WO2022210793A1 - 鉄鋳物 - Google Patents

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WO2022210793A1
WO2022210793A1 PCT/JP2022/015705 JP2022015705W WO2022210793A1 WO 2022210793 A1 WO2022210793 A1 WO 2022210793A1 JP 2022015705 W JP2022015705 W JP 2022015705W WO 2022210793 A1 WO2022210793 A1 WO 2022210793A1
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WO
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heat treatment
mass
casting
heat
examples
Prior art date
Application number
PCT/JP2022/015705
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English (en)
French (fr)
Inventor
拓郎 梅谷
理恵 西尾
保彦 中村
文雄 橋本
Original Assignee
ヒノデホールディングス株式会社
山形精密鋳造株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by ヒノデホールディングス株式会社, 山形精密鋳造株式会社 filed Critical ヒノデホールディングス株式会社
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Priority to JP2023511432A priority patent/JPWO2022210793A1/ja
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium

Definitions

  • the present invention relates to an iron casting manufactured using a ferritic casting material.
  • Patent Document 1 describes providing a heat-resistant cast steel with excellent thermal fatigue resistance. Further, in the abstract of Patent Document 1, the contents of C, Si, Mn, P, S and Cr are respectively 0.10 wt% ⁇ C ⁇ 0.30 wt%, 2.0 wt% ⁇ Si ⁇ 4 0% by weight, 0.3% by weight ⁇ Mn ⁇ 1.0% by weight, P ⁇ 0.04% by weight, S ⁇ 0.30% by weight, 5.0% by weight ⁇ Cr ⁇ 15.0% by weight , and the balance is substantially Fe, and the cast structure of the matrix is a mixed phase structure consisting of ferrite phase and pearlite phase, thereby extending the thermal fatigue life of the heat-resistant cast steel and improving the room temperature elongation. It is described that the thermal fatigue resistance can be improved by
  • One aspect of the present invention is an iron casting obtained by performing a first heat treatment on a heat-treated object cast using a ferritic casting material.
  • the casting material contains 0.0001-0.03 wt% C, 0.001-0.6 wt% Ni, 16.0-21.0 wt% Cr, the balance being Fe and It is an unavoidable element.
  • Performing the first heat treatment includes holding the heat-treated object in a first temperature range of 750 to 1380.degree.
  • the heat treatment target The ferrite phase is crystallized as the main phase in the material. Furthermore, when the liquid phase solidifies in the process of crystallization of the ferrite phase, the solute element dissolved in a non-uniform concentration distribution inside the crystal grain that constitutes the ferrite phase (hereinafter referred to as "inside the crystal grain") By performing the first heat treatment at a temperature of 750 to 1380° C. and maintaining the temperature in the first temperature range of 750 to 1380° C., the solute element is dissolved in the crystal grains with high uniformity.
  • holding the heat-treated object in the first temperature range includes holding the heat-treated object for a first time range of 0.5 to 6.0 hours.
  • the iron casting is preferably obtained by subjecting the heat-treated object to the second heat treatment after the first heat treatment.
  • performing the second heat treatment includes holding the heat-treated object at a second temperature range of 20 to 1080°C.
  • a second heat treatment is performed on the solute elements distributed in the grains of the ferrite phase or at the boundaries of the grains (hereinafter referred to as "grain boundaries"), and held at a second temperature range of 20 to 1080 ° C. controls the segregation of solute elements in grains or grain boundaries.
  • grain boundaries the solute elements distributed in the grains of the ferrite phase or at the boundaries of the grains (hereinafter referred to as "grain boundaries")
  • grain boundaries the solute elements distributed in the grains of the ferrite phase or at the boundaries of the grains
  • holding the heat-treated object in the second temperature range includes holding the heat-treated object for a second time range of 0.3 to 48 hours.
  • the casting material preferably further contains 0.0001 to 0.03% by mass of N.
  • the content of N in the casting material 0.0001 to 0.03% by mass, the amount of solidified segregation of N is reduced, and a small amount of N solidified and segregated in the crystal grains is treated by the first method.
  • the heat treatment can reliably reduce the segregation of N in the crystal grains.
  • the casting material preferably further contains 0.001 to 1.0% by mass of Mn. Precipitation of the austenite phase can be suppressed by setting the Mn content in the casting material to 0.001 to 1.0% by mass. Therefore, it is easy to stabilize the ferrite phase from the normal temperature range to the high temperature range, and it is easy to suppress the phase transformation that accompanies the first heat treatment. Therefore, a decrease in ductility due to phase transformation can be suppressed.
  • the casting material preferably further contains 0.1-0.3% by mass of Ti.
  • the Ti content in the casting material 0.1 to 0.3% by mass, it is possible to refine the crystal grains and increase the proportion of crystal grain boundaries in the ferrite phase. Therefore, it is easy to reduce the segregation concentration of the solute element at the grain boundary. Therefore, it is easy to improve the elongation of iron castings.
  • Another aspect of the present invention is an iron casting obtained by subjecting a heat-treated object cast using a ferritic casting material to a first heat treatment, wherein the first heat treatment includes: An iron casting comprising holding a heat treated object in a first temperature range of 750-1380°C.
  • the iron casting is preferably obtained by subjecting the heat-treated object to the second heat treatment after the first heat treatment.
  • performing the second heat treatment includes holding the heat-treated object at a second temperature range of 20 to 1080°C.
  • FIG. 1 is a diagram showing the compositions of the first embodiment (Examples 1-7) and the second embodiment (Example 8), and the compositions of Comparative Examples 1-2.
  • FIG. 2 shows the heat treatment conditions and mechanical properties of the first embodiment (Examples 1 to 7) and the second embodiment (Example 8), and the heat treatment conditions and mechanical properties of Comparative Examples 1 and 2.
  • FIG. 4 is a diagram showing; FIG. 3A shows the compositions of the third embodiment (Examples 9-43).
  • FIG. 3B shows the compositions of the third embodiment (Examples 44-77).
  • FIG. 3C is a diagram showing the compositions of the fourth embodiment (Examples 78-105) and the compositions of Comparative Examples 3-5.
  • FIG. 4A is a diagram showing the heat treatment conditions and mechanical properties of the third embodiment (Examples 9-43).
  • FIG. 4B is a diagram showing the heat treatment conditions and mechanical properties of the third embodiment (Examples 44-77).
  • FIG. 4C is a diagram showing the heat treatment conditions and mechanical properties of the fourth embodiment (Examples 78-105) and the heat treatment conditions and mechanical properties of Comparative Examples 3-5.
  • the material used to manufacture the iron casting according to the embodiment of the present invention is a ferritic casting material.
  • “Ferritic casting material” means a casting material having a ferrite phase as a main phase.
  • the ferrite phase accounts for 50% or more of the entire structure.
  • the ratio of the ferrite phase in the entire structure is preferably 70% or more, more preferably 80% or more, more preferably 85% or more, more preferably 90% or more, 92 It is more preferably 0.5% or more, more preferably 95% or more, more preferably 97.5% or more, even more preferably 99% or more.
  • casting includes casting by various casting methods such as sand casting, metal mold casting, die casting, and lost wax casting.
  • % by mass of an element means the percentage of the mass of the element with respect to the mass of the ferritic casting material.
  • the notation “X to Y mass % of an element” means that the mass % of the element is X % or more and Y % or less.
  • the "remainder” means the components other than the listed elements among the components constituting the ferritic casting material. Therefore, for example, the notation "including . . . C, . . . Ni, and . , means that components other than Ni and Cr are Fe and inevitable elements.
  • the notation "X to Y ° C.” in the heat treatment conditions means that the holding temperature is X ° C. or more and Y ° C. or less
  • the notation "X to Y hours” means that the holding time is X hours or more and Y hours or less.
  • a first form of a ferritic casting material (hereinafter referred to as "this material") contains 0.0001 to 0.03% by mass of C, 0.001 to 1.0% by mass of Si, and 0.001 to 0.03% by mass of Si.
  • this material contains 0.0001 to 0.03% by mass of C, 0.001 to 1.0% by mass of Si, and 0.001 to 0.03% by mass of Si.
  • a first form of the material contains 0.0001 to 0.03 wt% C.
  • C carbon
  • a first form of the present material contains 0.0001 to 0.03 wt% C.
  • C is fixed together with N as Nb carbonitrides, thereby reducing the formation of Cr carbonitrides. be able to. Therefore, it is possible to suppress the decrease in the Cr content in the ferrite phase. Therefore, deterioration of the corrosion resistance of iron castings can be suppressed.
  • the upper limit of the C content to 0.03% by mass, it is possible to suppress the precipitation of the austenite phase in the high temperature range.
  • the upper limit of the C content is preferably 0.02% by mass. Precipitation of Cr carbonitrides and Nb carbonitrides can be further suppressed. Therefore, deterioration in corrosion resistance and embrittlement of iron castings can be further suppressed. The same applies to the following forms of the present material.
  • Si silicon
  • a first form of this material contains 0.001 to 1.0% Si by weight.
  • the upper limit of the Si content is set to 1.0% by mass, it is possible to suppress an increase in the solid solution amount of Si in the ferrite phase. Therefore, it is possible to suppress the decrease in ductility of the iron casting and the occurrence of weld cracks.
  • the upper limit of the Si content is set to 1.0% by mass, aggregation of non-metallic inclusions (oxides) such as silicon dioxide can be suppressed. Therefore, it is possible to suppress the occurrence of surface defects and internal defects in iron castings.
  • the lower limit of the Si content is preferably 0.4% by mass.
  • Non-metallic inclusions such as silicon dioxide can act as precipitation nuclei for Nb carbonitride. Therefore, aggregation of Nb carbonitrides is suppressed, and the Nb carbonitrides are easily dispersed uniformly in the crystal grains. Therefore, by suppressing excessive growth of Nb carbonitrides in crystal grains, brittle fracture of iron castings can be suppressed.
  • the upper limit of the Si content is preferably 0.6% by mass.
  • the Nb carbonitrides can be more uniformly dispersed in the crystal grains, and excessive growth of the Nb carbonitrides can be further suppressed. The same applies to the following forms of the present material.
  • a first form of this material contains 0.001 to 1.0% by weight Mn.
  • precipitation of the austenite phase can be suppressed by setting the upper limit of the content of Mn, which is an austenitizing element, to 1.0% by mass. Therefore, the ferrite phase can be stabilized over the normal temperature range to the high temperature range.
  • the upper limit of the Mn content is set to 1.0% by mass, excessive generation of non-metallic inclusions (sulfides) such as manganese sulfide formed by Mn, which tends to segregate in the final solidified portion, together with S is suppressed. can do.
  • the upper limit of the Mn content is preferably 0.2% by mass, more preferably 0.15% by mass. It is possible to reduce the amount of non-metallic inclusions such as manganese sulfide that precipitate at grain boundaries. Therefore, non-metallic inclusions such as silicon dioxide tend to act preferentially as precipitation nuclei for Nb carbonitrides, and Nb carbonitrides tend to be uniformly dispersed in crystal grains. The same applies to the following forms of the present material.
  • a first form of this material contains 0.0001 to 0.04% by weight P.
  • P Phosphorus
  • a first form of this material contains 0.0001 to 0.04% by weight P.
  • the upper limit of the P content is preferably 0.03% by mass. Embrittlement of iron castings can be further suppressed. The same applies to the following forms of the present material.
  • a first form of this material contains 0.0001 to 0.027% by weight S.
  • S sulfur
  • a first form of this material contains 0.0001 to 0.027% by weight S.
  • non-metallic inclusions such as manganese sulfide (sulfidation substance) can be suppressed. For this reason, it is possible to suppress excessive precipitation of Nb carbonitrides in grains or grain boundaries using nonmetallic inclusions such as manganese sulfide as precipitation nuclei. Therefore, it is possible to suppress the occurrence of intergranular embrittlement caused by Nb carbonitrides precipitated at grain boundaries.
  • the upper limit of the S content is preferably 0.025% by mass, more preferably 0.020% by mass, and even more preferably 0.015% by mass.
  • the lower limit of the S content is preferably 0.001% by mass, more preferably 0.004% by mass. It is possible to reduce the amount of non-metallic inclusions such as manganese sulfide that precipitate at grain boundaries. The same applies to the following forms of the present material.
  • a first form of this material contains 0.3 to 0.8% Cu by weight.
  • the corrosion resistance of iron castings can be improved by setting the Cu content to 0.3 to 0.8% by mass.
  • the lower limit of the Cu content is preferably 0.4% by mass.
  • a decrease in the corrosion resistance of iron castings can be suppressed.
  • the upper limit of the Cu content is preferably 0.5% by mass. Precipitation of Cu can be suppressed, and a decrease in ductility of iron castings can be suppressed. The same applies to the following forms of the present material.
  • Ni nickel
  • a first form of this material contains 0.001 to 0.6 wt% Ni.
  • precipitation of the austenite phase can be suppressed by setting the upper limit of the content of Ni, which is an austenitizing element, to 0.6% by mass. Therefore, the ferrite phase can be stabilized over the normal temperature range to the high temperature range.
  • the upper limit of the Ni content is preferably 0.4% by mass, more preferably 0.3% by mass. It is possible to improve the corrosion resistance of iron castings while suppressing an increase in alloy costs. The same applies to the following forms of the present material.
  • a first form of this material contains 16.0-21.0% by weight Cr.
  • the content of Cr which is a ferritizing element, is 16.0 to 21.0% by mass, so that the ferrite phase can be stabilized over the normal temperature range to the high temperature range.
  • the lower limit of the Cr content is preferably 18.0% by mass.
  • the corrosion resistance of iron castings can be further improved.
  • the upper limit of the Cr content is preferably 19.0% by mass. It is possible to suppress the precipitation of embrittlement phases such as the ⁇ phase and suppress the decrease in ductility of iron castings. The same applies to the following forms of the present material.
  • Nb niobium
  • a first form of this material contains 0.3-0.8% by weight of Nb.
  • Nb niobium
  • the upper limit of the Nb content is preferably 0.6% by mass, more preferably 0.4% by mass. It is possible to suppress the deterioration of the ductility of iron castings due to excessive solid-solution strengthening and excessive generation of Nb carbonitrides, and also suppress the occurrence of weld cracks. The same applies to the following forms of the present material.
  • N nitrogen
  • a first form of this material contains 0.0001-0.03% by weight N.
  • the formation of Cr carbonitrides formed by N together with C can be reduced. Therefore, it is possible to suppress the decrease in the Cr content in the ferrite phase. Therefore, deterioration of the corrosion resistance of iron castings can be suppressed.
  • the upper limit of the N content to 0.03% by mass, it is possible to suppress the precipitation of the austenite phase in the high temperature range. Therefore, by reducing the ratio of the austenite phase, which tends to reduce the diffusion rate of Cr, it is possible to ensure the amount of Cr supplied to the oxide film of the iron casting.
  • the corrosion resistance of iron castings can be improved.
  • excessive production of Nb carbonitrides formed by N together with C can be suppressed. Therefore, excessive precipitation of Nb carbonitride in grains and grain boundaries can be suppressed. Therefore, it is possible to suppress the decrease in ductility of the iron casting and the occurrence of weld cracks.
  • excessive generation of Nb carbonitrides can be suppressed, it is possible to suppress a decrease in the solid solution amount of Nb in the ferrite phase. Therefore, the high temperature strength of the iron casting can be improved.
  • the upper limit of the N content is preferably 0.02% by mass. Precipitation of Cr carbonitrides and Nb carbonitrides can be further suppressed. Therefore, deterioration in corrosion resistance and embrittlement of iron castings can be further suppressed. The same applies to the following forms of the present material.
  • the balance in the first form of this material is Fe and unavoidable elements.
  • inevitable elements contained in the balance include Al (aluminum), Mo (molybdenum), V (vanadium), Co (cobalt), Sn (tin), Ce (cerium), Te (tellurium), and La (lanthanum). , Bi (bismuth), and Zn (zinc).
  • the content of the inevitable elements is, for example, preferably 5.0% by mass or less in total, more preferably 3.0% by mass or less in total, and 1.0% by mass or less in total. More preferably, the total amount is 0.5% by mass or less, more preferably 0.2% by mass or less, and even more preferably 0.1% by mass or less. The same applies to the following forms of the present material.
  • a second form of this material is 0.0001-0.03 wt% C, 0.001-1.0 wt% Si, 0.001-1.0 wt% Mn, and 0.001-1.0 wt% Si. 0001 to 0.04 wt% P, 0.0001 to 0.027 wt% S, 0.3 to 0.8 wt% Cu, 0.001 to 0.6 wt% Ni, 16.0-21.0 wt% Cr, 0.3-0.8 wt% Nb, 0.0001-0.03 wt% N, 0.1-0.3 wt% Ti and the balance is Fe and unavoidable elements.
  • Ti titanium
  • a second form of this material contains 0.1-0.3% Ti by weight.
  • the Ti content By setting the Ti content to 0.1 to 0.3% by mass, it is possible to refine the crystal grains and increase the ratio of crystal grain boundaries in the ferrite phase. . Therefore, it is easy to reduce the segregation concentration of the solute element at the grain boundary. Therefore, it is easy to improve the elongation of iron castings.
  • the lower limit of the Ti content By setting the lower limit of the Ti content to 0.1% by mass, it is possible to promote refinement of crystal grains.
  • the upper limit of the Ti content By setting the upper limit of the Ti content to 0.3% by mass, it is possible to suppress the decrease in ductility of iron castings due to excessive solid-solution strengthening and excessive generation of Ti oxides, and to suppress the occurrence of weld cracks.
  • the upper limit of the C content is set to 0.03% by mass
  • the upper limit of the N content is set to 0.03% by mass
  • the Ti content is set to 0.1 to 0.3% by mass.
  • the present material is not limited to the form described above.
  • the material contains one or more of the elements C, Si, Mn, P, S, Cu, Ni, Cr, Nb, N and Ti, and the balance is Fe and unavoidable elements. good.
  • An example of another form of the material contains 0.0001-0.03 wt% C, 0.001-0.6 wt% Ni, and 16.0-21.0 wt% Cr. , the remainder being Fe and unavoidable elements.
  • an example of another form of this material is 0.0001 to 0.03% by mass of C, 0.001 to 0.6% by mass of Ni, and 16.0 to 21.0% by mass of Cr. , 0.1 to 0.3% by mass of Ti, the balance being Fe and unavoidable elements.
  • an example of another form of this material is 0.0001 to 0.03% by mass of C, 0.001 to 1.0% by mass of Mn, and 0.001 to 0.6% by mass of Ni. , 16.0-21.0% by mass of Cr, 0.0001-0.03% by mass of N, and the balance being Fe and unavoidable elements.
  • an example of another form of this material is 0.0001 to 0.03% by mass of C, 0.001 to 1.0% by mass of Mn, and 0.001 to 0.6% by mass of Ni. , containing 16.0 to 21.0% by mass of Cr, 0.0001 to 0.03% by mass of N, and 0.1 to 0.3% by mass of Ti, the balance being Fe and unavoidable elements .
  • a first form of heat treatment (hereinafter referred to as "main heat treatment") performed on a heat treatment object cast using the present material is a first heat treatment (solution treatment, primary heat treatment) on the heat treatment object. Including doing.
  • Performing the first heat treatment includes holding the heat-treated object in a first temperature range of 750 to 1380.degree. Holding the first temperature range includes holding the heat-treated object for a first time range of 0.5 to 6.0 hours.
  • a casting material with a Ni content of 0.001 to 0.6% by mass and a Cr content of 16.0 to 21.0% by mass is used before performing the first heat treatment.
  • a ferrite phase is crystallized as a main phase in the heat-treated object by casting the heat-treated object.
  • the solute element dissolved in the crystal grains constituting the ferrite phase with a non-uniform concentration distribution is Then, the first heat treatment is performed. Since performing the first heat treatment includes holding the heat treatment object in the first temperature range of 750 to 1380° C., the solute element can be solid-solved in the crystal grains with high uniformity. This can reduce the segregation of solute elements in the crystal grains. As a result, the elongation of iron castings can be improved. The same applies to the following modes of this heat treatment.
  • the upper limit of the content of Ni, which is an austenitizing element, is set to 0.6% by mass
  • the content of Cr, which is a ferritizing element is set to 16.0 to 21.0% by mass. Therefore, the ferrite phase can be stabilized from the normal temperature range to the high temperature range. Therefore, it is easy to suppress the phase transformation that accompanies the first heat treatment. Therefore, a decrease in ductility due to phase transformation can be suppressed. The same applies to the following modes of this heat treatment.
  • a casting material having a C content of 0.0001 to 0.03% by mass and an N content of 0.0001 to 0.03% by mass before performing the first heat treatment can reduce the amount of solidification segregation of C and N in the heat treatment object.
  • the first heat treatment is performed on C and N solidified and segregated in the crystal grains, albeit in very small amounts. Thereby, the segregation of C and N in the crystal grains can be reduced with high certainty. The same applies to the following modes of this heat treatment.
  • the upper limit of the first temperature range is preferably 1350°C, more preferably 1300°C, more preferably 1250°C, more preferably 1200°C, and preferably 1150°C. More preferably, it is 1125°C even more preferably.
  • the lower limit of the first temperature range is preferably 775°C, more preferably 800°C, more preferably 850°C, more preferably 900°C, and more preferably 950°C. It is more preferably 1000°C, more preferably 1050°C, even more preferably 1075°C. The same applies to the following modes of this heat treatment.
  • the upper limit of the first time range is preferably 5.5 hours, more preferably 5.0 hours, more preferably 4.5 hours, more preferably 4.0 hours. Preferably, it is more preferably 3.5 hours.
  • the lower limit of the first time range is preferably 1.0 hours, more preferably 1.5 hours, more preferably 2.0 hours, and further preferably 2.5 hours. preferable. The same applies to the following modes of this heat treatment.
  • a second form of this heat treatment includes performing a second heat treatment (aging treatment, secondary heat treatment) on the heat treatment object after performing the first heat treatment.
  • Performing the second heat treatment includes holding the heat-treated object at a second temperature range of 20 to 1080°C. Holding the second temperature range includes holding the heat treated object for a second time range of 0.3 to 48 hours.
  • the second heat treatment is performed on the solute elements distributed within the crystal grains of the ferrite phase or at the grain boundaries. Since performing the second heat treatment includes holding at a second temperature range of 20 to 1080° C., the segregation state of solute elements within grains or at grain boundaries can be controlled. This makes it possible, for example, to reduce the segregation of the solute element or to change the segregation tendency of the solute element. As a result, the elongation of the iron casting can be further improved.
  • the upper limit of the content of Ni, which is an austenitizing element, is set to 0.6% by mass
  • the content of Cr, which is a ferritizing element is set to 16.0 to 21.0% by mass. Therefore, the ferrite phase can be stabilized from the normal temperature range to the high temperature range. Therefore, it is easy to suppress the phase transformation that accompanies the second heat treatment. Therefore, a decrease in ductility due to phase transformation can be suppressed.
  • the upper limit of the C content is set to 0.03% by mass.
  • an increase in the reprecipitation amount of Nb carbonitrides accompanying the second heat treatment can be suppressed.
  • excessive reprecipitation of Nb carbonitride in grains and grain boundaries can be suppressed. Therefore, it is possible to suppress the decrease in ductility of the iron casting and the occurrence of weld cracks.
  • the upper limit of the second temperature range is preferably 1050°C, more preferably 1000°C, more preferably 950°C, more preferably 900°C, and preferably 850°C. More preferably 800°C, more preferably 750°C, more preferably 700°C, more preferably 650°C, more preferably 600°C, more preferably 550°C and more preferably 525°C.
  • the lower limit of the second temperature range is preferably 50°C, more preferably 100°C, more preferably 150°C, more preferably 200°C, and more preferably 250°C. It is more preferably 300°C, more preferably 350°C, more preferably 400°C, more preferably 450°C, and even more preferably 475°C.
  • the upper limit of the second time range is preferably 42 hours, more preferably 36 hours, more preferably 32 hours, more preferably 24 hours, more preferably 22 hours. more preferably 20 hours, more preferably 18 hours, more preferably 16 hours, more preferably 14 hours, more preferably 12 hours, 10 hours is more preferable.
  • the lower limit of the second time range is preferably 0.5 hours, more preferably 1.0 hours, more preferably 1.5 hours, more preferably 2.0 hours. preferably 2.5 hours, more preferably 3.0 hours, more preferably 3.5 hours, more preferably 4.0 hours, 4.5 hours more preferably 5.0 hours, more preferably 5.5 hours, more preferably 6.0 hours, more preferably 6.5 hours , more preferably 7.0 hours, and even more preferably 7.5 hours.
  • this iron casting is suitable for a wide variety of applications where excellent elongation properties are required.
  • exhaust system parts exhaust manifolds, turbine housings, etc.
  • this iron casting is suitable for manufacturing cast parts for exhaust system parts.
  • this iron casting is suitable for a wide variety of applications that require complex shapes and low thermal expansion and/or high ductility to withstand high temperature strength and thermal fatigue.
  • it is also suitable for manufacturing engine parts for aircraft and ships, and boilers and turbines for thermal power generation.
  • the iron casting of the first embodiment is an iron casting obtained by subjecting a heat-treated object cast using the first form of the present material to the first form of the present heat treatment. That is, the iron casting of the first embodiment contains 0.0001 to 0.03% by mass of C, 0.001 to 1.0% by mass of Si, and 0.001 to 1.0% by mass of Mn.
  • the iron casting of the second embodiment is an iron casting obtained by performing the first form of the present heat treatment on a heat-treated object cast using the second form of the present material. That is, the iron casting of the second embodiment contains 0.0001 to 0.03% by mass of C, 0.001 to 1.0% by mass of Si, and 0.001 to 1.0% by mass of Mn.
  • Ni 16.0 to 21.0 wt% Cr, 0.3 to 0.8 wt% Nb, 0.0001 to 0.03 wt% N, and 0.1 to 0.3 wt% % of Ti with the balance being Fe and unavoidable elements.
  • the iron casting of the third embodiment is an iron casting obtained by performing the second form of the present heat treatment on a heat-treated object cast using the first form of the present material. That is, the iron casting of the third embodiment contains 0.0001 to 0.03% by mass of C, 0.001 to 1.0% by mass of Si, and 0.001 to 1.0% by mass of Mn.
  • the iron casting of the fourth embodiment is an iron casting obtained by performing the second form of the present heat treatment on a heat-treated object cast using the second form of the present material. That is, the iron casting of the fourth embodiment contains 0.0001 to 0.03% by mass of C, 0.001 to 1.0% by mass of Si, and 0.001 to 1.0% by mass of Mn.
  • Ni 16.0 to 21.0 wt% Cr, 0.3 to 0.8 wt% Nb, 0.0001 to 0.03 wt% N, and 0.1 to 0.3 wt% % of Ti with the balance being Fe and unavoidable elements.
  • the "heat treatment object" in the first embodiment and the second embodiment in which the second heat treatment is not performed after the first heat treatment is "after casting, before performing the first heat treatment means "casting".
  • the “object to be heat treated” in the third embodiment and the fourth embodiment in which the second heat treatment is performed after the first heat treatment is “after casting, before performing the first heat treatment” before the first heat treatment.
  • "before the second heat treatment” means "the iron casting after the first heat treatment and before the second heat treatment”.
  • the heat-treated object may be an iron casting before machining or an iron casting after machining.
  • plastic working such as forging and rolling (hot working, cold working, etc.) was also performed. not applied.
  • FIG. 1 shows the compositions of Examples 1 to 7 in the first embodiment and Example 8 in the second embodiment, and the compositions of Comparative Examples 1 and 2.
  • FIG. 3A shows the compositions of Examples 9-43 in the third embodiment.
  • FIG. 3B shows the compositions of Examples 44-77 in the third embodiment.
  • FIG. 3C shows the compositions of Examples 78-105 and the compositions of Comparative Examples 3-5 in the fourth embodiment.
  • the content (% by mass) of each element is a value measured by emission spectrometry using an emission spectrometer "PDA-8000" manufactured by Shimadzu Corporation. is.
  • FIG. 2 shows the heat treatment conditions and mechanical properties of Examples 1 to 7 in the first embodiment and Example 8 in the second embodiment, and the heat treatment conditions and mechanical properties of Comparative Examples 1 and 2.
  • FIG. 4A shows the heat treatment conditions and mechanical properties of Examples 9 to 43 in the third embodiment.
  • FIG. 4B shows the heat treatment conditions and mechanical properties of Examples 44-77 in the third embodiment.
  • FIG. 4C shows the heat treatment conditions and mechanical properties of Examples 78-105 and the heat treatment conditions and mechanical properties of Comparative Examples 3-5 in the fourth embodiment.
  • holding temperature indicates the temperature at which the object to be heat treated is held in the heat treatment furnace (heat treatment apparatus).
  • the holding time indicates the time during which the object to be heat-treated is held while the inside of the heat-treating furnace is kept at the holding temperature.
  • the cooling method indicates a method of cooling the heat treatment object.
  • natural air cooling is a method of naturally cooling an object to be heat treated in the air without using a cooling fan or the like after taking it out of the heat treatment furnace.
  • Forced air cooling is a method of rapidly cooling the heat treatment object in air using a cooling fan or the like after it is removed from the heat treatment furnace.
  • Furnace cooling is a method of gradually cooling an object to be heat treated in a heat treatment furnace.
  • Oil cooling is a method of rapidly cooling an object to be heat treated in oil.
  • Tensile strength (MPa), 0.2% yield strength (MPa) and elongation at break (%) are values measured according to JIS Z 2241 (metal material tensile test method) for iron casting test pieces after heat treatment. .
  • As the test piece a No. 14A test piece with a diameter of 8 mm and a parallel length of 48 mm, which was taken from a Y-shaped No. B test material or a knock-off type test material cast by sand casting, was used.
  • the holding temperature of the first heat treatment in Comparative Example 1 is less than 750° C.
  • Examples 1 to 7 in the first embodiment and Example 8 in the second embodiment The holding temperature of the first heat treatment is 750° C. or higher.
  • the breaking elongation of Comparative Example 1 is 8.42%
  • the breaking elongation of Examples 1-8 is 12.03-17.95%. Therefore, in Examples 1 to 5, compared with Comparative Example 1, the elongation at break is improved by about 1.43 to 2.13 times.
  • the lower limit of the holding temperature of the first heat treatment is set to 750 ° C., and the holding time is set to 0.5 to 6.0 hours, thereby improving the breaking elongation of the iron casting. is made.
  • the holding temperature of the first heat treatment of Comparative Example 2 exceeds 1380° C., whereas the holding temperature of the first heat treatments of Examples 1 to 8 is 1380° C. or less.
  • the breaking elongation of Comparative Example 2 is 10.18%, whereas the breaking elongation of Examples 1-8 is 12.03-17.95%. Therefore, in Examples 1 to 8, compared with Comparative Example 2, the elongation at break is improved by about 1.18 to 1.76 times.
  • the upper limit of the holding temperature of the first heat treatment was set to 1380 ° C., and the holding time was set to 0.5 to 6.0 hours, thereby improving the breaking elongation of the iron casting. is made.
  • Examples 9-105 and Examples 1-8) As shown in FIGS. 2, 4A, 4B and 4C, in Examples 1 to 8, the second heat treatment is not performed after the first heat treatment (see FIG. 2), whereas in the third embodiment In Examples 9 to 77 and Examples 78 to 105 in the fourth embodiment, the second heat treatment was performed after the first heat treatment (see FIGS. 4A, 4B and 4C).
  • the holding temperature for the second heat treatment of Examples 9-105 is 20-1080° C. and the holding time is 0.3-48 hours.
  • the elongation at break of Examples 1-8 is 12.03-17.95%
  • the elongation at break of Examples 9-77 is 18.50-38.95%.
  • Examples 9 to 77 the breaking elongation is improved by a maximum of about 3.24 times (minimum of about 1.04 times) as compared with Examples 1 to 8.
  • the holding temperature of the second heat treatment is 20 to 1080 ° C. and the holding time is 0.3 to 48 hours, thereby further improving the breaking elongation of the iron casting. is made.
  • Comparative Example 3 has an S content of 0.029% by mass, while Examples 9 to 77 have an upper limit of S content of 0.027%. % by mass.
  • the breaking elongation of Comparative Example 3 is 8.85%, while the breaking elongation of Examples 9-77 is 18.50-29.75%. . Therefore, in Examples 9 to 77, compared with Comparative Example 3, the breaking elongation is improved by about 2.09 to 3.36 times.
  • the breaking elongation of iron castings can be improved.
  • Comparative Example 4 and Examples 9 to 77 are common in that they do not contain Ti.
  • the holding temperature of the second heat treatment of Comparative Example 4 exceeds 1080° C.
  • the holding temperature of the second heat treatments of Examples 9 to 77 is below 1080°C.
  • the breaking elongation of Comparative Example 4 is 9.88%
  • the breaking elongation of Examples 9-77 is 18.50-29.75%. Therefore, in Examples 9 to 77, compared with Comparative Example 4, the elongation at break is improved by about 1.87 to 3.01 times.
  • the breaking elongation of iron castings can be improved by setting the upper limit of the holding temperature of the second heat treatment to 1080 ° C. and setting the holding time to 0.3 to 48 hours. ing.
  • Examples 9 to 77 do not contain Ti, whereas Examples 78 to 105 contain 0.1 to 0.3% by mass of Ti. I have to.
  • the holding temperature of the second heat treatment of Examples 9 to 77 and Examples 78 to 105 are all 20 to 1080 ° C., and the holding time is 0.3 to 1080 ° C. They are common in that they are 48 hours.
  • the elongation at break of Examples 9-77 is 18.50-29.75%
  • the elongation at break of Examples 78-105 is 21.98-38.95%.
  • Examples 78 to 105 the maximum breaking elongation is improved by about 1.31 times and the minimum breaking elongation is improved by about 1.19 times as compared with Examples 9 to 77.
  • the Ti content was 0.1 to 0.3% by mass
  • the holding temperature of the second heat treatment was 20 to 1080° C.
  • the holding time was 0.3 to 48 hours.
  • One aspect of the method for manufacturing the iron casting of the above embodiment is to cast a heat treatment target using a ferritic casting material, and after casting the heat treatment target, the first and performing a heat treatment of Another aspect of the method of manufacturing the iron casting of the above embodiment is to cast the heat-treated object using a ferritic casting material, and after casting the heat-treated object, the heat-treated object is subjected to the first and performing a second heat treatment on the heat-treated object after performing the first heat treatment.
  • Performing the first heat treatment includes holding the heat-treated object in a first temperature range of 750 to 1380.degree.
  • Holding the first temperature range includes holding the heat-treated object for a first time range of 0.5 to 6.0 hours.
  • Performing the second heat treatment includes holding the heat-treated object at a second temperature range of 20 to 1080°C.
  • Holding the second temperature range includes holding the heat treated object for a second time range of 0.3 to 48 hours.

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Abstract

フェライト系の鋳造用材料を用いて鋳造した熱処理対象物に対して第１の熱処理を行うことにより得られる鉄鋳物であって、鋳造用材料は、０．０００１～０．０３質量％のＣと、０．００１～０．６質量％のＮｉと、１６．０～２１．０質量％のＣｒとを含み、残部がＦｅおよび不可避元素であり、第１の熱処理を行うことは、熱処理対象物を７５０～１３８０℃の第１の温度範囲で保持することを含む鉄鋳物である。

Description

鉄鋳物
　本発明は、フェライト系の鋳造用材料を用いて製造された鉄鋳物に関する。
　特許文献１の要約には、優れた耐熱疲労性を有する耐熱鋳鋼を提供することが記載されている。また、特許文献１の要約には、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、ＳおよびＣｒの含有量がそれぞれ、０．１０重量％≦Ｃ＜０．３０重量％、２．０重量％≦Ｓｉ≦４．０重量％、０．３重量％≦Ｍｎ≦１．０重量％、Ｐ≦０．０４重量％、Ｓ≦０．３０重量％、５．０重量％≦Ｃｒ≦１５．０重量％であり、残部が実質的にＦｅである組成を有し、マトリックスの鋳造組織が、フェライト相およびパーライト相よりなる混相組織であり、これにより、耐熱鋳鋼の熱疲労寿命を延ばし、また常温伸びを良好にして、その耐熱疲労性を向上させることができることが記載されている。
特開平７－６２５００号公報
　フェライト系の鋳造用材料を用いて伸びを向上させた鉄鋳物を提供する。
　本発明の一態様は、フェライト系の鋳造用材料を用いて鋳造した熱処理対象物に対して第１の熱処理を行うことにより得られる鉄鋳物である。鋳造用材料は、０．０００１～０．０３質量％のＣと、０．００１～０．６質量％のＮｉと、１６．０～２１．０質量％のＣｒとを含み、残部がＦｅおよび不可避元素である。第１の熱処理を行うことは、熱処理対象物を７５０～１３８０℃の第１の温度範囲で保持することを含む。
　上記態様においては、Ｎｉの含有量を０．００１～０．６質量％にし、Ｃｒの含有量を１６．０～２１．０質量％にした鋳造用材料を用いて鋳造することで、熱処理対象物内にフェライト相を主相として晶出させている。さらに、フェライト相の晶出過程において液相が凝固する際、フェライト相を構成する結晶粒の内部（以下「結晶粒内」という。）に不均一な濃度分布で固溶された溶質元素に対して第１の熱処理を行い、７５０～１３８０℃の第１の温度範囲で保持することで、溶質元素を結晶粒内に均一性高く固溶させている。これにより、結晶粒内における溶質元素の偏析を低減させることができる。その結果、鉄鋳物の伸びを向上させることができる。さらに、上記態様においては、鋳造用材料におけるＣの含有量を０．０００１～０．０３質量％にすることで、Ｃの凝固偏析量を低減させるとともに、微量ながら結晶粒内に凝固偏析したＣに対しては第１の熱処理を施すことで、結晶粒内におけるＣの偏析を確実性高く低減させることができる。上記態様において、第１の温度範囲で保持することは、熱処理対象物を０．５～６．０時間の第１の時間範囲で保持することを含むことが好ましい。
　上記鉄鋳物は、第１の熱処理を行うことの後に、熱処理対象物に対して第２の熱処理を行うことにより得られることが好ましい。第２の熱処理を行うことは、熱処理対象物を２０～１０８０℃の第２の温度範囲で保持することを含むことが好ましい。フェライト相の結晶粒内または結晶粒の境界（以下「結晶粒界」という。）に分布した溶質元素に対して第２の熱処理を行い、２０～１０８０℃の第２の温度範囲で保持することで、結晶粒内または結晶粒界における溶質元素の偏析状態を制御している。これにより、例えば、溶質元素の偏析を減少させたり、溶質元素の偏析傾向を変化させたりしやすい。その結果、鉄鋳物の伸びをより一層向上させやすい。上記態様において、第２の温度範囲で保持することは、熱処理対象物を０．３～４８時間の第２の時間範囲で保持することを含むことが好ましい。
　鋳造用材料は、０．０００１～０．０３質量％のＮをさらに含むことが好ましい。鋳造用材料におけるＮの含有量を０．０００１～０．０３質量％にすることで、Ｎの凝固偏析量を低減させるとともに、微量ながら結晶粒内に凝固偏析したＮに対しては第１の熱処理を施すことで、結晶粒内におけるＮの偏析を確実性高く低減させることができる。
　鋳造用材料は、０．００１～１．０質量％のＭｎをさらに含むことが好ましい。鋳造用材料におけるＭｎの含有量を０．００１～１．０質量％にすることで、オーステナイト相の析出を抑制することができる。このため、常温域から高温域にわたりフェライト相を安定させやすく、第１の熱処理に伴う相変態を抑制しやすい。したがって、相変態に伴う延性の低下を抑制することができる。
　鋳造用材料は、０．１～０．３質量％のＴｉをさらに含むことが好ましい。鋳造用材料におけるＴｉの含有量を０．１～０．３質量％にすることで、結晶粒を微細化し、フェライト相中における結晶粒界の割合を増加させることができる。このため、結晶粒界における溶質元素の偏析濃度を低下させやすい。したがって、鉄鋳物の伸びを向上させやすい。
　本発明の他の態様は、フェライト系の鋳造用材料を用いて鋳造した熱処理対象物に対して第１の熱処理を行うことにより得られる鉄鋳物であって、第１の熱処理を行うことは、熱処理対象物を７５０～１３８０℃の第１の温度範囲で保持することを含む鉄鋳物である。上記鉄鋳物は、第１の熱処理を行うことの後に、熱処理対象物に対して第２の熱処理を行うことにより得られることが好ましい。第２の熱処理を行うことは、熱処理対象物を２０～１０８０℃の第２の温度範囲で保持することを含むことが好ましい。
図１は、第１の実施形態（実施例１～７）および第２の実施形態（実施例８）の組成と、比較例１～２の組成とを示す図である。 図２は、第１の実施形態（実施例１～７）および第２の実施形態（実施例８）の熱処理条件および機械的性質と、比較例１～２の熱処理条件および機械的性質とを示す図である。 図３Ａは、第３の実施形態（実施例９～４３）の組成を示す図である。 図３Ｂは、第３の実施形態（実施例４４～７７）の組成を示す図である。 図３Ｃは、第４の実施形態（実施例７８～１０５）の組成と、比較例３～５の組成とを示す図である。 図４Ａは、第３の実施形態（実施例９～４３）の熱処理条件および機械的性質を示す図である。 図４Ｂは、第３の実施形態（実施例４４～７７）の熱処理条件および機械的性質を示す図である。 図４Ｃは、第４の実施形態（実施例７８～１０５）の熱処理条件および機械的性質と、比較例３～５の熱処理条件および機械的性質とを示す図である。
　以下、添付図面を参照して、本願が開示する鉄鋳物の実施形態を説明する。なお、本発明は、以下の実施形態に限定されず、請求の範囲に規定されたものを含む。
　本発明の実施形態に係る鉄鋳物を製造するために用いる材料は、フェライト系の鋳造用材料である。「フェライト系の鋳造用材料」は、フェライト相を主相とする鋳造用材料を意味する。例えば、全組織に占めるフェライト相の割合は、５０％以上である。全組織に占めるフェライト相の割合は、７０％以上であることが好ましく、８０％以上であることがより好ましく、８５％以上であることがより好ましく、９０％以上であることがより好ましく、９２．５％以上であることがより好ましく、９５％以上であることがより好ましく、９７．５％以上であることがより好ましく、９９％以上であることがさらに好ましい。
　本発明の実施形態において、「鋳造」は、砂型鋳造法、金型鋳造法、ダイカスト法、ロストワックス鋳造法等の各種鋳造法による鋳造を含む。また、元素の「質量％」は、フェライト系の鋳造用材料の質量に対する、元素の質量の百分率を意味する。例えば、「Ｘ～Ｙ質量％の元素」の表記は、元素の質量％がＸ％以上Ｙ％以下であることを意味する。「残部」は、フェライト系の鋳造用材料を構成する成分のうち、列挙された元素以外の成分を意味する。したがって、例えば、「・・・Ｃと、・・・Ｎｉと、・・・Ｃｒとを含み、残部がＦｅおよび不可避元素」の表記は、フェライト系の鋳造用材料を構成する成分のうち、Ｃ、ＮｉおよびＣｒ以外の成分がＦｅおよび不可避元素であることを意味する。また、熱処理条件における「Ｘ～Ｙ℃」の表記は、保持温度がＸ℃以上Ｙ℃以下であることを意味し、「Ｘ～Ｙ時間」の表記は、保持時間がＸ時間以上Ｙ時間以下であることを意味する。
　＜鋳造用材料の第１の形態＞
　フェライト系の鋳造用材料（以下「本材料」という。）の第１の形態は、０．０００１～０．０３質量％のＣと、０．００１～１．０質量％のＳｉと、０．００１～１．０質量％のＭｎと、０．０００１～０．０４質量％のＰと、０．０００１～０．０２７質量％のＳと、０．３～０．８質量％のＣｕと、０．００１～０．６質量％のＮｉと、１６．０～２１．０質量％のＣｒと、０．３～０．８質量％のＮｂと、０．０００１～０．０３質量％のＮとを含み、残部がＦｅおよび不可避元素である。
　（Ｃ：炭素）
　本材料の第１の形態は、０．０００１～０．０３質量％のＣを含む。本材料の第１の形態においては、Ｃの含有量の上限を０．０３質量％にすることで、ＮとともにＣをＮｂ炭窒化物として固定することにより、Ｃｒ炭窒化物の生成を低減することができる。このため、フェライト相中のＣｒの含有量の減少を抑制することができる。したがって、鉄鋳物の耐食性の低下を抑制することができる。また、Ｃの含有量の上限を０．０３質量％にすることで、高温域におけるオーステナイト相の析出を抑制することができる。このため、Ｃｒの拡散速度を低下させやすいオーステナイト相の割合を減少させることにより、鉄鋳物の酸化被膜に対するＣｒの供給量を確保することができる。したがって、鉄鋳物の耐食性を向上させることができる。また、Ｃの含有量の上限を０．０３質量％にすることで、ＮとともにＣをＮｂ炭窒化物として固定しながらもＮｂ炭窒化物の過剰な生成を抑制することができる。このため、結晶粒内や結晶粒界におけるＮｂ炭窒化物の過剰な析出を抑制することができる。したがって、鉄鋳物の延性の低下を抑制し、溶接割れの発生も抑制することができる。さらに、Ｎｂ炭窒化物の過剰な生成を抑制することができるため、フェライト相へのＮｂの固溶量の減少を抑制することができる。したがって、鉄鋳物の高温強度を向上させることができる。Ｃの含有量の上限は、０．０２質量％であることが好ましい。Ｃｒ炭窒化物やＮｂ炭窒化物の析出を一層抑制することができる。したがって、鉄鋳物の耐食性の低下や脆化を一層抑制することができる。本材料の下記形態においても同様である。
　（Ｓｉ：ケイ素）
　本材料の第１の形態は、０．００１～１．０質量％のＳｉを含む。本材料の第１の形態においては、Ｓｉの含有量の上限を１．０質量％にすることで、フェライト相へのＳｉの固溶量の増加を抑制することができる。したがって、鉄鋳物の延性の低下を抑制し、溶接割れの発生も抑制することができる。また、Ｓｉの含有量の上限を１．０質量％にすることで、二酸化ケイ素等の非金属介在物（酸化物）の凝集を抑制することができる。したがって、鉄鋳物の表面欠陥や内部欠陥の発生を抑制することができる。Ｓｉの含有量の下限は、０．４質量％であることが好ましい。二酸化ケイ素等の非金属介在物をＮｂ炭窒化物の析出核として作用させることができる。このため、Ｎｂ炭窒化物の凝集を抑制し、結晶粒内にＮｂ炭窒化物を均一に分散させやすい。したがって、結晶粒内におけるＮｂ炭窒化物の過剰な成長を抑制することにより、鉄鋳物の脆性破壊を抑制することができる。Ｓｉの含有量の上限は、０．６質量％であることが好ましい。結晶粒内にＮｂ炭窒化物を一層均一に分散させやすく、Ｎｂ炭窒化物の過剰な成長を一層抑制することができる。本材料の下記形態においても同様である。
　（Ｍｎ：マンガン）
　本材料の第１の形態は、０．００１～１．０質量％のＭｎを含む。本材料の第１の形態においては、オーステナイト化元素であるＭｎの含有量の上限を１．０質量％にすることで、オーステナイト相の析出を抑制することができる。このため、常温域から高温域にわたりフェライト相を安定させることができる。また、Ｍｎの含有量の上限を１．０質量％にすることで、最終凝固部に偏析しやすいＭｎがＳとともに形成する硫化マンガン等の非金属介在物（硫化物）の過剰な生成を抑制することができる。このため、硫化マンガン等の非金属介在物を析出核として、Ｎｂ炭窒化物が結晶粒内や結晶粒界に析出することを抑制することができる。したがって、特に結晶粒界に析出したＮｂ炭窒化物による粒界脆化の発生を抑制することができる。Ｍｎの含有量の上限は、０．２質量％であることが好ましく、０．１５質量％であることがより好ましい。結晶粒界に析出する硫化マンガン等の非金属介在物の量を低減することができる。このため、二酸化ケイ素等の非金属介在物をＮｂ炭窒化物の析出核として優先的に作用させやすく、結晶粒内にＮｂ炭窒化物を均一に分散させやすい。本材料の下記形態においても同様である。
　（Ｐ：リン）
　本材料の第１の形態は、０．０００１～０．０４質量％のＰを含む。本材料の第１の形態においては、Ｐの含有量の上限を０．０４質量％にすることで、フェライト相へのＰの固溶量の増加を抑制することができる。したがって、鉄鋳物の延性の低下を抑制し、溶接割れの発生も抑制することができる。Ｐの含有量の上限は、０．０３質量％であることが好ましい。鉄鋳物の脆化を一層抑制することができる。本材料の下記形態においても同様である。
　（Ｓ：硫黄）
　本材料の第１の形態は、０．０００１～０．０２７質量％のＳを含む。本材料の第１の形態においては、Ｓの含有量の上限を０．０２７質量％にすることで、最終凝固部に偏析しやすいＳがＭｎとともに形成する硫化マンガン等の非金属介在物（硫化物）の過剰な生成を抑制することができる。このため、硫化マンガン等の非金属介在物を析出核として、Ｎｂ炭窒化物が結晶粒内や結晶粒界に過剰に析出することを抑制することができる。したがって、特に結晶粒界に析出したＮｂ炭窒化物による粒界脆化の発生を抑制することができる。Ｓの含有量の上限は、０．０２５質量％であることが好ましく、０．０２０質量％であることがより好ましく、０．０１５質量％であることがさらに好ましい。Ｓの含有量の下限は、０．００１質量％であることが好ましく、０．００４質量％であることがより好ましい。結晶粒界に析出する硫化マンガン等の非金属介在物の量を低減することができる。本材料の下記形態においても同様である。
　（Ｃｕ：銅）
　本材料の第１の形態は、０．３～０．８質量％のＣｕを含む。本材料の第１の形態においては、Ｃｕの含有量を０．３～０．８質量％にすることで、鉄鋳物の耐食性を向上させることができる。Ｃｕの含有量の下限は、０．４質量％であることが好ましい。鉄鋳物の耐食性の低下を抑制することができる。Ｃｕの含有量の上限は、０．５質量％であることが好ましい。Ｃｕの析出を抑制し、鉄鋳物の延性の低下を抑制することができる。本材料の下記形態においても同様である。
　（Ｎｉ：ニッケル）
　本材料の第１の形態は、０．００１～０．６質量％のＮｉを含む。本材料の第１の形態においては、オーステナイト化元素であるＮｉの含有量の上限を０．６質量％にすることで、オーステナイト相の析出を抑制することができる。このため、常温域から高温域にわたりフェライト相を安定させることができる。また、Ｎｉの含有量の上限を０．６質量％にすることで、オーステナイト相の析出による熱膨張係数の増加を抑制するとともに、高温域における耐酸化性の低下を抑制することができる。Ｎｉの含有量の上限は、０．４質量％であることが好ましく、０．３質量％であることがより好ましい。合金コストの増大を抑制しつつ、鉄鋳物の耐食性を向上させることができる。本材料の下記形態においても同様である。
　（Ｃｒ：クロム）
　本材料の第１の形態は、１６．０～２１．０質量％のＣｒを含む。本材料の第１の形態においては、フェライト化元素であるＣｒの含有量を１６．０～２１．０質量％にすることで、常温域から高温域にわたりフェライト相を安定させることができる。また、Ｃｒの含有量を１６．０～２１．０質量％にすることで、鉄鋳物の耐食性を向上させることができる。Ｃｒの含有量の下限は、１８．０質量％であることが好ましい。鉄鋳物の耐食性を一層向上させることができる。Ｃｒの含有量の上限は、１９．０質量％であることが好ましい。σ相等の脆化相の析出を抑制し、鉄鋳物の延性の低下を抑制することができる。本材料の下記形態においても同様である。
　（Ｎｂ：ニオブ）
　本材料の第１の形態は、０．３～０．８質量％のＮｂを含む。本材料の第１の形態においては、Ｎｂの含有量を０．３～０．８質量％にすることで、フェライト相へＮｂを固溶させ、鉄鋳物の高温強度を向上させることができる。また、ＣやＮをＮｂ炭窒化物として固定し、Ｃｒ炭窒化物の生成を抑制することで耐酸化性能を向上させることができる。Ｎｂの含有量の上限は、０．６質量％であることが好ましく、０．４質量％であることがより好ましい。過剰な固溶強化やＮｂ炭窒化物の過剰な生成による鉄鋳物の延性の低下を抑制し、溶接割れの発生も抑制することができる。本材料の下記形態においても同様である。
　（Ｎ：窒素）
　本材料の第１の形態は、０．０００１～０．０３質量％のＮを含む。本材料の第１の形態においては、Ｎの含有量の上限を０．０３質量％にすることで、ＮがＣとともに形成するＣｒ炭窒化物の生成を低減することができる。このため、フェライト相中のＣｒの含有量の減少を抑制することができる。したがって、鉄鋳物の耐食性の低下を抑制することができる。また、Ｎの含有量の上限を０．０３質量％にすることで、高温域におけるオーステナイト相の析出を抑制することができる。このため、Ｃｒの拡散速度を低下させやすいオーステナイト相の割合を減少させることにより、鉄鋳物の酸化被膜に対するＣｒの供給量を確保することができる。したがって、鉄鋳物の耐食性を向上させることができる。また、ＮがＣとともに形成するＮｂ炭窒化物の過剰な生成を抑制することができる。このため、結晶粒内や結晶粒界におけるＮｂ炭窒化物の過剰な析出を抑制することができる。したがって、鉄鋳物の延性の低下を抑制し、溶接割れの発生も抑制することができる。また、Ｎｂ炭窒化物の過剰な生成を抑制することができるため、フェライト相へのＮｂの固溶量の減少を抑制することができる。したがって、鉄鋳物の高温強度を向上させることができる。Ｎの含有量の上限は、０．０２質量％であることが好ましい。Ｃｒ炭窒化物やＮｂ炭窒化物の析出を一層抑制することができる。したがって、鉄鋳物の耐食性の低下や脆化を一層抑制することができる。本材料の下記形態においても同様である。
　（Ｆｅ：鉄、不可避元素）
　本材料の第１の形態における残部は、Ｆｅおよび不可避元素である。残部に含まれる不可避元素としては、例えば、Ａｌ（アルミニウム）、Ｍｏ（モリブデン）、Ｖ（バナジウム）、Ｃｏ（コバルト）、Ｓｎ（スズ）、Ｃｅ（セリウム）、Ｔｅ（テルル）、Ｌａ（ランタン）、Ｂｉ（ビスマス）、Ｚｎ（亜鉛）等の元素が挙げられる。不可避元素の含有量は、例えば、合計で５．０質量％以下であることが好ましく、合計で３．０質量％以下であることがより好ましく、合計で１．０質量％以下であることがより好ましく、合計で０．５質量％以下であることがより好ましく、合計で０．２質量％以下であることがより好ましく、合計で０．１質量％以下であることがさらに好ましい。本材料の下記形態においても同様である。
　＜鋳造用材料の第２の形態＞
　本材料の第２の形態は、０．０００１～０．０３質量％のＣと、０．００１～１．０質量％のＳｉと、０．００１～１．０質量％のＭｎと、０．０００１～０．０４質量％のＰと、０．０００１～０．０２７質量％のＳと、０．３～０．８質量％のＣｕと、０．００１～０．６質量％のＮｉと、１６．０～２１．０質量％のＣｒと、０．３～０．８質量％のＮｂと、０．０００１～０．０３質量％のＮと、０．１～０．３質量％のＴｉとを含み、残部がＦｅおよび不可避元素である。
　（Ｔｉ：チタン）
　本材料の第２の形態は、０．１～０．３質量％のＴｉを含む。本材料の第２の形態においては、Ｔｉの含有量を０．１～０．３質量％にすることで、結晶粒を微細化し、フェライト相中における結晶粒界の割合を増加させることができる。このため、結晶粒界における溶質元素の偏析濃度を低下させやすい。したがって、鉄鋳物の伸びを向上させやすい。Ｔｉの含有量の下限を０．１質量％にすることで、結晶粒の微細化を促進することができる。Ｔｉの含有量の上限を０．３質量％にすることで、過剰な固溶強化やＴｉ酸化物の過剰な生成による鉄鋳物の延性の低下を抑制し、溶接割れの発生も抑制することができる。また、Ｃの含有量の上限を０．０３質量％にし、Ｎの含有量の上限を０．０３質量％にするとともに、Ｔｉの含有量を０．１～０．３質量％にすることで、Ｔｉ窒化物やＴｉ炭窒化物の過剰な生成を抑制することができる。このため、結晶粒内や結晶粒界におけるＴｉ窒化物やＴｉ炭窒化物の過剰な析出を抑制することができる。したがって、鉄鋳物の延性の低下を抑制し、溶接割れの発生も抑制することができる。また、Ｔｉ窒化物やＴｉ炭窒化物の過剰な生成を抑制することができるため、フェライト相へのＴｉの固溶量の減少を抑制することができる。したがって、鉄鋳物の高温強度を向上させることができる。
　なお、本材料は、上記形態に限定されない。例えば、本材料は、上記元素Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、ＮおよびＴｉのうち１つまたは複数の元素を含み、残部がＦｅおよび不可避元素であってもよい。本材料の他の形態の一例は、０．０００１～０．０３質量％のＣと、０．００１～０．６質量％のＮｉと、１６．０～２１．０質量％のＣｒとを含み、残部がＦｅおよび不可避元素である。また、本材料の他の形態の一例は、０．０００１～０．０３質量％のＣと、０．００１～０．６質量％のＮｉと、１６．０～２１．０質量％のＣｒと、０．１～０．３質量％のＴｉとを含み、残部がＦｅおよび不可避元素である。また、本材料の他の形態の一例は、０．０００１～０．０３質量％のＣと、０．００１～１．０質量％のＭｎと、０．００１～０．６質量％のＮｉと、１６．０～２１．０質量％のＣｒと、０．０００１～０．０３質量％のＮとを含み、残部がＦｅおよび不可避元素である。また、本材料の他の形態の一例は、０．０００１～０．０３質量％のＣと、０．００１～１．０質量％のＭｎと、０．００１～０．６質量％のＮｉと、１６．０～２１．０質量％のＣｒと、０．０００１～０．０３質量％のＮと、０．１～０．３質量％のＴｉとを含み、残部がＦｅおよび不可避元素である。
　＜熱処理の第１の形態＞
　本材料を用いて鋳造した熱処理対象物に対して行う熱処理（以下「本熱処理」という。）の第１の形態は、熱処理対象物に対して第１の熱処理（固溶化処理、一次熱処理）を行うことを含む。第１の熱処理を行うことは、熱処理対象物を７５０～１３８０℃の第１の温度範囲で保持することを含む。第１の温度範囲で保持することは、熱処理対象物を０．５～６．０時間の第１の時間範囲で保持することを含む。
　まず、第１の熱処理を行うことの前において、Ｎｉの含有量を０．００１～０．６質量％にし、Ｃｒの含有量を１６．０～２１．０質量％にした鋳造用材料を用いて鋳造することで、熱処理対象物内にフェライト相を主相として晶出させている。次に、本熱処理の第１の形態においては、フェライト相の晶出過程において液相が凝固する際、フェライト相を構成する結晶粒内に不均一な濃度分布で固溶された溶質元素に対して第１の熱処理を行う。第１の熱処理を行うことは、熱処理対象物を７５０～１３８０℃の第１の温度範囲で保持することを含むため、溶質元素を結晶粒内に均一性高く固溶させることができる。これにより、結晶粒内における溶質元素の偏析を低減させることができる。その結果、鉄鋳物の伸びを向上させることができる。本熱処理の下記形態においても同様である。
　また、鋳造用材料において、オーステナイト化元素であるＮｉの含有量の上限を０．６質量％にし、かつ、フェライト化元素であるＣｒの含有量を１６．０～２１．０質量％にすることで、常温域から高温域にわたりフェライト相を安定させることができる。このため、第１の熱処理に伴う相変態を抑制しやすい。したがって、相変態に伴う延性の低下を抑制することができる。本熱処理の下記形態においても同様である。
　また、第１の熱処理を行うことの前において、Ｃの含有量を０．０００１～０．０３質量％にし、かつ、Ｎの含有量を０．０００１～０．０３質量％にした鋳造用材料を用いて鋳造することで、熱処理対象物内におけるＣおよびＮの凝固偏析量を低減させることができる。次に、本熱処理の第１の形態においては、微量ながら結晶粒内に凝固偏析したＣおよびＮに対して第１の熱処理を行う。これにより、結晶粒内におけるＣおよびＮの偏析を確実性高く低減させることができる。本熱処理の下記形態においても同様である。
　第１の温度範囲の上限は、１３５０℃であることが好ましく、１３００℃であることがより好ましく、１２５０℃であることがより好ましく、１２００℃であることがより好ましく、１１５０℃であることがより好ましく、１１２５℃であることがさらに好ましい。第１の温度範囲の下限は、７７５℃であることが好ましく、８００℃であることがより好ましく、８５０℃であることがより好ましく、９００℃であることがより好ましく、９５０℃であることがより好ましく、１０００℃であることがより好ましく、１０５０℃であることがより好ましく、１０７５℃であることがさらに好ましい。本熱処理の下記形態においても同様である。
　第１の時間範囲の上限は、５．５時間であることが好ましく、５．０時間であることがより好ましく、４．５時間であることがより好ましく、４．０時間であることがより好ましく、３．５時間であることがさらに好ましい。第１の時間範囲の下限は、１．０時間であることが好ましく、１．５時間であることがより好ましく、２．０時間であることがより好ましく、２．５時間であることがさらに好ましい。本熱処理の下記形態においても同様である。
　＜熱処理の第２の形態＞
　本熱処理の第２の形態は、第１の熱処理を行うことの後に、熱処理対象物に対して第２の熱処理（時効処理、二次熱処理）を行うことを含む。第２の熱処理を行うことは、熱処理対象物を２０～１０８０℃の第２の温度範囲で保持することを含む。第２の温度範囲で保持することは、熱処理対象物を０．３～４８時間の第２の時間範囲で保持することを含む。
　本熱処理の第２の形態においては、フェライト相の結晶粒内または結晶粒界に分布した溶質元素に対して第２の熱処理を行う。第２の熱処理を行うことは、２０～１０８０℃の第２の温度範囲で保持することを含むため、結晶粒内または結晶粒界における溶質元素の偏析状態を制御することができる。これにより、例えば、溶質元素の偏析を減少させたり、溶質元素の偏析傾向を変化させたりすることができる。その結果、鉄鋳物の伸びをより一層向上させることができる。
　また、鋳造用材料において、オーステナイト化元素であるＮｉの含有量の上限を０．６質量％にし、かつ、フェライト化元素であるＣｒの含有量を１６．０～２１．０質量％にすることで、常温域から高温域にわたりフェライト相を安定させることができる。このため、第２の熱処理に伴う相変態を抑制しやすい。したがって、相変態に伴う延性の低下を抑制することができる。
　なお、第２の熱処理を行う際、結晶粒内に固溶されていたＣおよびＮがＮｂ炭窒化物として再析出する可能性があるが、Ｃの含有量の上限を０．０３質量％にし、かつ、Ｎの含有量の上限を０．０３質量％にすることで、第２の熱処理に伴うＮｂ炭窒化物の再析出量の増加を未然に抑制することができる。このため、結晶粒内や結晶粒界におけるＮｂ炭窒化物の過剰な再析出を抑制することができる。したがって、鉄鋳物の延性の低下を抑制し、溶接割れの発生も抑制することができる。
　第２の温度範囲の上限は、１０５０℃であることが好ましく、１０００℃であることがより好ましく、９５０℃であることがより好ましく、９００℃であることがより好ましく、８５０℃であることがより好ましく、８００℃であることがより好ましく、７５０℃であることがより好ましく、７００℃であることがより好ましく、６５０℃であることがより好ましく、６００℃であることがより好ましく、５５０℃であることがより好ましく、５２５℃であることがさらに好ましい。第２の温度範囲の下限は、５０℃であることが好ましく、１００℃であることがより好ましく、１５０℃であることがより好ましく、２００℃であることがより好ましく、２５０℃であることがより好ましく、３００℃であることがより好ましく、３５０℃であることがより好ましく、４００℃であることがより好ましく、４５０℃であることがより好ましく、４７５℃であることがさらに好ましい。
　第２の時間範囲の上限は、４２時間であることが好ましく、３６時間であることがより好ましく、３２時間であることがより好ましく、２４時間であることがより好ましく、２２時間であることがより好ましく、２０時間であることがより好ましく、１８時間であることがより好ましく、１６時間であることがより好ましく、１４時間であることがより好ましく、１２時間であることがより好ましく、１０時間であることがさらに好ましい。第２の時間範囲の下限は、０．５時間であることが好ましく、１．０時間であることがより好ましく、１．５時間であることがより好ましく、２．０時間であることがより好ましく、２．５時間であることがより好ましく、３．０時間であることがより好ましく、３．５時間であることがより好ましく、４．０時間であることがより好ましく、４．５時間であることがより好ましく、５．０時間であることがより好ましく、５．５時間であることがより好ましく、６．０時間であることがより好ましく、６．５時間であることがより好ましく、７．０時間であることがより好ましく、７．５時間であることがさらに好ましい。
　本材料を用いて鋳造した熱処理対象物に対して本熱処理を行うことで、伸びを向上させた鉄鋳物を提供することができる。したがって、この鉄鋳物は、優れた伸び特性が求められる多種多様な用途に好適である。例えば、自動車等の排気系部品（エキゾーストマニホールド、タービンハウジング等）においては、排気系部品を構成する鋳造製部品と鋼製部品との溶接時の割れ（溶接割れ）を抑制することが求められることから、この鉄鋳物は、排気系部品の鋳造製部品の製造に好適である。さらに、この鉄鋳物は、複雑形状で、かつ、高温強度や熱疲労にも耐え得る低熱膨張性および／または高延性が求められる多種多様な用途にも好適である。例えば、航空機や船舶等のエンジン用部品、火力発電のボイラーやタービン等の製造にも好適である。
　＜第１の実施形態＞
　第１の実施形態の鉄鋳物は、本材料の第１の形態を用いて鋳造した熱処理対象物に対して本熱処理の第１の形態を行うことにより得られる鉄鋳物である。すなわち、第１の実施形態の鉄鋳物は、０．０００１～０．０３質量％のＣと、０．００１～１．０質量％のＳｉと、０．００１～１．０質量％のＭｎと、０．０００１～０．０４質量％のＰと、０．０００１～０．０２７質量％のＳと、０．３～０．８質量％のＣｕと、０．００１～０．６質量％のＮｉと、１６．０～２１．０質量％のＣｒと、０．３～０．８質量％のＮｂと、０．０００１～０．０３質量％のＮとを含み、残部がＦｅおよび不可避元素である本材料を用いて鋳造した熱処理対象物に対して、第１の熱処理を行うことにより得られる。
　＜第２の実施形態＞
　第２の実施形態の鉄鋳物は、本材料の第２の形態を用いて鋳造した熱処理対象物に対して本熱処理の第１の形態を行うことにより得られる鉄鋳物である。すなわち、第２の実施形態の鉄鋳物は、０．０００１～０．０３質量％のＣと、０．００１～１．０質量％のＳｉと、０．００１～１．０質量％のＭｎと、０．０００１～０．０４質量％のＰと、０．０００１～０．０２７質量％のＳと、０．３～０．８質量％のＣｕと、０．００１～０．６質量％のＮｉと、１６．０～２１．０質量％のＣｒと、０．３～０．８質量％のＮｂと、０．０００１～０．０３質量％のＮと、０．１～０．３質量％のＴｉとを含み、残部がＦｅおよび不可避元素である本材料を用いて鋳造した熱処理対象物に対して、第１の熱処理を行うことにより得られる。
　＜第３の実施形態＞
　第３の実施形態の鉄鋳物は、本材料の第１の形態を用いて鋳造した熱処理対象物に対して本熱処理の第２の形態を行うことにより得られる鉄鋳物である。すなわち、第３の実施形態の鉄鋳物は、０．０００１～０．０３質量％のＣと、０．００１～１．０質量％のＳｉと、０．００１～１．０質量％のＭｎと、０．０００１～０．０４質量％のＰと、０．０００１～０．０２７質量％のＳと、０．３～０．８質量％のＣｕと、０．００１～０．６質量％のＮｉと、１６．０～２１．０質量％のＣｒと、０．３～０．８質量％のＮｂと、０．０００１～０．０３質量％のＮとを含み、残部がＦｅおよび不可避元素である本材料を用いて鋳造した熱処理対象物に対して、第１の熱処理を行うことの後に、第２の熱処理を行うことにより得られる。
　＜第４の実施形態＞
　第４の実施形態の鉄鋳物は、本材料の第２の形態を用いて鋳造した熱処理対象物に対して本熱処理の第２の形態を行うことにより得られる鉄鋳物である。すなわち、第４の実施形態の鉄鋳物は、０．０００１～０．０３質量％のＣと、０．００１～１．０質量％のＳｉと、０．００１～１．０質量％のＭｎと、０．０００１～０．０４質量％のＰと、０．０００１～０．０２７質量％のＳと、０．３～０．８質量％のＣｕと、０．００１～０．６質量％のＮｉと、１６．０～２１．０質量％のＣｒと、０．３～０．８質量％のＮｂと、０．０００１～０．０３質量％のＮと、０．１～０．３質量％のＴｉとを含み、残部がＦｅおよび不可避元素である本材料を用いて鋳造した熱処理対象物に対して、第１の熱処理を行うことの後に、第２の熱処理を行うことにより得られる。
　上記実施形態のうち、第１の熱処理後に第２の熱処理を行わない第１の実施形態および第２の実施形態における「熱処理対象物」は、「鋳造後、第１の熱処理を行う前の鉄鋳物」を意味する。また、第１の熱処理後に第２の熱処理を行う第３の実施形態および第４の実施形態における「熱処理対象物」は、第１の熱処理前においては「鋳造後、第１の熱処理を行う前の鉄鋳物」を意味し、第２の熱処理前においては「第１の熱処理後、第２の熱処理を行う前の鉄鋳物」を意味する。熱処理対象物は、機械加工前の鉄鋳物であってもよく、機械加工後の鉄鋳物であってもよい。なお、上記実施形態の後述する各実施例においては、熱処理対象物に対して機械加工は施しておらず、また、鍛造加工、圧延加工等の塑性加工（熱間加工、冷間加工等）も施していない。
　＜実施例＞
　図１に、第１の実施形態における実施例１～７および第２の実施形態における実施例８の組成と、比較例１～２の組成とを示している。図３Ａに、第３の実施形態における実施例９～４３の組成を示している。図３Ｂに、第３の実施形態における実施例４４～７７の組成を示している。図３Ｃに、第４の実施形態における実施例７８～１０５の組成と、比較例３～５の組成とを示している。図１、図３Ａ、図３Ｂおよび図３Ｃにおいて、各元素の含有量（質量％）は、株式会社島津製作所製の発光分光分析装置「ＰＤＡ－８０００」を用いて発光分光分析法により測定した値である。
　図２に、第１の実施形態における実施例１～７および第２の実施形態における実施例８の熱処理条件および機械的性質と、比較例１～２の熱処理条件および機械的性質とを示している。図４Ａに、第３の実施形態における実施例９～４３の熱処理条件および機械的性質を示している。図４Ｂに、第３の実施形態における実施例４４～７７の熱処理条件および機械的性質を示している。図４Ｃに、第４の実施形態における実施例７８～１０５の熱処理条件および機械的性質と、比較例３～５の熱処理条件および機械的性質とを示している。図２、図４Ａ、図４Ｂおよび図４Ｃにおいて、保持温度（℃）は、熱処理炉（熱処理装置）内において熱処理対象物を保持する温度を示している。なお、熱処理炉は、株式会社テック製のマッフル炉「ＱＵＩＣＫ　ＴＥＭＰＥＲ」を用いた。保持時間（時間）は、熱処理炉内を当該保持温度にした状態で熱処理対象物を保持する時間を示している。冷却方法は、熱処理対象物を冷却する方法を示している。例えば、自然空冷は、熱処理対象物を熱処理炉内から取り出した後に冷却ファン等を用いずに空気中で自然に冷却する方法である。強制空冷は、熱処理対象物を熱処理炉内から取り出した後に冷却ファン等を用いて空気中で速やかに冷却する方法である。炉冷は、熱処理対象物を熱処理炉内で徐々に冷却する方法である。油冷は、熱処理対象物を油中で速やかに冷却する方法である。引張強さ（ＭＰａ）、０．２％耐力（ＭＰａ）および破断伸び（％）は、熱処理後の鉄鋳物の試験片について、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（金属材料引張試験方法）に従って測定された値である。試験片は、砂型鋳造法により鋳造したＹ形Ｂ号供試材またはノックオフ形供試材から採取した、直径８ｍｍ、平行部長さが４８ｍｍの１４Ａ号試験片を用いた。
　（実施例１～８と比較例１～２との比較）
　図２に示すように、比較例１の第１の熱処理の保持温度は７５０℃未満であるのに対して、第１の実施形態における実施例１～７および第２の実施形態における実施例８の第１の熱処理の保持温度は７５０℃以上である。ここで、比較例１の破断伸びは８．４２％であるのに対して、実施例１～８の破断伸びは１２．０３～１７．９５％である。したがって、実施例１～５では、比較例１と比べて破断伸びが１．４３～２．１３倍程度向上している。このように、実施例１～８では、第１の熱処理の保持温度の下限を７５０℃にし、保持時間を０．５～６．０時間にすることで、鉄鋳物の破断伸びを向上させることができている。また、比較例２の第１の熱処理の保持温度は１３８０℃を超過するのに対して、実施例１～８の第１の熱処理の保持温度は１３８０℃以下である。ここで、比較例２の破断伸びは１０．１８％であるのに対して、実施例１～８の破断伸びは１２．０３～１７．９５％である。したがって、実施例１～８では、比較例２と比べて破断伸びが１．１８～１．７６倍程度向上している。このように、実施例１～８では、第１の熱処理の保持温度の上限を１３８０℃にし、保持時間を０．５～６．０時間にすることで、鉄鋳物の破断伸びを向上させることができている。
　（実施例９～１０５と実施例１～８との比較）
　図２、図４Ａ、図４Ｂおよび図４Ｃに示すように、実施例１～８では第１の熱処理後に第２の熱処理を行わないのに対して（図２参照）、第３の実施形態における実施例９～７７および第４の実施形態における実施例７８～１０５では第１の熱処理後に第２の熱処理を行っている（図４Ａ、図４Ｂおよび図４Ｃ参照）。実施例９～１０５の第２の熱処理の保持温度は２０～１０８０℃で、保持時間は０．３～４８時間である。ここで、実施例１～８の破断伸びは１２．０３～１７．９５％であるのに対して、実施例９～７７の破断伸びは１８．５０～３８．９５％である。したがって、実施例９～７７では、実施例１～８と比べて破断伸びが最大３．２４倍程度（最小でも１．０４倍程度）向上している。このように、実施例９～７７では、第２の熱処理の保持温度を２０～１０８０℃にし、保持時間を０．３～４８時間にすることで、鉄鋳物の破断伸びをより一層向上させることができている。
　（実施例９～７７と比較例３との比較）
　図３Ａ、図３Ｂおよび図３Ｃに示すように、比較例３はＳの含有量が０．０２９質量％であるのに対して、実施例９～７７はＳの含有量の上限を０．０２７質量％にしている。図４Ａ、図４Ｂおよび図４Ｃに示すように、比較例３の破断伸びは８．８５％であるのに対して、実施例９～７７の破断伸びは１８．５０～２９．７５％である。したがって、実施例９～７７では、比較例３と比べて破断伸びが２．０９～３．３６倍程度向上している。このように、実施例９～７７では、Ｓの含有量の上限を０．０２７質量％にすることで、鉄鋳物の破断伸びを向上させることができている。
　（実施例９～７７と比較例４との比較）
　図３Ａ、図３Ｂおよび図３Ｃに示すように、比較例４および実施例９～７７はいずれもＴｉを含有していない点で共通している。一方、図４Ａ、図４Ｂおよび図４Ｃに示すように、比較例４の第２の熱処理の保持温度は１０８０℃を超過するのに対して、実施例９～７７の第２の熱処理の保持温度は１０８０℃以下である。ここで、比較例４の破断伸びは９．８８％であるのに対して、実施例９～７７の破断伸びは１８．５０～２９．７５％である。したがって、実施例９～７７では、比較例４と比べて破断伸びが１．８７～３．０１倍程度向上している。このように、実施例９～７７では、第２の熱処理の保持温度の上限を１０８０℃にし、保持時間を０．３～４８時間にすることで、鉄鋳物の破断伸びを向上させることができている。
　（実施例７８～１０５と比較例５との比較）
　図４Ｃに示すように、比較例５の第２の熱処理の保持温度は１０８０℃を超過するのに対して、実施例７８～１０５の第２の熱処理の保持温度は１０８０℃以下である。ここで、比較例５の破断伸びは１８．５０％であるのに対して、実施例７８～１０５の破断伸びは２１．９８～３８．９５％である。したがって、実施例７８～１０５では、比較例５と比べて破断伸びが１．１９～２．１１倍程度向上している。このように、実施例７８～１０５では、第２の熱処理の保持温度の上限を１０８０℃にし、保持時間を０．３～４８時間にすることで、鉄鋳物の破断伸びを向上させることができている。
　（実施例７８～１０５と実施例９～７７との比較）
　図３Ａ、図３Ｂおよび図３Ｃに示すように、実施例９～７７はＴｉを含有していないのに対して、実施例７８～１０５はＴｉの含有量を０．１～０．３質量％にしている。図４Ａ、図４Ｂおよび図４Ｃに示すように、実施例９～７７および実施例７８～１０５の第２の熱処理の保持温度はいずれも２０～１０８０℃で、保持時間はいずれも０．３～４８時間である点で共通している。ここで、実施例９～７７の破断伸びは１８．５０～２９．７５％であるのに対して、実施例７８～１０５の破断伸びは２１．９８～３８．９５％である。したがって、実施例７８～１０５では、実施例９～７７と比べて破断伸びの最大値が１．３１倍程度向上し、破断伸びの最小値が１．１９倍程度向上している。このように、実施例７８～１０５では、Ｔｉの含有量を０．１～０．３質量％にし、第２の熱処理の保持温度を２０～１０８０℃にし、保持時間を０．３～４８時間にすることで、鉄鋳物の破断伸びの最大値および最小値を向上させることができている。
　以上のとおり、上記実施形態により、優れた伸び特性が求められる多種多様な用途に好適な鉄鋳物を提供することができる。上記実施形態の鉄鋳物を製造する方法の一態様は、フェライト系の鋳造用材料を用いて熱処理対象物を鋳造することと、熱処理対象物を鋳造することの後に熱処理対象物に対して第１の熱処理を行うこととを含む。上記実施形態の鉄鋳物を製造する方法の他の態様は、フェライト系の鋳造用材料を用いて熱処理対象物を鋳造することと、熱処理対象物を鋳造することの後に熱処理対象物に対して第１の熱処理を行うことと、第１の熱処理を行うことの後に熱処理対象物に対して第２の熱処理を行うこととを含む。第１の熱処理を行うことは、熱処理対象物を７５０～１３８０℃の第１の温度範囲で保持することを含む。第１の温度範囲で保持することは、熱処理対象物を０．５～６．０時間の第１の時間範囲で保持することを含む。第２の熱処理を行うことは、熱処理対象物を２０～１０８０℃の第２の温度範囲で保持することを含む。第２の温度範囲で保持することは、熱処理対象物を０．３～４８時間の第２の時間範囲で保持することを含む。

Claims (9)

  1. 　フェライト系の鋳造用材料を用いて鋳造した熱処理対象物に対して第１の熱処理を行うことにより得られる鉄鋳物であって、
    　前記鋳造用材料は、０．０００１～０．０３質量％のＣと、０．００１～０．６質量％のＮｉと、１６．０～２１．０質量％のＣｒとを含み、残部がＦｅおよび不可避元素であり、
    　前記第１の熱処理を行うことは、前記熱処理対象物を７５０～１３８０℃の第１の温度範囲で保持することを含む、鉄鋳物。
  2. 　請求項１において、
    　前記第１の温度範囲で保持することは、前記熱処理対象物を０．５～６．０時間の第１の時間範囲で保持することを含む、鉄鋳物。
  3. 　請求項１または２において、
    　前記第１の熱処理を行うことの後に、前記熱処理対象物に対して第２の熱処理を行うことにより得られる鉄鋳物であって、
    　前記第２の熱処理を行うことは、前記熱処理対象物を２０～１０８０℃の第２の温度範囲で保持することを含む、鉄鋳物。
  4. 　請求項３において、
    　前記第２の温度範囲で保持することは、前記熱処理対象物を０．３～４８時間の第２の時間範囲で保持することを含む、鉄鋳物。
  5. 　請求項１～４のいずれか一項において、
    　前記鋳造用材料は、０．０００１～０．０３質量％のＮをさらに含む、鉄鋳物。
  6. 　請求項１～５のいずれか一項において、
    　前記鋳造用材料は、０．００１～１．０質量％のＭｎをさらに含む、鉄鋳物。
  7. 　請求項１～６のいずれか一項において、
    　前記鋳造用材料は、０．１～０．３質量％のＴｉをさらに含む、鉄鋳物。
  8. 　フェライト系の鋳造用材料を用いて鋳造した熱処理対象物に対して第１の熱処理を行うことにより得られる鉄鋳物であって、
    　前記第１の熱処理を行うことは、前記熱処理対象物を７５０～１３８０℃の第１の温度範囲で保持することを含む、鉄鋳物。
  9. 　請求項８において、
    　前記第１の熱処理を行うことの後に、前記熱処理対象物に対して第２の熱処理を行うことにより得られる鉄鋳物であって、
    　前記第２の熱処理を行うことは、前記熱処理対象物を２０～１０８０℃の第２の温度範囲で保持することを含む、鉄鋳物。
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