專利名稱：具有優(yōu)異的流動性、耐氣體缺陷性、韌性和被削性的鐵素體系耐熱鑄鋼和由其構(gòu)成的排氣 ...的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及具有優(yōu)異的流動性、耐氣體缺陷性、韌性和被削性，適于汽車用汽油機和柴油機的排氣系統(tǒng)零件，特別是適于排氣集管、渦輪機殼體等的鐵素體系耐熱鑄鋼和由其構(gòu)成的排氣系統(tǒng)零件。
背景技術(shù)：
為了防止 全球變暖，強烈要求削減從汽車排放的CO2的量。為了削減CO2排放量，主要需要提高汽車的燃油效率性能(低油耗化)。作為低油耗化技術(shù)，可列舉燃料的直噴化、壓縮比的增大、通過增壓化帶來的發(fā)動機的輕量小型化(縮小化)、增壓器的增壓壓力的上升等。隨著這些技術(shù)的導(dǎo)入，汽車用發(fā)動機的燃料的燃燒有更加高溫和高壓的傾向，其結(jié)果是從發(fā)動機排出的廢氣的溫度上升至接近1000°c，排氣集管、催化劑室、渦輪機殼體等的排氣系統(tǒng)零件的溫度達到約900°c。對如如此曝露在高溫的廢氣中的排氣系統(tǒng)零件，就要求有優(yōu)異的耐熱特性(耐氧化性、高溫強度、耐熱變形性和耐熱龜裂性)。曝露在高溫而嚴酷使用條件下的汽車的排氣集管等的排氣系統(tǒng)零件中，歷來所使用的是高Si球狀石墨鑄鐵、耐蝕高鎳鑄鐵(N1-Cr系奧氏體鑄鐵)等的耐熱鑄鐵，和鐵素體系耐熱鑄鋼、奧氏體系耐熱鑄鋼等?，F(xiàn)有的耐熱鑄鐵和耐熱鑄鋼之中，鐵素體系的4% Si~0.5% Mo的球狀石墨鑄鐵，直至800°C附近都顯示出比較的良好的耐熱特性，但是在超過這一溫度時耐久性差。為了同時滿足800°C以上的耐氧化性和耐熱龜裂性的條件，大量含有N1、Cr、Co等的稀有金屬(rare metal)的耐蝕高鎳鑄鐵等的耐熱鑄鐵和奧氏體系耐熱鑄鋼被用于排氣系統(tǒng)零件。但是，耐蝕高鎳鑄鐵不僅高價的Ni的含量多，而且基體組織為奧氏體，線膨脹率大，在微觀組織中存在作為破壞的起點的石墨，因此耐熱龜裂性差。另外，奧氏體系耐熱鑄鋼，雖然不含作為破壞的起點的石墨，但是因為線膨脹率大，所以在900°C附近的耐熱龜裂性不充分。而且，奧氏體系耐熱鑄鋼大量含有稀有金屬，因此，不僅高價，經(jīng)濟性差，而且還容易受到世界經(jīng)濟局勢的影響，抱有原材料的穩(wěn)定供給令人擔(dān)憂等問題。排氣系統(tǒng)零件所使用的耐熱材料，除了從經(jīng)濟性和原材料的穩(wěn)定供給的觀點出發(fā)以外，從地球資源的有效利用的觀點出發(fā)，也希望能夠以極少量的稀有金屬確保需要的耐熱特性。由此就可以提供廉價的排氣系統(tǒng)零件，使用于低油耗化的技術(shù)也可以適用于低端車等，能夠為削減CO2作出貢獻。為了極力抑制稀有金屬的含量，將基體組織作為鐵素體比作為奧氏體的方法有利。而且，因為鐵素體系的材料比奧氏體系的材料的線膨脹率小，所以發(fā)動機的起動和開動時所發(fā)生的熱應(yīng)力小，耐熱龜裂性優(yōu)異。但是，一般的鐵素體系鑄鋼，C少至大約0.2質(zhì)量％以下，另外不像奧氏體系鑄鋼這樣含有使熔點降低的Ni等的合金元素，因此為高熔點。因此，一般的鐵素體系鑄鋼其熔液的流動性(以下稱為“流動性”)低，所以鑄造性差，在鑄造時容易發(fā)生澆鑄不滿、冷隔、縮孔等的鑄造缺陷。特別是在具有復(fù)雜和/或薄壁的形狀的排氣系統(tǒng)零件中，若C含量少，則不能確保良好的流動性，產(chǎn)生澆鑄不滿和冷隔等的鑄造缺陷，生產(chǎn)成品率低。此外與奧氏體系鑄鋼不同，因為鐵素體系鑄鋼幾乎不含間隙固溶元素，所以有容易發(fā)生氫造成的氣體缺陷這樣的缺點。還有，所謂氣體缺陷，就是熔液在所含有的氫，隨著鑄造時的熔液溫度的降低，不能溶解在熔液中(液相)，另外在固相中也不固溶，而是在凝固的鑄造品中作為空穴殘存，從而發(fā)生的缺陷。以鑄造性的改善等為目標，本申請人在特開平7-197209號中提出有一種鑄造性優(yōu)異的鐵素體系耐熱鑄鋼，其具有如下組成:以重量比率計含有C:0.15 1.20%,C-Nb/8:0.05 0.45%、S1:2% 以下、Mn:2% 以下、Cr: 16.0 25.0%、W 和 / 或 Mo:1.0 5.0%、Nb:0.40 6.0%,N1:0.1 2.0%和N:0.01 0.15%，余量:由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，除了通常的α相(α鐵素體相)以外,還具有從Y相(奧氏體相)相變?yōu)棣?+碳化物的相(以下稱為“ α ’相” ),a ’相的面積率{α’/(α+α’)}為20 70%。該鐵素體系耐熱鑄鋼，因為900°C以上的耐熱特性優(yōu)異，所以適于排氣系統(tǒng)零件，因為增多了 C含量，所以具有良好的流動性，鑄造性得到改善。在特開平7-197209號的鐵素體系耐熱鑄鋼中，通過含有作為Nb和C的碳化物的NbC其形成所消耗的量以上的C，作為奧氏體化元素的C在基體組織中固溶，凝固時在高溫下生成Y相，在冷卻至常溫的過程中生成從Y相相變而來α ’相，因而延展性和耐氧化性提高。但是，在鑄態(tài)下從Y相到α ’相的相變無法充分進行，而是從Y相向馬氏體相變。因為馬氏體是高硬度，所以使常溫下的韌性和被削性顯著惡化。為了得到良好的韌性和被削性，需要進行使馬氏體消失而使α ’相析出的熱處理，但熱處理使制造成本上升，因此使經(jīng)濟性降低。另外熱處理需要大量能源，從節(jié)能的觀點出發(fā)也存在問題。作為相比一般的鐵素體系鑄鋼而C含量多的鐵素體系不銹鋼鑄鋼所構(gòu)成的鑄造零件，特開2007-254885號公開有一種薄壁鑄造零件，其由含有C:0.10 0.50質(zhì)量％、S1:1.00 4.00 質(zhì)量％、Mn:0.10 3.00 質(zhì)量％、Cr:8.0 30.0 質(zhì)量％、以及 Nb 和 / 或V:合計0.1 5.0質(zhì)量％的鐵素體系不銹鋼鑄鋼構(gòu)成，具有厚I 5mm的薄壁部，并且薄壁部的組織中的鐵素體相的平均晶粒直徑為50 400 μ m,因此高溫強度提高。在由特開2007-254885號的鐵素體系不銹鋼鑄鋼構(gòu)成鑄造零件中，在厚5mm以下的薄壁部提高鑄造時的冷卻速度，從而減小鐵素體相的平均晶粒直徑，因而使薄壁部在高溫下的屈服強度、抗拉強度和斷裂伸長率提高。但是，在排氣系統(tǒng)零件中，像氣缸蓋裝配法蘭、隔熱板安裝凸耳、螺栓緊固部、壁厚交叉部等這樣壁厚達5_以上的部分很多，另外即使是厚5_以下的薄壁部，在靠近用于防止縮孔的冒口的部分處，和制品模腔鄰接而砂型容易過熱的部分，熔液的冷卻速度仍然緩慢。排氣系統(tǒng)零件之中，在這樣的部分，平均晶粒直徑變大，韌性(特別是常溫下的韌性)變低。特開2007-254885號沒有公開用于抑制因形狀、壁厚變動、鑄造方案等引起的韌性的降低的對策。另外，特開2007-254885號的鐵素體系不銹鋼鑄鋼，通過大量含有Si達1.00 4.00質(zhì)量％ (實施例中約2質(zhì)量％以上)，降低熔點而改善熔液的流動性，另外也改善高溫強度、耐氧化性、耐滲碳性和被削 性。但是，該鐵素體系不銹鋼鑄鋼，有大量的Si在鐵素體系基體組織中固溶，常溫下的韌性差。另外，因為在鐵素體系基體組織中固溶的Si使氫的固溶度極限降低，所以會增多凝固時的氫放出量，助長氣體缺陷的發(fā)生。
另外，作為比一般的鐵素體系鑄鋼的C含量多的鐵素體系耐熱鑄鋼，本申請人在特開平11-61343號中提出有一種鐵素體系耐熱鑄鋼，其具有如下組成:以重量比率計含有C:0.05 1.00%、S1:2% 以下、Mn:2% 以下、Cr:16.0 25.0%、Nb:4.0 20.0%、W 和/或Mo:1.0 5.0%、N1:0.1 2.0%和N:0.01 0.15%，余量:由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，除了 α相以外，因為還具有萊夫斯相(Fe2M),所以具有優(yōu)異的高溫強度(特別是蠕變斷裂強度)。但是，該鐵素體系耐熱鑄鋼雖然具有優(yōu)異的高溫強度和良好的流動性，但是在含有大量的Nb時，可知氣體缺陷的發(fā)生顯著。因此該鐵素體系耐熱鑄鋼至今為止都沒有被用于排氣系統(tǒng)零件。如上述，現(xiàn)有的鐵素體系耐熱鑄鋼，雖然流動性良好，但是韌性和被削性差，也容易發(fā)生氣體缺陷，因此未必適合用于排氣系統(tǒng)零件。韌性和被削性雖然能夠通過熱處理改善，但是熱處理招致制造成本的增加。另外，因為去除氣體缺陷困難，所以具有氣體缺陷的鑄造零件不得不作為廢品被銷毀，生產(chǎn)成品率惡化。

發(fā)明內(nèi)容
因此本發(fā)明的目的在于，提供一種既確保在900°C附近的耐氧化性、高溫強度、耐熱變形性、耐熱龜裂性等的耐熱特性，又具有優(yōu)異的流動性、耐氣體缺陷性、韌性和被削性的鐵素體系耐熱鑄鋼。本發(fā)明還有一個目的在于，提供由這種鐵素體系耐熱鑄鋼構(gòu)成的排氣集管和渦輪機殼體等的汽車用排氣系統(tǒng)零件。鑒于上述目的，以15 20Cr鐵素體系耐熱鑄鋼為基礎(chǔ)，就耐熱特性、流動性、耐氣體缺陷性、韌性和被削性與合金元素、組成范圍、金屬組織(微觀組織)和凝固形態(tài)的關(guān)系進行了銳意研究，其結(jié)果得到以下的結(jié)論。本發(fā)明正是基于這樣的結(jié)論而完成。(I)制造排氣系統(tǒng)零件這樣的薄壁而復(fù)雜形狀的鑄件時，對于鑄造材料要求有良好的流動性。為了確保流動性，已知有效的是增加C含量，使凝固開始溫度降低，但僅僅只是增加C含量，不僅Cr碳化物的析出量增加而韌性降低，而且相變成馬氏體的Y相的結(jié)晶出來，導(dǎo)致韌性和被削性惡化。但是，本發(fā)明者發(fā)現(xiàn)，通過與C 一起增加Nb，既抑制了韌性和被削性的降低，又能夠得到由鑄鋼的凝固開始溫度的降低帶來的流動性的改善。如果是相同的C量，則Nb量多的方法能夠使凝固開始溫度進一步降低。鑄鋼的凝固開始溫度降低的理由，是由于Nb的增加導(dǎo)致初晶的δ相(δ鐵素體相)的凝固開始溫度降低。(2) 一般來說，若提高強度的合金元素在基體組織中固溶，或者形成結(jié)晶物和析出物，則韌性降低。在本發(fā)明的鐵素體系耐熱鑄鋼中，若使C和Nb —起大量含有，則碳化物增力口，預(yù)見的也是韌性顯著降低，但韌性卻反而大幅提高。其理由是因為，若C和Nb的含量增力口，則初晶δ相的凝固開始溫度降低而接近共晶(δ+NbC)相的凝固溫度范圍，因此初晶δ相的晶粒的生長和共晶(δ+NbC)相的晶粒的生長相互抑制。由于晶粒的微細化而使韌性提高。使初晶δ相的晶粒和共晶(δ+NbC)相的晶粒微細化，需要控制兩者的結(jié)晶量，為此，需要調(diào)整C和Nb的添加量。(3)除了初晶 δ相的晶粒和共晶(δ +NbC)相的晶粒的微細化之外，為了防止對韌性有害的Y相的結(jié)晶，和抑制Nb向δ相的固溶，C和Nb的含量的平衡也很重要。通過使Nb和C的含量的比(Nb/C)為期望的范圍，剩余的C作為Nb碳化物(NbC)結(jié)晶，C和Nb幾乎不會在鐵素體系基體組織中固溶，Y相不結(jié)晶，Nb向δ相的固溶也達到最低限度，因而可知能夠抑制韌性和被削性的劣化。(4)若Nb變多，則初晶的δ相的凝固開始溫度降低，雖然流動性改善，但是氣體缺陷增加。氣體缺陷之所以隨著Nb的增加而增加，是由于初晶δ相的結(jié)晶遞減，另一方面，凝固溫度范圍狹窄的共晶(δ+NbC)相遞增，由此導(dǎo)致熔液的凝固溫度范圍縮小。相比氫對于液相的溶解度，氫對于固相的固溶度極限的一方要小得多，因此在凝固時氫從固相被排出到液相。如果凝固溫度范圍變寬，則能夠有更多的氫從固相經(jīng)由固液共存相而移動到液相，通過通氣性鑄模逃散到大氣中。但是，若凝固溫度范圍狹窄，則可推測液相急速消失，因此氫不能充分逃散，被禁錮在鑄件內(nèi)部而使氣體缺陷發(fā)生。因此，為了抑制氣體缺陷，需要限制Nb含量的上限。(5)作為用于抑制氣體缺陷而擴大凝固溫度范圍的方法，研究出如下方法:(a)降低共晶(S +NbC)相的結(jié)晶溫度的方法；(b)提高初晶δ相的結(jié)晶溫度的方法；和(C)在共晶(δ+NbC)相結(jié)晶后，使共晶(δ+NbC)相與另外的相結(jié)晶的方法。(a)的方法需要大幅變更合金元素的種類和含量，偏離了 15 20Cr的鐵素體系耐熱鑄鋼。(b)的方法雖然通過減少C和Nb的含量來達成，但因為使凝固開始溫度上升，所以流動性惡化。因此，(a)和(b)的方法均不適于本發(fā)明的目的。在研究于共晶(δ+NbC)相的結(jié)晶后使之與另外的結(jié)晶相結(jié)晶的(C)的方法時，通過差示掃描量熱(DSC)調(diào)查具有良好的耐氣體缺陷性的特開平7-197209號的鐵素體系耐熱鑄鋼的凝固過程時，發(fā)現(xiàn)初晶δ相和共晶(δ+NbC)相順序結(jié)晶后，Y相結(jié)晶，凝固結(jié)束，凝固溫度范圍也 變寬。由此結(jié)構(gòu)推測，特開平7-197209號的鐵素體系耐熱鑄鋼，在共晶(δ+NbC)相發(fā)生結(jié)晶后結(jié)晶出來的Y相的作用下，凝固溫度范圍擴大，耐氣體缺陷性提高。因為Y相使韌性和被削性惡化，所以在共晶(δ+NbC)相的結(jié)晶后，使不會讓韌性和被削性惡化的相結(jié)晶而替代Y相，對于可以使這樣的相結(jié)晶出來的合金元素進行研究的結(jié)果發(fā)現(xiàn)，若含有適量的S，則在共晶(δ +NbC)相的結(jié)晶后，作為固溶有Cr的硫化物的錳鉻硫化物(MnCr)S結(jié)晶出來，凝固結(jié)束溫度降低，并且凝固溫度范圍擴大，能夠得到良好的耐氣體缺陷性。(6)若隨著Nb含量的增加而共晶(δ +NbC)相的結(jié)晶量變多，則氫從固相向液相的排出量變多，氣體缺陷的發(fā)生傾向提高。為了使更多的氫從材料內(nèi)部向大氣逃散，需要增多作為氫的逃散路徑的固液共存相。若凝固后期的錳鉻硫化物(MnCr)S的結(jié)晶量變多，則固液共存相增加，因此S含量多的方法為宜。另一方面，如果在能夠確保流動性和韌性的范圍內(nèi)減少Nb，則氫的排出量也減少，因此也能夠降低S含量。因此，為了提高耐氣體缺陷性，需要根據(jù)Nb含量而調(diào)整(增減)S含量。(7)若用于提高耐氣體缺陷性而添加的S的含量過多，則有韌性受損的傾向。因此，需要限制S含量的上限而使之不讓韌性劣化。通過差示掃描量熱(DSC)求得的本發(fā)明的鐵素體系耐熱鑄鋼的凝固過程模式化地顯示在圖1中。在A點凝固開始,最初,初晶δ相結(jié)晶(B點)，其次,共晶(δ+NbC)相結(jié)晶(C點)，最后，錳鉻硫化物(MnCr) S結(jié)晶(D點)，在E點凝固結(jié)束。在本發(fā)明的鐵素體系耐熱鑄鋼中，在共晶(δ+NbC)相結(jié)晶后的凝固后期，猛絡(luò)硫化物(MnCr) S結(jié)晶出來，由此凝固結(jié)束溫度降低，凝固溫度范圍擴大。因此，增加了作為氫向外部逃散的路徑的固液共存相，耐氣體缺陷性提聞。具有優(yōu)異的流動性、耐氣體缺陷性、韌性和被削性的本發(fā)明的鐵素體系耐熱鑄鋼，其特征在于，具有如下組成:以質(zhì)量比計，含有C:0.32 0.45%、S1:0.85% 以下、Mn:0.15 2%、N1:1.5% 以下、Cr: 16 23%、Nb:3.2 4.5%、Nb/C:9 11. 5、N:0.15% 以下、S: (Nb/20-0.1) 0.2 %、W 和 / 或 Mo:合計(W+Mo) 3.2% 以下，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，并具有如下組織:δ相和Nb碳化物(NbC)的共晶(δ +NbC)相以面積率計為60 80%，并且錳鉻硫化物(MnCr)S以面積率計為0.2 1.2%。本發(fā)明的排氣系統(tǒng)零件，其特征在于，由所述鐵素體系耐熱鑄鋼構(gòu)成。排氣系統(tǒng)零件的具體例，有排氣集管、渦輪機殼體、渦輪機殼體一體排氣集管、催化劑室、催化劑室一體排氣集管和排氣口。本發(fā)明的鐵素體系耐熱鑄鋼，即使不進行熱處理，仍可確保900°C附近的耐氧化性、耐熱龜裂性、耐熱變形性等的耐熱特性，同時具有優(yōu)異的流動性、耐氣體缺陷性、韌性和被削性，并且通過抑制稀有金屬的含量而抑制了成本，不僅具有經(jīng)濟性的優(yōu)點，還具有能夠穩(wěn)定獲取原料這樣的優(yōu)點。此外，因為不需要熱處理，所以能夠削減制造成本，并且也有助于節(jié)能。具有這樣特征的本發(fā)明的鐵素體系耐熱鑄鋼適合于汽車的排氣系統(tǒng)零件。這樣的排氣系統(tǒng)零件不僅廉價，而且具備優(yōu)異的耐熱特性，因此對低油耗化和CO2的削減有所貢獻。


圖1是表示鐵素體系耐熱鑄鋼由差示掃描量熱(DSC)進行的熱分析結(jié)果的曲線圖。
具體實施例方式[I]鐵素體系耐熱鑄鋼以下，對于本發(fā)明的鐵素體系耐熱鑄鋼的組成和組織詳細地進行說明。各合金元素的量除非特別告知，否則均以質(zhì)量％表示。⑷組成(I)C(碳):0.32 0.45%在C的作用下，凝固開始溫度下降，不僅熔液的流動性，即流動性(鑄造性)提高，而且在初晶5相的作用下，凝固開始溫度進一步降低，流動性提高。在制造排氣系統(tǒng)零件這樣薄壁而復(fù)雜形狀的鑄件時，為了確保作為重要的特性之一的流動性，期望凝固開始溫度大約低于1440°C，但為了具有如此低的凝固開始溫度，需要本發(fā)明的鐵素體系耐熱鑄鋼含有0.32%以上的C。但是，若C含量超過0.45%，則δ相和Nb碳化物的共晶(δ+NbC)相變得過多而發(fā)生脆化，常溫韌性降低。因此，C含量為0.32 0.45%。C含量優(yōu)選為.0.32 0.44%，更優(yōu)選為0.32 0.42%，最優(yōu)選為0.34 0.40%。(2) Si(硅):0.85% 以下Si作為熔液的脫氧劑發(fā)揮作用，并且改善耐氧化性。但是，若超過0.85%，Si在鐵素體系基體組織中固溶，不僅使基體組織顯著脆化，而且還使氫向鐵素體的固溶度極限降低，使鐵素體系耐熱鑄鋼的耐氣體缺陷性惡化。因此，Si的含量為0.85%以下(不含0%)。Si含量優(yōu)選為.0.2 0.85%，更優(yōu)選為0.3 0.85%，最優(yōu)選為.0.3 0.6%。(3)Mn(錳):0.15 2%Mn與Si同樣，不僅作為熔液的脫氧劑發(fā)揮作用，而且對于確保耐氣體缺陷性也是有效的元素。雖然詳情后述，但Mn在凝固的末期與Cr和S結(jié)合，形成使氫向外部逃散的路徑即錳鉻硫化物(MnCr) S，有助于耐氣體缺陷性的提高。為了形成(MnCr) S，需要Mn至少為
0.15%。但是，超過2%的Mn使鐵素體系耐熱鑄鋼的耐氧化性和韌性劣化。因此，Mn的含量為0.15 2%。Mn含量優(yōu)選為0.15 1.85%，更優(yōu)選為0.15 1.25%，最優(yōu)選為0.15
1.0%。(4)Ni(鎳):1.5% 以下Ni是奧氏體穩(wěn)定化元素，形成Y相。奧氏體在冷卻至常溫期間相變成使韌性和被削性顯著惡化的馬氏體。因此，希望Ni含量極少，但是Ni在作為原料的不銹鋼系廢料含有，因此作為不可避免的雜質(zhì)而混入的可能性高。實質(zhì)上對韌性和被削性沒有不良影響的Ni含量的上限為1.5%。因此，Ni含量為1.5%以下(含0%)。Ni含量優(yōu)選為O 1.25%，更優(yōu)選為O 1.0%，最優(yōu)選為O 0.9%。(5)CR(鉻):16 23%Cr改善耐氧化性，是使鐵素體組織穩(wěn)定化的元素。為了確保900°C附近的耐氧化性，需要Cr至少為16%。另外，Cr與Mn和S結(jié)合，形成使氫向外部逃散的路徑即錳鉻硫化物(MnCr) S，有助于耐氣體缺陷性的提高。但是，若Cr超過23%，則容易發(fā)生σ相脆性，韌性和被削性顯著惡化。因此，Cr含量為16 23%。Cr含量優(yōu)選為17 23%，更優(yōu)選為17 22.5%，最優(yōu)選為17.5 22%。(6)NB(鈮):3.2 4.5%Nb具有很強的碳化物形成能力。Nb在凝固時將C固定為碳化物(NbC),防止作為強力的奧氏體穩(wěn)定化元素的C在鐵素體系基體組織中固溶而使Y相結(jié)晶出來，Y相使韌性和被削性降低。另外共晶(δ+NbC)相的形成使高溫強度提高。此外Nb還使凝固開始溫度降低，確保良好的流動性。而且，Nb使初晶δ相的晶粒和共晶(δ+NbC)相的晶粒微細化，使韌性顯著提高。為了發(fā)揮這樣的作用，Nb的含量需要在3.2%以上。但是，共晶(δ +NbC)相具有狹窄的大約30°C的凝固溫度范圍，凝固的進行迅速。因此，由于Nb含量的增加，導(dǎo)致凝固溫度范圍狹窄的共晶(δ+NbC)相的結(jié)晶量增加，凝固溫度范圍縮小。而且，初晶S相的凝固開始溫度的降低也有助于凝固溫度范圍的狹窄化。結(jié)局是，由于Nb含量的增加，導(dǎo)致(a)初晶δ相的凝固開始溫度降低，并且(b)凝固溫度范圍狹窄的共晶(δ+NbC)相的結(jié)晶量增加，出于這兩個原因，導(dǎo)致凝固溫度范圍大幅縮小。若Nb超過4.5 %,貝U隨著凝固溫度范圍的縮小,凝固時從液相排出的氫難以向外部逃散，氣體缺陷的發(fā)生傾向提高，耐氣體缺陷性的惡化顯著。另外若Nb含量超過4.5%，則共晶(δ+NbC)相變得過剩，鐵素體系耐熱鑄鋼脆化。此外，若Nb超過5.0%，則已經(jīng)結(jié)晶出來的初晶δ相消失，只有共晶(δ+NbC)相結(jié)晶，凝固在狹窄的大約30°C的凝固溫度范圍內(nèi)短時間結(jié)束。若是如此，則從液相排出的氫幾乎沒有向外部逃散的機會，氣體缺陷的發(fā)生顯著。因此，Nb的含量為3.2 4.5%。Nb含量優(yōu)選為3.3 4.4%，更優(yōu)選為3.4
4.2%，最優(yōu)選為3.4 4.0%。(7) Nb/C:9 11.5
將Nb和C的含量比(Nb/C)限制在規(guī)定的范圍，這是本發(fā)明的鐵素體系耐熱鑄鋼為了平衡地得到應(yīng)該兼?zhèn)涞奶匦运璧淖钪匾囊過剩時，即Nb/C過小時，不能與Nb結(jié)合的剩余的C在基體組織中固溶，導(dǎo)致δ相不穩(wěn)定化，使Υ相結(jié)晶出來。結(jié)晶出來的Y相會相變成使韌性和被削性降低的馬氏體直至到達常溫。另外，若Nb/C小，則初晶δ相的結(jié)晶量變得過多，其生長得到促進，因此初晶δ相的晶粒無法微細，韌性無法提高。為了抑制Y相的結(jié)晶，并且使初晶δ相的晶粒和共晶(δ+NbC)相的晶粒微細化，需要Nb/C為9以上。另一方面，Nb過剩時，即Nb/C過大時，Nb在δ相中固溶，對δ相施加晶格應(yīng)變，使δ相的韌性降低。另外，若Nb/C過大，則共晶(δ+NbC)相的結(jié)晶量變得過多，其生長得到促進，因此共晶(δ +NbC)相的晶粒的微細化不充分，韌性無法提高。為了抑制Nb向δ相的固溶，并且使初晶δ相的晶粒和共晶(δ +NbC)相的晶粒微細化，需要Nb/C在11.5以下。根據(jù)以上，Nb/C為9 11.5。Nb/C優(yōu)選為9 11.3，更優(yōu)選為9.3 11，最優(yōu)選為9.5 10.5。(8)叭氮):0.15%以下N是強力的奧氏體穩(wěn)定化元素，形成Y相。所形成的Y相在冷卻至常溫的期間馬氏體化，使韌性和被削性劣化。因此，期望N極少的方法，但N原來在熔解材料(廢料)中含有，因此作為不可避免的雜質(zhì)混入。因為在實質(zhì)上不會使韌性和被削性惡化的N的上限為0.15%，所以N含量為0.15%以下(含0%)。N含量優(yōu)選為O 0.13%，更優(yōu)選為O 0.11%，最優(yōu)選為O 0.10%。(9) S (硫):(Nb/20-0.1) ~ 0.2%S在賦予本發(fā)明的鐵素體系耐熱鑄鋼以充分的耐氣體缺陷性上是重要的元素。S與Mn和Cr結(jié)合而形成錳鉻硫化物(MnCr)S，使耐氣體缺陷性提高。(MnCr)S在共晶(δ +NbC)相的凝固之后，作為(MnCr) S和δ相的共晶硫化物(δ+(MnCr)S)結(jié)晶出來。由于共晶硫化物(δ +(MnCr)S)比共晶(δ +NbC)相凝固得慢，致使凝固結(jié)束溫度下降，凝固溫度范圍擴大。由于比共晶(δ+NbC)相凝固得慢的共晶硫化物(δ+(MnCr)S)結(jié)晶出來，可推測在共晶(δ+NbC)相的結(jié)晶時從液相排出的氫，通過凝固前的共晶硫化物(δ+(MnCr)S)的固液共存相的液相而從鑄模向外部逃散，氣體缺陷得到抑制。若共晶(δ +NbC)相的結(jié)晶量增加，則氫的排出量也變多，因此為了確保作為氫的逃散路徑的固液共存相的量，需要使共晶硫化物(δ+(MnCr)S)的結(jié)晶量增大。在本發(fā)明的組成范圍中，共晶(δ+NbC)相的結(jié)晶量依存于Nb含量，共晶硫化物(δ+(MnCr)S)的結(jié)晶量依存于S含量。為了抑制氣體缺陷，需要根據(jù)共晶(δ+NbC)相的結(jié)晶量來確保共晶硫化物(S+(MnCr)S)的結(jié)晶量，為此需要與Nb含量成正比而增大S的需要量(下限量)。在調(diào)查Nb和S的含量與氣體缺陷的發(fā)生狀況的關(guān)系時可知，抑制氣體缺陷所需要的S的量為(Nb/20-0.1)%以上。但是，若S過剩地含有而超過0.2%，則韌性的降低顯著。因此，S的含量為(Nb/20-0.1) 0.2%。在本發(fā)明中，S含量的下限值，在Nb為3.2%時，成為0.06%，在Nb為4.5%時，成為0.125%,因此S含量限制在0.06 0.2%的范圍內(nèi)。S含量優(yōu)選為0.125 0.2%，更優(yōu)選為0.13 0.2%，最優(yōu)選為0.13 0.17%。(10) W (鎢)和 / 或 Mo (鑰):合計(ff+Mo)為 3.2% 以下W和Mo在基體組織的δ相中固溶，從而改善高溫強度。W和Mo的添加效果在添加任意一方時，在各兀素的含量約3%時飽和,添加兩者時,兩者的合計含量約3%時飽和。此夕卜，單獨添加W和Mo時，若各元素的含量超過3.2%，另外添加兩者時，若合計量(W+Mo)超過3.2%，則生成粗大的碳化物而使韌性和被削性顯著劣化。因此，W和/或Mo的含量合計(ff+Mo)為3.2%以下(含0%)。W和/或Mo的含量合計優(yōu)選為O 3.0%，更優(yōu)選為O 2.5%。特別需要韌性時，W和/或Mo的含量合計優(yōu)選為O 1.0 %，更優(yōu)選為O 0.5 %，最優(yōu)選為O 0.3%。另外，特別需要高溫強度時，W和/或Mo的含量合計優(yōu)選為0.8
3.2%，更優(yōu)選為1.0 3.2%，最優(yōu)選為1.0 2.5%。(B)組織(I)共晶(δ +NbC)相的面積率:60 80%在本發(fā)明的鐵素體 系耐熱鑄鋼中，控制δ相和Nb碳化物(NbC)的共晶(δ+NbC)相的結(jié)晶量，這在確保韌性上很重要。本發(fā)明的鐵素體系耐熱鑄鋼，在鑄造時的凝固中，初晶δ相凝固之后在短時間內(nèi)有比較大量的共晶(δ+NbC)相凝固，其結(jié)果是，由于共晶(δ +NbC)的凝固相導(dǎo)致初晶δ相的生長受到妨礙、抑制，初晶δ相的晶粒變得微細。另一方面，共晶(δ+NbC)相的生長也被初晶δ相的凝固相妨礙、抑制，共晶(δ+NbC)相的晶粒也變得細微。如此，本發(fā)明的鐵素體系耐熱鑄鋼中，初晶S相和共晶(δ+NbC)相的雙方互相抑制晶粒的生長，晶粒都得到微細化，因而可推定韌性大幅提高。為了得到該效果，設(shè)組織的總面積為100%時，需要共晶(δ +NbC)相的面積比例(面積率)為60 80%。共晶(δ+NbC)相的面積率低于60%時,初晶δ相的晶粒粗大,得不到朝性的提聞效果。另一方面，若共晶(S +NbC)相的面積率超過80%，則不僅共晶(δ +NbC)相的結(jié)晶量過剩，而且其晶粒也粗大化，因此脆化，韌性顯著降低。因此，共晶(S+NbC)相的面積率控制在60 80%。為了將共晶(δ +NbC)相的面積率控制在60 80%，將C和Nb的含量以及Nb/C的比規(guī)定在前述的范圍。共晶(S +NbC)相的面積率優(yōu)選為60 78%，更優(yōu)選為60 76%，最優(yōu)選為60 74%。(2)錳鉻硫化物(MnCr) S的面積率:0.2 1.2%在本發(fā)明的鐵素體系耐熱鑄鋼中，控制錳鉻硫化物(MnCr)S的結(jié)晶量，這在確保耐氣體缺陷性上很重要。為了使比共晶(δ+NbC)相凝固得慢的(MnCr)S和δ相的共晶硫化物(δ+(MnCr)S)適量結(jié)晶，使凝固結(jié)束溫度下降而擴大凝固溫度范圍，得到充分的耐氣體缺陷性，設(shè)組織的總面積為100%時，需要錳鉻硫化物(MnCr)S的面積比例(面積率)為
0.2%以上。但是，若(MnCr)S的面積率超過1.2%，則共晶硫化物(δ+(MnCr)S)的結(jié)晶量過剩，由于脆化而損害韌性。因此，錳鉻硫化物(MnCr)S的面積率控制在0.2 1.2%。為了控制(MnCr)S的面積率，將S含量限制在前述的范圍。錳鉻硫化物(MnCr)S的面積率優(yōu)選為0.2 1.0%，更優(yōu)選為0.3 1.0%，最優(yōu)選為0.5 1.0%。[2]排氣系統(tǒng)零件使用上述鐵素體系耐熱鑄鋼制造的本發(fā)明的排氣系統(tǒng)零件，雖然任何鑄造排氣系統(tǒng)零件均包含，但其優(yōu)選的示例，有排氣集管、渦輪機殼體、將渦輪機殼體和排氣集管一體鑄造的渦輪機殼體一體排氣集管、催化劑室、將催化劑室和排氣集管一體鑄造的催化劑室一體排氣集管、排氣口等。當(dāng)然，本發(fā)明的排氣系統(tǒng)零件并不限定于此，例如也包括與板金制或管制的構(gòu)件焊接的鑄造零件。本發(fā)明的排氣系統(tǒng)零件，即使曝露在1000°C以上的高溫的廢氣中，自身的表面溫度達到900°C附近，仍確保 著充分的耐氧化性、耐熱龜裂性、耐熱變形性等的耐熱特性，因此適合作為排氣集管、渦輪機殼體、渦輪機殼體一體排氣集管、催化劑室、催化劑室一體排氣集管和排氣口，發(fā)揮高耐熱性和耐久性。另外，因為兼?zhèn)鋬?yōu)異的流動性、耐氣體缺陷性、韌性和被削性，并且抑制稀有金屬的含量，不需要進行熱處理，所以能夠以高制品成品率而廉價地制造。因此，有助于低油耗化，并且具有高耐熱性和耐久性的廉價的排氣系統(tǒng)零件，在低端車這樣的低價格的汽車中也可以使用，對CO2削減的貢獻值得期待。通過以下的實施例更詳細地說明本發(fā)明，但本發(fā)明不受這些實施例的任何限定。在此除非特別告知，否則構(gòu)成合金的各元素的含量均以質(zhì)量％表示。實施例1 39和比較例I 34各鑄鋼的供試材的化學(xué)組成顯不在表1-1和表1-2中。實施例1 39是本發(fā)明的鐵素體系耐熱鑄鋼，比較例I 30是本發(fā)明的范圍外的鑄鋼。具體來說，比較例I是C和Nb的含量過少的鑄鋼，比較例2 6、16和17是S過少的鑄鋼，比較例7 9是C和Nb的含量過多的鑄鋼，比較例10是S過少，并且Cr過多的鑄鋼，比較例11是C過少的鑄鋼，比較例12是C過多的鑄鋼，比較例13是Si過多的鑄鋼，比較例14是Mn過少的鑄鋼，比較例15是Mn過多的鑄鋼， 比較例18和19是S過多的鑄鋼，比較例20是Ni過多的鑄鋼，比較例21是Cr過少的鑄鋼，比較例22是Cr過多的鑄鋼，比較例23是W過多的鑄鋼，比較例24是Mo過多的鑄鋼，比較例25和26是Nb過少的鑄鋼，比較例27是Nb過多的鑄鋼，比較例28是Nb/C過小的鑄鋼，
比較例29是Nb/C過大的鑄鋼，比較例30是N過多的鑄鋼。比較例31是相當(dāng)于CB-30的普通的鐵素體系鑄鋼，比較例32是特開平7-197209號所述的鐵素體系耐熱鑄鋼的一例，比較例33是特開2007-254885號所述的鐵素體系不銹鋼鑄鋼的一例，比較例34是特開平11-61343號所述的鐵素體系耐熱鑄鋼的一例。表1-1`
權(quán)利要求
1.一種鐵素體系耐熱鑄鋼，其特征在于，是具有優(yōu)異的流動性、耐氣體缺陷性、韌性和被削性的鐵素體系耐熱鑄鋼，其具有如下組成:以質(zhì)量比計含有c:0.32 0.45%, Si:0.85% 以下、Mn:0.15 2%、N1:1.5% 以下、Cr:16 23%、Nb:3.2 4.5%,Nb/C:9 11.5、Ν:0.15% 以下、S: (Nb/20-0.1) 0.2%、W 和 / 或 Mo: (ff+Mo)合計為 3.2% 以下，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成， 并具有如下組織:S鐵素體和Nb碳化物(NbC)的共晶(δ +NbC)相的面積率為60 80%，錳鉻硫化物(MnCr)S的面積率為0.2 1.2%。
2.一種由權(quán)利要求1所述的`鐵素體系耐熱鑄鋼制成的排氣系統(tǒng)零件。
全文摘要
一種具有優(yōu)異的流動性、耐氣體缺陷性、韌性和被削性的鐵素體系耐熱鑄鋼，和由其構(gòu)成的排氣系統(tǒng)零件，其具有如下組成以質(zhì)量比計，含有C0.32～0.45％、Si0.85％以下、Mn0.15～2％、Ni1.5％以下、Cr16～23％、Nb3.2～4.5％、Nb/C9～11.5、N0.15％以下、S(Nb/20-0.1)～0.2％，W和/或Mo合計(W+Mo)3.2％以下，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，并具有如下組織δ鐵素體和Nb碳化物(NbC)的共晶(δ+NbC)相的面積率為60～80％，錳鉻硫化物(MnCr)S的面積率為0.2～1.2％。
文檔編號C22C38/00GK103140595SQ20118004753
公開日2013年6月5日 申請日期2011年10月3日 優(yōu)先權(quán)日2010年10月1日
發(fā)明者川畑將秀, 栗林秀雄, 早川淳二 申請人:日立金屬株式會社