％以上０．９質量％以下のＳ、ＷおよびＭｏを含むとともに、Ｗ＋２Ｍｏが０．５質量％以上１０質量％以下となるように構成されている、オーステナイト系ステンレス鋳鋼。
2. 前記複数元素Ｍは、さらに、０質量％を超えて０．８質量％以下のＮを含む、請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋳鋼。
3. 前記複数元素Ｍは、さらに、０質量％を超えて４．０質量％以下のＮｂを含む、請求項１または２に記載のオーステナイト系ステンレス鋳鋼。
4. 前記複数元素Ｍは、さらに、０質量％を超えて３．５質量％以下のＣｕを含む、請求項１乃至３のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋳鋼。