JP6250895B2 - オーステナイト系耐熱鋳鋼 - Google Patents
オーステナイト系耐熱鋳鋼Info
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Description
本発明はオーステナイト系耐熱鋳鋼に関し、特に、被削性と耐熱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であることから、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である。
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：０．１〜２質量％、Ｍｎ：０．１〜２質量％、Ｓ：０．０５〜０．２質量％、Ｓｅ：０．０５質量％以下、Ｎｉ：１０．０〜４５．０質量％、Ｃｒ：１５．０〜３０．０質量％、Ｗ：８．０質量％以下、Ｎｂ：３．０％質量以下を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなり、母相がＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒを主体とするオーステナイト相からなるオーステナイト系耐熱鋳鋼が提案されている。
このオーステナイト系耐熱鋳鋼によれば、耐熱鋳鋼の耐熱性を確保するために、Ｃ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｗ、およびＮｂを添加している。一方、耐熱鋳鋼の被削性を確保するために、ＭｎＳからなる快削粒子を生成すべく、ＭｎおよびＳを添加している。快削元素Ｓｅを添加することで、さらなる被削性の向上を図っている。
上述したように、特許文献１に記載のオーステナイト系耐熱鋳鋼には、耐熱性を確保するべくＣ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｗ、およびＮｂを添加することで、たとえばＣｒ７Ｃ３などの炭化物からなる硬質粒子が生成される。
しかしながら、このような硬質粒子は柔らかいオーステナイト組織に生成されるため、例えば耐熱鋳鋼を切削加工する際には、オーステナイト組織が断続的に切削される。この結果、加工に用いる刃具が著しく摩耗することがある。そこで、特許文献１に記載のオーステナイト系耐熱鋳鋼には、Ｍｎ、Ｓ、およびＳｅなどの快削元素を添加しているが、一定量の硬質粒子が存在している状態では、上述した断続的な切削の影響が大きく、快削元素の効果は十分に得られない。
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、耐熱性と被削性との双方に優れたオーステナイト系耐熱鋳鋼を提供することにある。
本発明に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼は、Ｃ：０．１〜０．４質量％、Ｓｉ：０．８〜２．５質量％、Ｍｎ：０．８〜２．０質量％、Ｓ：０．０５〜０．３０質量％、Ｎｉ：５〜２０質量％、Ｎ：０．３質量％以下、Ｚｒ：０．０１〜０．２０質量％、Ｃｅ：０．０１〜０．１０質量％、下記（ｉ）〜（ｉｉｉ）の群から選択される、少なくとも（ｉ）を含む一種以上、（ｉ）Ｃｒ：１４〜２４質量％、（ｉｉ）Ｎｂ：１．５質量％以下、（ｉｉｉ）Ｍｏ：３．０質量％以下、および、残部がＦｅおよび不可避不純物からな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は、上述した範囲で、各元素を含有することにより、耐熱性と被削性との双方に優れている。各元素の範囲を規定した理由は、以下の実施形態で説明する。
より好ましい態様としては、前記（ｉ）に加えさらに前記（ｉｉ）を含む。この態様によれば、Ｎｂ：１．５質量％以下の範囲で、オーステナイト系耐熱鋳鋼にＮｂを含むことにより、耐熱性のなかでもクリープ強度を高めることができる。
本発明に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼によれば、耐熱性と被削性との双方に優れている。
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説明する。
本実施形態に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼は、Ｃ：０．１〜０．４質量％、Ｓｉ：０．８〜２．５質量％、Ｍｎ：０．８〜２．０質量％、Ｓ：０．０５〜０．３０質量％、Ｎｉ：５〜２０質量％、Ｎ：０．３質量％以下、Ｚｒ：０．０１〜０．２０質量％、Ｃｅ：０．０１〜０．１０質量％、下記（ｉ）〜（ｉｉｉ）の群から選択される、少なくとも（ｉ）を含む一種以上、（ｉ）Ｃｒ：１４〜２４質量％、（ｉｉ）Ｎｂ：１．５質量％以下、（ｉｉｉ）Ｍｏ：３．０質量％以下、および、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる。ここで、以下に各元素とその含有量に関して詳述する。
本実施形態に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼は、Ｃ：０．１〜０．４質量％、Ｓｉ：０．８〜２．５質量％、Ｍｎ：０．８〜２．０質量％、Ｓ：０．０５〜０．３０質量％、Ｎｉ：５〜２０質量％、Ｎ：０．３質量％以下、Ｚｒ：０．０１〜０．２０質量％、Ｃｅ：０．０１〜０．１０質量％、下記（ｉ）〜（ｉｉｉ）の群から選択される、少なくとも（ｉ）を含む一種以上、（ｉ）Ｃｒ：１４〜２４質量％、（ｉｉ）Ｎｂ：１．５質量％以下、（ｉｉｉ）Ｍｏ：３．０質量％以下、および、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる。ここで、以下に各元素とその含有量に関して詳述する。
１．各成分およびその含有量について
＜Ｃ（炭素）：０．１〜０．４質量％＞
Ｃは、上述した範囲で、オーステナイト組織の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。ここで、その含有量が０．１質量％未満では、鋳造性の改善効果が少ない。一方、その含有量が０．４質量％を超えると、Ｃｒ炭化物からなる硬質粒子が晶出することにより、オーステナイト組織の硬さが増加する。これにより、耐熱鋳鋼の被削性が低下してしまう。
＜Ｃ（炭素）：０．１〜０．４質量％＞
Ｃは、上述した範囲で、オーステナイト組織の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。ここで、その含有量が０．１質量％未満では、鋳造性の改善効果が少ない。一方、その含有量が０．４質量％を超えると、Ｃｒ炭化物からなる硬質粒子が晶出することにより、オーステナイト組織の硬さが増加する。これにより、耐熱鋳鋼の被削性が低下してしまう。
＜Ｓｉ（シリコン）：０．８〜２．５質量％＞
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。ここで、その含有量が０．８質量％未満では、耐熱鋳鋼の鋳造性が損なわれるおそれがある。一方、その含有量が２．５質量％を超えると、耐熱鋳鋼の被削性が低下する。
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。ここで、その含有量が０．８質量％未満では、耐熱鋳鋼の鋳造性が損なわれるおそれがある。一方、その含有量が２．５質量％を超えると、耐熱鋳鋼の被削性が低下する。
＜Ｍｎ（マンガン）：０．８〜２．０質量％＞
Ｍｎは、上述した範囲で、オーステナイト組織を安定化させるばかりでなく、オーステナイト組織にＭｎＳからなる快削粒子を生成する。ここで、その含有量が０．８質量％未満では、ＭｎＳからなる快削粒子がオーステナイト組織に十分に生成されないため、耐熱鋳鋼の被削性の向上が十分に望めない。また、加工時に、加工誘起マルテンサイトが生じるため、オーステナイト系耐熱鋳鋼の被削性が低下する。一方、その含有量が２．０質量％を超えると、鋳造時に酸化ケイ素（ＳｉＯ２）鋳型との反応により、鋳造品に凹凸が形成されて、肌荒れを起こすことがある。
Ｍｎは、上述した範囲で、オーステナイト組織を安定化させるばかりでなく、オーステナイト組織にＭｎＳからなる快削粒子を生成する。ここで、その含有量が０．８質量％未満では、ＭｎＳからなる快削粒子がオーステナイト組織に十分に生成されないため、耐熱鋳鋼の被削性の向上が十分に望めない。また、加工時に、加工誘起マルテンサイトが生じるため、オーステナイト系耐熱鋳鋼の被削性が低下する。一方、その含有量が２．０質量％を超えると、鋳造時に酸化ケイ素（ＳｉＯ２）鋳型との反応により、鋳造品に凹凸が形成されて、肌荒れを起こすことがある。
＜Ｓ（硫黄）：０．０５〜０．３０質量％＞
Ｓは、上述した範囲で、ＭｎＳからなる快削粒子が形成され、耐熱鋳鋼の被削性を確保することができる。ここで、その含有量が０．０５質量％未満では、ＭｎＳからなる快削粒子がオーステナイト組織に十分に生成されないため、耐熱鋳鋼の被削性の向上が十分に望めない。一方、その含有量が０．３０質量％を超えると、多量の硫化物が生成されるため、熱疲労寿命を低下させてしまう。
Ｓは、上述した範囲で、ＭｎＳからなる快削粒子が形成され、耐熱鋳鋼の被削性を確保することができる。ここで、その含有量が０．０５質量％未満では、ＭｎＳからなる快削粒子がオーステナイト組織に十分に生成されないため、耐熱鋳鋼の被削性の向上が十分に望めない。一方、その含有量が０．３０質量％を超えると、多量の硫化物が生成されるため、熱疲労寿命を低下させてしまう。
＜Ｎｉ（ニッケル）：５〜２０質量％＞
Ｎｉは、上述した範囲で、オーステナイト組織を安定化させることができる。ここで、その含有量が５質量％未満では、耐酸化性の低下およびオーステナイト組織の安定化が低下することで、熱疲労寿命の低下を引き起こす。その含有量が２０質量％を超えると、耐熱鋳鋼の鋳造性は、阻害される。
Ｎｉは、上述した範囲で、オーステナイト組織を安定化させることができる。ここで、その含有量が５質量％未満では、耐酸化性の低下およびオーステナイト組織の安定化が低下することで、熱疲労寿命の低下を引き起こす。その含有量が２０質量％を超えると、耐熱鋳鋼の鋳造性は、阻害される。
＜Ｎ（窒素）：０．３質量％以下＞
Ｎは、上述した範囲で含有した場合、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。ここで、その含有量が０．３質量％を超えると、歩留まりが極端に低下して、ガス欠陥の原因となる。また、上述した効果を得ようとした場合、その含有量は０．０５質量％以上であることが好ましく、０．０９質量％以上であることがさらに好ましい。
Ｎは、上述した範囲で含有した場合、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。ここで、その含有量が０．３質量％を超えると、歩留まりが極端に低下して、ガス欠陥の原因となる。また、上述した効果を得ようとした場合、その含有量は０．０５質量％以上であることが好ましく、０．０９質量％以上であることがさらに好ましい。
＜Ｚｒ（ジルコニウム）：０．０１〜０．２０質量％＞
Ｚｒは、上述した範囲で、オーステナイト結晶粒が微細化され、結晶粒界に偏析するＣｒ（クロム）を分散させ、オーステナイト組織の安定化を図ることができる。また、結晶粒の微細化によってＭｎＳがオーステナイト組織中に細かく分散され、被削性が向上する。
Ｚｒは、上述した範囲で、オーステナイト結晶粒が微細化され、結晶粒界に偏析するＣｒ（クロム）を分散させ、オーステナイト組織の安定化を図ることができる。また、結晶粒の微細化によってＭｎＳがオーステナイト組織中に細かく分散され、被削性が向上する。
ここで、その含有量が０．０１質量％未満では、オーステナイト結晶粒の細粒化による被削性改善効果が見込めない。一方、その含有量が０．２０質量％を超えると、オーステナイト結晶粒の過剰な細粒化により高温強度が低下する。また、Ｚｒ酸化物がスラグとして鋳造品にかみ込み、鋳造品質を低下させることがある。
＜Ｃｅ（セリウム）：０．０１〜０．１０質量％＞
Ｃｅは、上述した範囲で、オーステナイト組織にＣｅＳからなる快削粒子を生成する。ここで、その含有量が０．０１質量％未満では、ＣｅＳからなる快削粒子がオーステナイト組織に十分に生成されないため、耐熱鋳鋼の被削性の向上が十分に望めない。一方、その含有量が０．１０質量％を超えると、Ｃｅ酸化物が酸化物系介在物として鋳造品にかみ込み、鋳造品質を低下させることがある。
Ｃｅは、上述した範囲で、オーステナイト組織にＣｅＳからなる快削粒子を生成する。ここで、その含有量が０．０１質量％未満では、ＣｅＳからなる快削粒子がオーステナイト組織に十分に生成されないため、耐熱鋳鋼の被削性の向上が十分に望めない。一方、その含有量が０．１０質量％を超えると、Ｃｅ酸化物が酸化物系介在物として鋳造品にかみ込み、鋳造品質を低下させることがある。
以下に示すＣｒ，Ｎｂ，およびＭｏは、オーステナイト組織中に炭化物を形成する炭化物形成元素であり、オーステナイト系耐熱鋳鋼には、少なくともＣｒを後述する範囲で含有している。オーステナイト系耐熱鋳鋼にはＮｂおよびＭｏは、必ずしも含有させなくてもよいが、これらの元素のいずれか一方を、後述する範囲で含有させた場合には、オーステナイト系耐熱鋳鋼の高温強度および高温耐力を高めることができる。特に、オーステナイト系耐熱鋳鋼に、Ｎｂを後述する範囲で含有すれば、Ｍｏを含有させる場合に比べて、オーステナイト系耐熱鋳鋼のクリープ強度をも高めることができる。以下に、Ｃｒ，Ｎｂ，およびＭｏの各成分の働きを説明する。
＜（ｉ）Ｃｒ（クロム）：１４〜２４質量％＞
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り、オーステナイト系耐熱鋳鋼に含有すべき必須の元素である。ここで、その含有量が１４質量％未満では耐酸化性の効果が低下する。一方、その含有量が２４質量％を超えると、Ｃｒ炭化物からなる硬質粒子が過剰に晶出することにより、オーステナイト組織の硬さが増加する。これにより、耐熱鋳鋼の被削性が低下してしまう。
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り、オーステナイト系耐熱鋳鋼に含有すべき必須の元素である。ここで、その含有量が１４質量％未満では耐酸化性の効果が低下する。一方、その含有量が２４質量％を超えると、Ｃｒ炭化物からなる硬質粒子が過剰に晶出することにより、オーステナイト組織の硬さが増加する。これにより、耐熱鋳鋼の被削性が低下してしまう。
＜（ｉｉ）Ｎｂ（ニオブ）：１．５質量％以下＞
Ｎｂは、オーステナイト系耐熱鋳鋼に含有するに好ましい元素であり、上述した範囲で含有した場合、オーステナイト組織中に微細なニオブ炭化物（ＮｂＣ）を形成し、耐熱性（高温強度、クリープ強度、熱疲労寿命）向上効果が見込める。特にＮｂ添加によりクリープ強度が大きく向上する。ここで、含有量が１．５質量％を超えると、硬質粒子ＮｂＣの過剰な生成により被削性を低下させる。また、上述した効果を得ようとした場合、その含有量は０．０１質量％以上であることが好ましく、０．３質量％以上であることがさらに好ましい。
Ｎｂは、オーステナイト系耐熱鋳鋼に含有するに好ましい元素であり、上述した範囲で含有した場合、オーステナイト組織中に微細なニオブ炭化物（ＮｂＣ）を形成し、耐熱性（高温強度、クリープ強度、熱疲労寿命）向上効果が見込める。特にＮｂ添加によりクリープ強度が大きく向上する。ここで、含有量が１．５質量％を超えると、硬質粒子ＮｂＣの過剰な生成により被削性を低下させる。また、上述した効果を得ようとした場合、その含有量は０．０１質量％以上であることが好ましく、０．３質量％以上であることがさらに好ましい。
＜Ｍｏ（モリブデン）：３．０質量％以下＞
Ｍｏは、オーステナイト系耐熱鋳鋼に含有するに好ましい元素であり、上述した範囲で含有した場合、高温加熱時のモリブデン炭化物の析出強化により耐熱性（高温強度、クリープ強度、熱疲労寿命）向上効果が見込める。ここで、その含有量が３．０質量％を超えると、ＭｏＣからなる硬質粒子が過剰に生成されるので、耐熱鋳鋼の被削性が低下してしまう。また、上述した効果を得ようとした場合、その含有量は０．００８質量％以上であることが好ましく、１質量％以上であることがさらに好ましい。
Ｍｏは、オーステナイト系耐熱鋳鋼に含有するに好ましい元素であり、上述した範囲で含有した場合、高温加熱時のモリブデン炭化物の析出強化により耐熱性（高温強度、クリープ強度、熱疲労寿命）向上効果が見込める。ここで、その含有量が３．０質量％を超えると、ＭｏＣからなる硬質粒子が過剰に生成されるので、耐熱鋳鋼の被削性が低下してしまう。また、上述した効果を得ようとした場合、その含有量は０．００８質量％以上であることが好ましく、１質量％以上であることがさらに好ましい。
＜その他の元素＞
不可避不純物の一つとして含有されるＰは、０．０５質量％以下であることが好ましい。含有量がこれを超えると、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。また、含有量がこれを超えると、鋳造割れの原因となる。
不可避不純物の一つとして含有されるＰは、０．０５質量％以下であることが好ましい。含有量がこれを超えると、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。また、含有量がこれを超えると、鋳造割れの原因となる。
本実施形態では、上述した範囲の元素を鉄に含有させることにより、耐熱性と被削性との双方に優れたオーステナイト系耐熱鋳鋼となる。特に、本実施形態に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼は、Ｎｉの含有量を適切な量としたことにより、オーステナイト組織を安定させ、耐熱鋳鋼の耐熱性（熱疲労寿命）を向上させることができる。
ここで、Ｎｉ量を上述した範囲で含有すれば、一般的にはオーステナイト組織に固溶するＣが少なくなり、Ｃｒと結びつくＣが多くなるので、Ｃｒ炭化物などの金属炭化物からなる硬質粒子が生成されやすい。しかしながら、本実施形態では、これらの硬質粒子の生成量が制限されるように、Ｃ、Ｃｒ、Ｎｂ、およびＭｏの量を特定し、上述した耐熱性を損なわない範囲で、Ｍｎ、Ｓ、Ｚｒ、およびＣｅを含有させたので、耐熱鋳鋼の被削性を向上させることができる。
２．耐熱性に寄与する各成分の相関関係について
上述した各元素の含有量から、オーステナイト系耐熱鋳鋼の耐熱性を評価あるいは推定するために各成分の相関関係を特定した。
上述した各元素の含有量から、オーステナイト系耐熱鋳鋼の耐熱性を評価あるいは推定するために各成分の相関関係を特定した。
ここで発明者らは、オーステナイト系耐熱鋳鋼に対して、後述するひずみ制御により熱疲労試験を行ったとき、耐熱鋳鋼に作用する繰り返し応力の最大値（最大応力）σｍａｘと、破断時の繰り返し数（熱疲労寿命）Ｎｆとに、一定の相関関係があることに着眼した。具体的には、熱疲労試験を行った際に、オーステナイト系耐熱鋳鋼の最大応力σｍａｘが増加するにしたがって、その熱疲労寿命Ｎｆが低下する。
そこで、発明者らは、オーステナイト系耐熱鋳鋼の最大応力σｍａｘに影響を与える元素として、Ｃ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、およびＮｂに着眼した。そして、これら元素がオーステナイト系耐熱鋳鋼に含有する量をパラメータとして、これらのパラメータから熱疲労試験で得られる最大応力σｍａｘとなるように、重回帰分析により以下の（１）式（回帰式）を算出した。
Ｐσ＝３９９．２５＋１２９．７８Ｃ−１．７５Ｎｉ−６．２３Ｃｒ−９．８８Ｍｏ−２６．８８Ｎｂ…（１）
Ｐσ＝３９９．２５＋１２９．７８Ｃ−１．７５Ｎｉ−６．２３Ｃｒ−９．８８Ｍｏ−２６．８８Ｎｂ…（１）
（１）式の左辺のＰσは、最大応力σｍａｘに相当するパラメータ（指標値）である。（１）式の右辺は、Ｃ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、およびＮｂの含有量（質量％）を、パラメータとして表した数式であり、この数式に示す元素記号に相当する元素の含有量の値を代入すると、最大応力σｍａｘに相当するＰσの値を算出することができる。ここで、右辺で示された元素の係数は、最大応力σｍａｘに寄与する程度を示したものである。
発明者らの後述する熱疲労試験から、最大応力σｍａｘが３１５ＭＰａ以下で、熱疲労寿命が４００回（サイクル）を超えることから、Ｐσ≦３１０の条件を満たすことが好ましいことがわかった。したがって、Ｐσ≦３１０の条件を満たすように、Ｃ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、およびＮｂの含有量を特定することにより、オーステナイト系耐熱鋳鋼の熱疲労寿命を向上させることができると考えられる。
３．被削性に寄与する各成分の相関関係について
上述した各元素の含有量から、オーステナイト系耐熱鋳鋼の被削性を評価あるいは推定するために各成分の相関関係を特定した。
上述した各元素の含有量から、オーステナイト系耐熱鋳鋼の被削性を評価あるいは推定するために各成分の相関関係を特定した。
発明者らは、オーステナイト系耐熱鋳鋼の被削性試験を行い、試験に用いた刃具の摩耗量Ｖｂを測定した。次に、刃具の摩耗量Ｖｂに影響を与える元素として、刃具の摩耗を促進させる元素Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、およびＮｂの群にと、オーステナイト系耐熱鋳鋼の被削性を向上させる元素Ｓ、Ｚｒ、およびＣｅの群にと分類した。これら元素がオーステナイト系耐熱鋳鋼に含有する量をパラメータとして、これらのパラメータから摩耗量Ｖｂとなるように、重回帰分析により以下の（２）式（回帰式）を算出した。
Ｐｍ＝（０．００３８Ｎｉ＋０．１１９Ｃ＋０．００１４Ｃｒ＋０．０１３６Ｍｏ＋０．０３４４Ｎｂ）−（０．３１２９Ｓ＋０．０３５３Ｚｒ＋０．２９６６Ｃｅ）−０．０４２２５…（２）
Ｐｍ＝（０．００３８Ｎｉ＋０．１１９Ｃ＋０．００１４Ｃｒ＋０．０１３６Ｍｏ＋０．０３４４Ｎｂ）−（０．３１２９Ｓ＋０．０３５３Ｚｒ＋０．２９６６Ｃｅ）−０．０４２２５…（２）
ここで、（２）式の左辺のＰｍは、摩耗量Ｖｂに相当するパラメータ（指標値）である。（２）式の右辺は、Ｎｉ、Ｃ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｓ、Ｚｒ、およびＣｅの含有量（質量％）を、パラメータとして表した数式であり、この数式に示す元素記号に相当する元素の含有量の値を代入すると、摩耗量Ｖｂに相当するＰｍ（指標値）を算出することができる。
ここで、右辺に示された元素の係数のうち、Ｎｉ、Ｃ、Ｃｒ、Ｍｏ、およびＮｂの係数は、摩耗量の増加に寄与する程度を示したものであり、Ｓ、Ｚｒ、およびＣｅの係数は、摩耗量の減少に寄与する程度を示したものである。
ここで、発明者らの後述する被削性試験から、刃具摩耗量Ｖｂが０．１４ｍｍ以下で、被削性が良好であると判断でき、この場合Ｐｍ≦０．０９の関係を満たすことが好ましい。Ｐｍ≦０．０９となるように、Ｎｉ、Ｃ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｓ、Ｚｒ、およびＣｅの含有量を特定することにより、オーステナイト系耐熱鋳鋼の被削性を向上させることができると考えられる。
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１〜１１］
実施例１〜１１では、以下に示すようにしてオーステナイト系耐熱鋳鋼（以下、耐熱鋳鋼という）からなる試験片を作製した。具体的には、表１に示す組成を持つ、Ｆｅをベースとした（残部がＦｅおよび不可避不純物からなる）耐熱鋳鋼の出発材料となる試料２０ｋｇを準備し、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、１５００〜１５３０℃で２５ｍｍ×４２ｍｍ×２３０ｍｍの砂型鋳型（余熱なし）に注湯し凝固させて、Ｙ型Ｂ号ブロック（ＪＩＳ規格）の耐熱鋳鋼のブロック片を得た。このブロック片から後述する試験ごとに試験片を切り出した。
［実施例１〜１１］
実施例１〜１１では、以下に示すようにしてオーステナイト系耐熱鋳鋼（以下、耐熱鋳鋼という）からなる試験片を作製した。具体的には、表１に示す組成を持つ、Ｆｅをベースとした（残部がＦｅおよび不可避不純物からなる）耐熱鋳鋼の出発材料となる試料２０ｋｇを準備し、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、１５００〜１５３０℃で２５ｍｍ×４２ｍｍ×２３０ｍｍの砂型鋳型（余熱なし）に注湯し凝固させて、Ｙ型Ｂ号ブロック（ＪＩＳ規格）の耐熱鋳鋼のブロック片を得た。このブロック片から後述する試験ごとに試験片を切り出した。
実施例１〜１１に係る耐熱鋳鋼の各成分の範囲は、Ｃ：０．１〜０．４質量％、Ｓｉ：０．８〜２．５質量％、Ｍｎ：０．８〜２．０質量％、Ｓ：０．０５〜０．３０質量％、Ｎｉ：５〜２０質量％、Ｎ：０．３質量％以下、Ｚｒ：０．０１〜０．２０質量％、Ｃｅ：０．０１〜０．１０質量％、下記（ｉ）〜（ｉｉｉ）の群から選択される、少なくとも（ｉ）を含む一種以上、（ｉ）Ｃｒ：１４〜２４質量％、（ｉｉ）Ｎｂ：１．５質量％以下、（ｉｉｉ）Ｍｏ：３．０質量％以下、および、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる。
なお、実施例２に係る耐熱鋳鋼は、実施例１に比べて、Ｍｏの代わりにＮｂを添加し、ＮｂＣを生成させることで耐熱性を高めており、ＮｂＣが生成されることによる鋳鋼の被削性の低下を抑えるべく、Ｃｅを増量し、ＣｅＳを増加させている。
実施例３に係る耐熱鋳鋼は、実施例１に比べて、Ｃｅを増量することにより、ＣｅＳを増加させ、被削性を確保している。
実施例４に係る耐熱鋳鋼は、実施例１に比べて、Ｍｏの代わりにＮｂを添加し、ＮｂＣによる耐熱性を確保し、Ｃｅを増量することにより、ＣｅＳを増加させ、被削性を確保している。
実施例５に係る耐熱鋳鋼は、実施例１に比べて、Ｎｉを減量，Ｃｒを減量した代わりに、Ｍｏを増量すること、Ｎｂを添加することで耐熱性を確保している。さらにＣｒ炭化物の含有量低減により、Ｃｒ炭化物（Ｃｒ７Ｃ３，Ｃｒ２３Ｃ６）の低減を図り被削性を確保している。
実施例６に係る耐熱鋳鋼は、実施例１に比べて、Ｎｉを減量、Ｃｒを減量した代わりに、Ｓｉを増量することで耐熱性（耐酸化性）を確保している。さらにＣｒ炭化物の含有量低減により、Ｃｒ炭化物（Ｃｒ７Ｃ３，Ｃｒ２３Ｃ６）の低減を図り被削性を確保している。
実施例７〜９に係る耐熱鋳鋼は、実施例１に比べて、オーステナイト安定化元素であるＮｉを減量し、オーステナイト安定化元素である安価なＭｎを増量し、オーステナイトの安定化を確保し、耐熱性を確保している。
特に、実施例７〜９では、実施例１に比べて、Ｎｉを減量，Ｃｒを減量した代わりに、Ｎｂを添加したことで耐熱性を確保している。さらにＣｒ炭化物の含有量低減により、Ｃｒ炭化物（Ｃｒ７Ｃ３，Ｃｒ２３Ｃ６）の低減を図り被削性を確保している。
実施例１０は、実施例１に比べて、Ｃを増量し、Ｎｂをさらに添加することで耐熱性を確保しつつ、Ｍｎの増量と、Ｚｒ、Ｃｅの増量により、実施例１と同等の被削性を確保している。
実施例１１は、実施例１に比べて、オーステナイト安定化元素であるＮｉを減量し、代わりにオーステナイト安定化元素である安価なＭｎを増量してオーステナイトの安定化を確保し、それにより耐熱性を確保している。さらにＣｒ炭化物の含有量低減により、Ｃｒ炭化物（Ｃｒ７Ｃ３，Ｃｒ２３Ｃ６）の低減を図り被削性を確保している。
［比較例１〜１３］
実施例１と同じように、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、実施例１と同じ形状の試験片を切り出した。なお、これらの比較例１〜１３は、本発明の各元素のうち、以下に示すように、いくつかの元素が、本発明の含有量の範囲から外れている。なお、Ｎｂ，Ｍｏは、上述したように、本発明において、選択的に添加されるべき元素である。
実施例１と同じように、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、実施例１と同じ形状の試験片を切り出した。なお、これらの比較例１〜１３は、本発明の各元素のうち、以下に示すように、いくつかの元素が、本発明の含有量の範囲から外れている。なお、Ｎｂ，Ｍｏは、上述したように、本発明において、選択的に添加されるべき元素である。
比較例１の耐熱鋳鋼は、ＺｒおよびＣｅを含有させていない。
比較例２の耐熱鋳鋼は、Ｃｅを含有させず、Ｚｒ含有量が本発明の範囲よりも多い。
比較例３の耐熱鋳鋼は、ＺｒおよびＣｅを含有させず、Ｓの含有量が本発明の範囲よりも少ない。
比較例２の耐熱鋳鋼は、Ｃｅを含有させず、Ｚｒ含有量が本発明の範囲よりも多い。
比較例３の耐熱鋳鋼は、ＺｒおよびＣｅを含有させず、Ｓの含有量が本発明の範囲よりも少ない。
比較例４，５の耐熱鋳鋼は、Ｃｒの含有量が本発明の範囲よりも多い。
比較例６の耐熱鋳鋼は、ＺｒおよびＣｅを含有させず、ＣおよびＣｒの含有量が本発明の範囲よりも多く、ＭｎおよびＳの含有量が本発明の範囲よりも少ない。
比較例７の耐熱鋳鋼は、ＺｒおよびＣｅを含有させず、ＮｉおよびＣｒの含有量が本発明の範囲よりも多く、Ｓの含有量が本発明の範囲よりも少ない。
比較例６の耐熱鋳鋼は、ＺｒおよびＣｅを含有させず、ＣおよびＣｒの含有量が本発明の範囲よりも多く、ＭｎおよびＳの含有量が本発明の範囲よりも少ない。
比較例７の耐熱鋳鋼は、ＺｒおよびＣｅを含有させず、ＮｉおよびＣｒの含有量が本発明の範囲よりも多く、Ｓの含有量が本発明の範囲よりも少ない。
比較例８の耐熱鋳鋼は、ＺｒおよびＣｅを含有させず、ＮｉおよびＣｒの含有量が本発明の範囲よりも多く、ＭｎおよびＳの含有量が本発明の範囲よりも少ない。なお、Ｎｉの含有量が本発明の範囲より多いので、凝固時の引け性（収縮）が阻害されるおそれがある。
比較例９の耐熱鋳鋼は、Ｎ、ＺｒおよびＣｅを含有させず、Ｃｒの含有量が本発明の範囲よりも多く、ＭｎおよびＳの含有量が本発明の範囲よりも少ない。
比較例９の耐熱鋳鋼は、Ｎ、ＺｒおよびＣｅを含有させず、Ｃｒの含有量が本発明の範囲よりも多く、ＭｎおよびＳの含有量が本発明の範囲よりも少ない。
比較例１０の耐熱鋳鋼は、ＮおよびＣｅを含有させず、Ｃｒの含有量が本発明の範囲よりも多く、ＭｎおよびＳの含有量が本発明の範囲よりも少ない。
比較例１１の耐熱鋳鋼は、ＺｒおよびＣｅを含有させず、ＮｉおよびＣｒの含有量が本発明の範囲よりも多く、ＭｎおよびＳの含有量が本発明の範囲よりも少ない。
比較例１１の耐熱鋳鋼は、ＺｒおよびＣｅを含有させず、ＮｉおよびＣｒの含有量が本発明の範囲よりも多く、ＭｎおよびＳの含有量が本発明の範囲よりも少ない。
比較例１２の耐熱鋳鋼は、Ｃｅを含有させず、ＮｉおよびＣｒの含有量が本発明の範囲よりも多く、ＭｎおよびＳの含有量が本発明の範囲よりも少ない。
比較例１３の耐熱鋳鋼は、Ｃｅを含有させず、Ｃｒの含有量が本発明の範囲よりも多い。
比較例１３の耐熱鋳鋼は、Ｃｅを含有させず、Ｃｒの含有量が本発明の範囲よりも多い。
＜各元素の元素量の確認＞
表１に示す耐熱鋳鋼の炭素および硫黄の含有量を、高周波燃焼−赤外線式炭素・硫黄分析装置（堀場製作所製 ＥＭＩＡ−３２００）を用いて測定した。具体的には、タングステン助燃剤（チップ状：炭素含有率０．０１％以下）、過塩素酸マグネシウム（無水：粒径０．７〜１．２ｍｍ）、およびアスカライトからなる試料を準備した。この試料と各耐熱鋳鋼を、酸素（純度が９９．９９９％以上の乾燥酸素）の雰囲気下において、高周波るつぼ（セラミックるつぼ）内で溶融し測定を行った。なお、ダストフィルタには、ガラスウールを用いた。
表１に示す耐熱鋳鋼の炭素および硫黄の含有量を、高周波燃焼−赤外線式炭素・硫黄分析装置（堀場製作所製 ＥＭＩＡ−３２００）を用いて測定した。具体的には、タングステン助燃剤（チップ状：炭素含有率０．０１％以下）、過塩素酸マグネシウム（無水：粒径０．７〜１．２ｍｍ）、およびアスカライトからなる試料を準備した。この試料と各耐熱鋳鋼を、酸素（純度が９９．９９９％以上の乾燥酸素）の雰囲気下において、高周波るつぼ（セラミックるつぼ）内で溶融し測定を行った。なお、ダストフィルタには、ガラスウールを用いた。
表１に示す耐熱鋳鋼の窒素の含有量を、酸素・窒素分析装置（ＬＥＣＯ製 ＴＣ−４３６型）を用いて測定した。具体的には、アンヒドロン（過塩素酸マグネシウム）、およびアスカライト（炭酸ガス吸収剤）、酸化銅（粒状）、金属銅（リボン状）からなる試料を準備した。この試料と各耐熱鋳鋼を、ヘリウム（９９．９９質量％未満）、アルゴン（９９．９９質量％未満）を混合した混合ガス雰囲気下において、黒鉛るつぼ内で溶融し、窒素の測定を行った。なお、ダストフィルタには、ガラスウールを用いた。
表１に示す耐熱鋳鋼の珪素の含有量を二酸化珪素重量法により測定した。具体的には、各耐熱鋳鋼からなる試料を王水で分解し、過塩素酸を加え加熱蒸発して珪素を不溶性二酸化珪素とし、濾過後過強熱して恒量とし、次にフッ化水素酸を加えて二酸化珪素を蒸発揮散させ、その減量から珪素を定量した。また、表１に示す耐熱鋳鋼のその他の元素の含有量は、一般的なＩＰＣ発光分析法により分析した。
＜熱疲労試験＞
実施例１〜１１および比較例１〜１３に係る耐熱鋳鋼の試験片に対して、油圧式熱疲労試験機（島津製作所製サーボパルサ）および冷却機能付き高周波コイルを用いて、熱疲労試験を実施した。これらの試験片として、直径１０ｍｍ、長さ２０ｍｍの平行部を有したダンベル型丸棒中実試験片（ｎ＝１）を、上述したＹ型Ｂ号ブロックから切り出した。
実施例１〜１１および比較例１〜１３に係る耐熱鋳鋼の試験片に対して、油圧式熱疲労試験機（島津製作所製サーボパルサ）および冷却機能付き高周波コイルを用いて、熱疲労試験を実施した。これらの試験片として、直径１０ｍｍ、長さ２０ｍｍの平行部を有したダンベル型丸棒中実試験片（ｎ＝１）を、上述したＹ型Ｂ号ブロックから切り出した。
図９Ａに示すように、試験片の加熱温度を、２００〜１０００℃の台形波の温度プロフィールとなるように制御し（１サイクル１１分）、試験片の拘束条件を５０％拘束条件、逆位相（Ｏｕｔ−Ｏｆ−Ｐｈａｓｅ）でのひずみ制御により繰り返し試験を実施した。ここで、５０％拘束条件とは、試験片を加熱したときの熱膨張量ΔＬのひずみ量の５０％で試験片を拘束したものであり、温度が増加するに従って、圧縮側にひずみが増加するようにひずみ制御を行っている。
これにより、図９Ｂに示すように、各サイクル毎に応力ひずみヒステリシスループが得られ、すべてのサイクルのうち最も大きい応力、繰り返し応力の最大値（最大応力）σｍａｘを測定した。なお、図９Ｂには、塑性ひずみεｐ、全ひずみεＴ、繰り返し応力の最小値（最小応力）σｍｉｎも合わせて示した。そして、図９Ｃには、応力が最大応力σｍａｘから２５％低下した時点でのサイクル数を熱疲労寿命Ｎｆとした。
表２に、実施例１〜１１および比較例１〜１３に係る耐熱鋳鋼の最大応力σｍａｘと熱疲労寿命Ｎｆとの測定結果を示した。さらに、図１に、実施例１〜１１および比較例１〜１３に係る耐熱鋳鋼の繰り返し応力の最大値と、熱疲労寿命との関係を示した。
＜被削性試験＞
実施例１〜１０および比較例１〜８，１３に係る耐熱鋳鋼の試験片に対して、被削性試験を行った。試験片として、直径６６ｍｍ、長さ１９０ｍｍの丸棒形状の試験片（ｎ＝１）を、上述したＹ型Ｂ号ブロックから切り出した。
実施例１〜１０および比較例１〜８，１３に係る耐熱鋳鋼の試験片に対して、被削性試験を行った。試験片として、直径６６ｍｍ、長さ１９０ｍｍの丸棒形状の試験片（ｎ＝１）を、上述したＹ型Ｂ号ブロックから切り出した。
試験片を片側クランプ固定し、もう一方を回転冶具のセンター穴に支持し、試験片を刃具で旋削加工（切削加工）を行った。旋削加工の試験片の周速は、１２５ｍ／分であり、２ｋｍ加工した時点での刃具の逃げ面における刃具摩耗量Ｖｂを測定した。表２および図２に実施例１〜１０および比較例１〜８，１３に係る耐熱鋳鋼の試験片の刃具摩耗量Ｖｂを示した。
＜Ｃｒ７Ｃ３の生成量とおよびＮｂの生成量＞
実施例１〜３、実施例５、および比較例３〜８に係る耐熱鋳鋼の各成分の添加量から、耐熱鋳鋼に生成されるＣｒ７Ｃ３とＣｒ２３Ｃ６の生成量とおよびＮｂＣの生成量を平衡状態図から解析（統合型熱力学計算ソフト（Ｔｈｅｒｍｏ−Ｃａｌｃ．）Ｔｈｅｒｍｏ−Ｃａｌｃ社製市販ソフト）により算出した。この結果、表１に示す。また、図３に、Ｃｒ７Ｃ３とＣｒ２３Ｃ６の生成量、およびＮｂＣの生成量の総量（炭化物の量）と刃具摩耗量との関係を示した。
実施例１〜３、実施例５、および比較例３〜８に係る耐熱鋳鋼の各成分の添加量から、耐熱鋳鋼に生成されるＣｒ７Ｃ３とＣｒ２３Ｃ６の生成量とおよびＮｂＣの生成量を平衡状態図から解析（統合型熱力学計算ソフト（Ｔｈｅｒｍｏ−Ｃａｌｃ．）Ｔｈｅｒｍｏ−Ｃａｌｃ社製市販ソフト）により算出した。この結果、表１に示す。また、図３に、Ｃｒ７Ｃ３とＣｒ２３Ｃ６の生成量、およびＮｂＣの生成量の総量（炭化物の量）と刃具摩耗量との関係を示した。
＜結果１＞
ここで、図１に示すように、実施例１〜１１、比較例３〜１３に係る耐熱鋳鋼の熱疲労寿命が４００サイクル以上であったが、比較例１、２に係る耐熱鋳鋼の熱疲労寿命は、４００サイクル未満であった。一方、図２に示すように、実施例１〜１０に係る耐熱鋳鋼に対する刃具摩耗量は、比較例３〜８、比較例１３のものに比べて、小さかった。なお、比較例９〜１２に係る耐熱鋳鋼については、被削性試験を行っていない。しかしながら、比較例９〜１２に係る耐熱鋳鋼では、実施例１〜１１よりもＣｒの含有量が多い（２４質量％を超えている）ためＣｒ炭化物からなる硬質粒子が生成され易い。これに加え、比較例９〜１２に係る耐熱鋳鋼では、実施例１〜１１よりも快削元素であるＳの量が少なく、Ｃｅが添加されていないので、実施例１〜１１よりも、被削性が低いことは明らかである。
ここで、図１に示すように、実施例１〜１１、比較例３〜１３に係る耐熱鋳鋼の熱疲労寿命が４００サイクル以上であったが、比較例１、２に係る耐熱鋳鋼の熱疲労寿命は、４００サイクル未満であった。一方、図２に示すように、実施例１〜１０に係る耐熱鋳鋼に対する刃具摩耗量は、比較例３〜８、比較例１３のものに比べて、小さかった。なお、比較例９〜１２に係る耐熱鋳鋼については、被削性試験を行っていない。しかしながら、比較例９〜１２に係る耐熱鋳鋼では、実施例１〜１１よりもＣｒの含有量が多い（２４質量％を超えている）ためＣｒ炭化物からなる硬質粒子が生成され易い。これに加え、比較例９〜１２に係る耐熱鋳鋼では、実施例１〜１１よりも快削元素であるＳの量が少なく、Ｃｅが添加されていないので、実施例１〜１１よりも、被削性が低いことは明らかである。
ここで、比較例３〜８に係る耐熱鋳鋼は、実施例１〜１１に比べて、被削性を向上させる快削元素であるＳの含有量が少なく、ＺｒおよびＣｅは含有していないので、図３に示すように、実施例１〜３および５のものに比べて、刃具摩耗量が多い。また比較例４は発明の範囲から外れている元素はＣｒのみであるが、他の元素のバランスから後述するパラメータＰｍが大きく外れているため、その結果被削性が劣っていると推定される。
＜Ｐσについて＞
ここで、図１に示すように、実施例１〜１１、比較例１〜１３に示す耐熱鋳鋼に作用する繰り返し応力の最大値（最大応力）σｍａｘと、破断時の繰り返し数（熱疲労寿命）Ｎｆとに、一定の相関関係があり、耐熱鋳鋼の最大応力σｍａｘが増加するにしたがって、その疲労寿命Ｎｆが低下している。
ここで、図１に示すように、実施例１〜１１、比較例１〜１３に示す耐熱鋳鋼に作用する繰り返し応力の最大値（最大応力）σｍａｘと、破断時の繰り返し数（熱疲労寿命）Ｎｆとに、一定の相関関係があり、耐熱鋳鋼の最大応力σｍａｘが増加するにしたがって、その疲労寿命Ｎｆが低下している。
そこで、耐熱鋳鋼の最大応力σｍａｘに影響を与える元素として、Ｃ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、およびＮｂを選び、耐熱鋳鋼の最大応力σｍａｘに関して、これらの元素の相互作用を検討した。具体的には、これら元素が耐熱鋳鋼に含有する量をパラメータとして、最大応力σｍａｘに応じた指標値が算出されるように、重回帰分析により以下の（１）式（回帰式）を算出した。
Ｐσ＝３９９．２５＋１２９．７８Ｃ−１．７５Ｎｉ−６．２３Ｃｒ−９．８８Ｍｏ−２６．８８Ｎｂ…（１）
Ｐσ＝３９９．２５＋１２９．７８Ｃ−１．７５Ｎｉ−６．２３Ｃｒ−９．８８Ｍｏ−２６．８８Ｎｂ…（１）
この式から、実施例１〜１１、比較例１〜１３に係る耐熱鋳鋼のＰσを算出した。この結果を、表１に示す。なお、図４に、実施例１〜１１および比較例１〜１３に係る耐熱鋳鋼のＰσと繰り返し応力の最大値（最大応力）σｍａｘとの関係を示す。図４からも明らかなように、Ｐσと最大応力σｍａｘとの関係は、略線形であり、Ｃ、Ｎｉ，Ｃｒ、Ｍｏ、及びＮｂの含有量から、（１）式を用いてＰσを算出すれば、最大応力σｍａｘに相当する値を得ることができる。
図５は、実施例１〜１１および比較例１〜１３に係る耐熱鋳鋼のＰσと破断時の繰り返し数（熱疲労寿命）Ｎｆとの関係を示している。図５に示すように、Ｐσ≦３１０を満たす実施例１〜１１は、確実に、熱疲労寿命Ｎｆを向上させることができる。さらに比較例３〜１３もＰσ≦３１０を満たしているので、熱疲労寿命Ｎｆは向上している。ただし、含有元素の内いずれかが本発明の成分範囲から外れているため、熱疲労寿命以外の特性については劣っている。従って、熱疲労寿命に限れば、Ｐσの値によって特性を評価または推定することが可能である。
＜Ｐｍについて＞
次に、刃具の摩耗量Ｖｂに影響を与える元素として、摩耗を促進させる元素Ｎｉ、Ｃ、Ｃｒ、Ｍｏ、およびＮｂの群と、被削性を向上させる元素Ｓ、Ｚｒ、およびＣｅの群とに分類した。これら元素が耐熱鋳鋼に含有する量をパラメータとして、これらのパラメータから、実施例１〜１０および比較例１〜８および１３の刃具摩耗量Ｖｂとなるように、重回帰分析により以下の（２）式（回帰式）を算出した。
Ｐｍ＝（０．００３８Ｎｉ＋０．１１９Ｃ＋０．００１４Ｃｒ＋０．０１３６Ｍｏ＋０．０３４４Ｎｂ）−（０．３１２９Ｓ＋０．０３５３Ｚｒ＋０．２９６６Ｃｅ）−０．０４２２５…（２）
次に、刃具の摩耗量Ｖｂに影響を与える元素として、摩耗を促進させる元素Ｎｉ、Ｃ、Ｃｒ、Ｍｏ、およびＮｂの群と、被削性を向上させる元素Ｓ、Ｚｒ、およびＣｅの群とに分類した。これら元素が耐熱鋳鋼に含有する量をパラメータとして、これらのパラメータから、実施例１〜１０および比較例１〜８および１３の刃具摩耗量Ｖｂとなるように、重回帰分析により以下の（２）式（回帰式）を算出した。
Ｐｍ＝（０．００３８Ｎｉ＋０．１１９Ｃ＋０．００１４Ｃｒ＋０．０１３６Ｍｏ＋０．０３４４Ｎｂ）−（０．３１２９Ｓ＋０．０３５３Ｚｒ＋０．２９６６Ｃｅ）−０．０４２２５…（２）
この式から、実施例１〜１０および比較例１〜８および１３に係る耐熱鋳鋼のＰｍを算出した。この結果を、表１および図６に示す。図６は、実施例１〜１０および比較例１〜８、１３に係る耐熱鋳鋼のＰｍと刃具の摩耗量との関係を示している。ここで、刃具摩耗量Ｖｂが０．１４ｍｍ以下で、被削性が良好であると判断でき、この場合Ｐｍ≦０．０９の関係を満たすことが好ましい。Ｐｍ≦０．０９となるように、Ｎｉ、Ｃ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｓ、Ｃｒ、およびＣｅの含有量を特定することにより、耐熱鋳鋼の被削性を向上させることができる。
また、比較例１３では、Ｐｍ≦０．０９を満たしても、ＣｒおよびＣｅ等の元素の含有量が、上述した範囲（発明の範囲）から外れているので、実施例１〜１０に比べて、刃具摩耗量Ｖｂが多い。
さらに比較例１、２もＰｍ≦０．０９を満たしているので、被削性（歯具摩耗量Ｖｂ）は向上している。ただし、含有元素の内いずれかが本発明の成分範囲から外れているため、被削性以外の特性については劣っている。従って、被削性に限れば、Ｐｍ値によって特性を評価または推定することが可能である。
＜クリープ試験＞
実施例３および実施例４に係る耐熱鋳鋼の試験片に対し、クリープ試験を行った。これらの試験片として、直径６ｍｍ、長さ３０ｍｍの平行部を有したダンベル型丸棒中実試験片を上述したＹ型Ｂ号ブロック（ＪＩＳ規格）から切り出した。そして１０００℃の高温雰囲気中で試験片両端に引張応力を掛けた状態で、クリープひずみを測定し、時間とクリープひずみの関係（クリープ速度）を把握した。印加した応力は２０ＭＰａと３０ＭＰａの２水準で実施した。この結果を表３および図７に示す。
実施例３および実施例４に係る耐熱鋳鋼の試験片に対し、クリープ試験を行った。これらの試験片として、直径６ｍｍ、長さ３０ｍｍの平行部を有したダンベル型丸棒中実試験片を上述したＹ型Ｂ号ブロック（ＪＩＳ規格）から切り出した。そして１０００℃の高温雰囲気中で試験片両端に引張応力を掛けた状態で、クリープひずみを測定し、時間とクリープひずみの関係（クリープ速度）を把握した。印加した応力は２０ＭＰａと３０ＭＰａの２水準で実施した。この結果を表３および図７に示す。
＜結果２＞
Ｎｂを含有しない実施例３に対し、Ｎｂを含有する実施例４は、１０００℃で１００時間保持した後のクリープひずみすなわちクリープ速度が小さいことが分かる。どちらも前記の試験結果のように熱疲労特性、被削性については同等の特性であるが、クリープ速度についてはＮｂを含有することにより大きく向上している。従って、このクリープ試験の結果から、熱疲労特性だけでなくクリープ速度も向上させたい場合にはＮｂを必須として含有することが好ましいことがわかる。
Ｎｂを含有しない実施例３に対し、Ｎｂを含有する実施例４は、１０００℃で１００時間保持した後のクリープひずみすなわちクリープ速度が小さいことが分かる。どちらも前記の試験結果のように熱疲労特性、被削性については同等の特性であるが、クリープ速度についてはＮｂを含有することにより大きく向上している。従って、このクリープ試験の結果から、熱疲労特性だけでなくクリープ速度も向上させたい場合にはＮｂを必須として含有することが好ましいことがわかる。
［実施例１２〜１５］
実施例７と同じように、耐熱鋳鋼からなる試験片を作製した。実施例１２〜１５が、実施例７と相違する点は、表４に示すようにＺｒの含有量である。試験片は、直径８ｍｍ、長さ１２４ｍｍの平行部を有したダンベル型丸棒中実試験片であり、上述したＹ型Ｂ号ブロックから切り出した。
実施例７と同じように、耐熱鋳鋼からなる試験片を作製した。実施例１２〜１５が、実施例７と相違する点は、表４に示すようにＺｒの含有量である。試験片は、直径８ｍｍ、長さ１２４ｍｍの平行部を有したダンベル型丸棒中実試験片であり、上述したＹ型Ｂ号ブロックから切り出した。
［比較例１４〜１６］
実施例７と同じように、耐熱鋳鋼からなる試験片を作製した。比較例１４〜１６が、実施例７と相違する点は、表４に示すようにＺｒの含有量である。
実施例７と同じように、耐熱鋳鋼からなる試験片を作製した。比較例１４〜１６が、実施例７と相違する点は、表４に示すようにＺｒの含有量である。
＜高温引張試験＞
実施例１２〜１５および比較例１４〜１６の耐熱鋳鋼の試験片（ｎ＝２）を用いて、島津製作所製オートグラフと恒温槽を用い、試験温度９００℃、引張速度０．６ｍｍ／分一定で、高温引張試験を行った。図８および表４に、実施例１２〜１５および比較例１４〜１６の耐熱鋳鋼の引張強度、耐力、伸びを示した。
実施例１２〜１５および比較例１４〜１６の耐熱鋳鋼の試験片（ｎ＝２）を用いて、島津製作所製オートグラフと恒温槽を用い、試験温度９００℃、引張速度０．６ｍｍ／分一定で、高温引張試験を行った。図８および表４に、実施例１２〜１５および比較例１４〜１６の耐熱鋳鋼の引張強度、耐力、伸びを示した。
＜結果３＞
この結果から、実施例１２〜１５に示すように、Ｚｒの含有量が０．０１〜０．２０質量％である場合には、比較例１４〜１６とは異なり、高温強度（引張強度、耐力）が高い。これは、実施例１２〜１５に係る耐熱鋳鋼は、適切な量のＺｒを含有させることにより、オーステナイト結晶粒が微細化され、結晶粒界に偏析するＣｒ（クロム）を分散させ、オーステナイト組織の安定化を図ることができたからであると考えられる。しかしながら、比較例１４〜１６の耐熱鋳鋼の如く、その含有量が０．２０質量％を超えると、オーステナイト結晶粒の過剰な細粒化により高温強度が低下すると考えられる。
この結果から、実施例１２〜１５に示すように、Ｚｒの含有量が０．０１〜０．２０質量％である場合には、比較例１４〜１６とは異なり、高温強度（引張強度、耐力）が高い。これは、実施例１２〜１５に係る耐熱鋳鋼は、適切な量のＺｒを含有させることにより、オーステナイト結晶粒が微細化され、結晶粒界に偏析するＣｒ（クロム）を分散させ、オーステナイト組織の安定化を図ることができたからであると考えられる。しかしながら、比較例１４〜１６の耐熱鋳鋼の如く、その含有量が０．２０質量％を超えると、オーステナイト結晶粒の過剰な細粒化により高温強度が低下すると考えられる。
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 (2)
- Ｃ：０．１〜０．４質量％、
Ｓｉ：０．８〜２．５質量％、
Ｍｎ：０．８〜２．０質量％、
Ｓ：０．０５〜０．３０質量％、
Ｎｉ：５〜２０質量％、
Ｎ：０．３質量％以下、
Ｚｒ：０．０１〜０．２０質量％、
Ｃｅ：０．０１〜０．１０質量％、
下記（ｉ）〜（ｉｉｉ）の群から選択される、少なくとも（ｉ）を含む一種以上、
（ｉ）Ｃｒ：１４〜２４質量％、（ｉｉ）Ｎｂ：１．５質量％以下、（ｉｉｉ）Ｍｏ：３．０質量％以下、
および、残部がＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とするオーステナイト系耐熱鋳鋼。 - 前記（ｉ）に加えさらに前記（ｉｉ）を含む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。
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