专利名称：具有优异的流动性、耐气体缺陷性、韧性和被削性的铁素体系耐热铸钢和由其构成的排气 ...的制作方法
技术领域：
本发明涉及具有优异的流动性、耐气体缺陷性、韧性和被削性，适于汽车用汽油机和柴油机的排气系统零件，特别是适于排气集管、涡轮机壳体等的铁素体系耐热铸钢和由其构成的排气系统零件。
背景技术：
为了防止 全球变暖，强烈要求削减从汽车排放的CO2的量。为了削减CO2排放量，主要需要提高汽车的燃油效率性能(低油耗化)。作为低油耗化技术，可列举燃料的直喷化、压缩比的增大、通过增压化带来的发动机的轻量小型化(缩小化)、增压器的增压压力的上升等。随着这些技术的导入，汽车用发动机的燃料的燃烧有更加高温和高压的倾向，其结果是从发动机排出的废气的温度上升至接近1000°c，排气集管、催化剂室、涡轮机壳体等的排气系统零件的温度达到约900°c。对如如此曝露在高温的废气中的排气系统零件，就要求有优异的耐热特性(耐氧化性、高温强度、耐热变形性和耐热龟裂性)。曝露在高温而严酷使用条件下的汽车的排气集管等的排气系统零件中，历来所使用的是高Si球状石墨铸铁、耐蚀高镍铸铁(N1-Cr系奥氏体铸铁)等的耐热铸铁，和铁素体系耐热铸钢、奥氏体系耐热铸钢等。现有的耐热铸铁和耐热铸钢之中，铁素体系的4% Si~0.5% Mo的球状石墨铸铁，直至800°C附近都显示出比较的良好的耐热特性，但是在超过这一温度时耐久性差。为了同时满足800°C以上的耐氧化性和耐热龟裂性的条件，大量含有N1、Cr、Co等的稀有金属(rare metal)的耐蚀高镍铸铁等的耐热铸铁和奥氏体系耐热铸钢被用于排气系统零件。但是，耐蚀高镍铸铁不仅高价的Ni的含量多，而且基体组织为奥氏体，线膨胀率大，在微观组织中存在作为破坏的起点的石墨，因此耐热龟裂性差。另外，奥氏体系耐热铸钢，虽然不含作为破坏的起点的石墨，但是因为线膨胀率大，所以在900°C附近的耐热龟裂性不充分。而且，奥氏体系耐热铸钢大量含有稀有金属，因此，不仅高价，经济性差，而且还容易受到世界经济局势的影响，抱有原材料的稳定供给令人担忧等问题。排气系统零件所使用的耐热材料，除了从经济性和原材料的稳定供给的观点出发以外，从地球资源的有效利用的观点出发，也希望能够以极少量的稀有金属确保需要的耐热特性。由此就可以提供廉价的排气系统零件，使用于低油耗化的技术也可以适用于低端车等，能够为削减CO2作出贡献。为了极力抑制稀有金属的含量，将基体组织作为铁素体比作为奥氏体的方法有利。而且，因为铁素体系的材料比奥氏体系的材料的线膨胀率小，所以发动机的起动和开动时所发生的热应力小，耐热龟裂性优异。但是，一般的铁素体系铸钢，C少至大约0.2质量％以下，另外不像奥氏体系铸钢这样含有使熔点降低的Ni等的合金元素，因此为高熔点。因此，一般的铁素体系铸钢其熔液的流动性(以下称为“流动性”)低，所以铸造性差，在铸造时容易发生浇铸不满、冷隔、缩孔等的铸造缺陷。特别是在具有复杂和/或薄壁的形状的排气系统零件中，若C含量少，则不能确保良好的流动性，产生浇铸不满和冷隔等的铸造缺陷，生产成品率低。此外与奥氏体系铸钢不同，因为铁素体系铸钢几乎不含间隙固溶元素，所以有容易发生氢造成的气体缺陷这样的缺点。还有，所谓气体缺陷，就是熔液在所含有的氢，随着铸造时的熔液温度的降低，不能溶解在熔液中(液相)，另外在固相中也不固溶，而是在凝固的铸造品中作为空穴残存，从而发生的缺陷。以铸造性的改善等为目标，本申请人在特开平7-197209号中提出有一种铸造性优异的铁素体系耐热铸钢，其具有如下组成:以重量比率计含有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和不可避免的杂质构成，除了通常的α相(α铁素体相)以外,还具有从Y相(奥氏体相)相变为α +碳化物的相(以下称为“ α ’相” ),a ’相的面积率{α’/(α+α’)}为20 70%。该铁素体系耐热铸钢，因为900°C以上的耐热特性优异，所以适于排气系统零件，因为增多了 C含量，所以具有良好的流动性，铸造性得到改善。在特开平7-197209号的铁素体系耐热铸钢中，通过含有作为Nb和C的碳化物的NbC其形成所消耗的量以上的C，作为奥氏体化元素的C在基体组织中固溶，凝固时在高温下生成Y相，在冷却至常温的过程中生成从Y相相变而来α ’相，因而延展性和耐氧化性提高。但是，在铸态下从Y相到α ’相的相变无法充分进行，而是从Y相向马氏体相变。因为马氏体是高硬度，所以使常温下的韧性和被削性显著恶化。为了得到良好的韧性和被削性，需要进行使马氏体消失而使α ’相析出的热处理，但热处理使制造成本上升，因此使经济性降低。另外热处理需要大量能源，从节能的观点出发也存在问题。作为相比一般的铁素体系铸钢而C含量多的铁素体系不锈钢铸钢所构成的铸造零件，特开2007-254885号公开有一种薄壁铸造零件，其由含有C:0.10 0.50质量％、S1:1.00 4.00 质量％、Mn:0.10 3.00 质量％、Cr:8.0 30.0 质量％、以及 Nb 和 / 或V:合计0.1 5.0质量％的铁素体系不锈钢铸钢构成，具有厚I 5mm的薄壁部，并且薄壁部的组织中的铁素体相的平均晶粒直径为50 400 μ m,因此高温强度提高。在由特开2007-254885号的铁素体系不锈钢铸钢构成铸造零件中，在厚5mm以下的薄壁部提高铸造时的冷却速度，从而减小铁素体相的平均晶粒直径，因而使薄壁部在高温下的屈服强度、抗拉强度和断裂伸长率提高。但是，在排气系统零件中，像气缸盖装配法兰、隔热板安装凸耳、螺栓紧固部、壁厚交叉部等这样壁厚达5_以上的部分很多，另外即使是厚5_以下的薄壁部，在靠近用于防止缩孔的冒口的部分处，和制品模腔邻接而砂型容易过热的部分，熔液的冷却速度仍然缓慢。排气系统零件之中，在这样的部分，平均晶粒直径变大，韧性(特别是常温下的韧性)变低。特开2007-254885号没有公开用于抑制因形状、壁厚变动、铸造方案等引起的韧性的降低的对策。另外，特开2007-254885号的铁素体系不锈钢铸钢，通过大量含有Si达1.00 4.00质量％ (实施例中约2质量％以上)，降低熔点而改善熔液的流动性，另外也改善高温强度、耐氧化性、耐渗碳性和被削 性。但是，该铁素体系不锈钢铸钢，有大量的Si在铁素体系基体组织中固溶，常温下的韧性差。另外，因为在铁素体系基体组织中固溶的Si使氢的固溶度极限降低，所以会增多凝固时的氢放出量，助长气体缺陷的发生。
另外，作为比一般的铁素体系铸钢的C含量多的铁素体系耐热铸钢，本申请人在特开平11-61343号中提出有一种铁素体系耐热铸钢，其具有如下组成:以重量比率计含有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和不可避免的杂质构成，除了 α相以外，因为还具有莱夫斯相(Fe2M),所以具有优异的高温强度(特别是蠕变断裂强度)。但是，该铁素体系耐热铸钢虽然具有优异的高温强度和良好的流动性，但是在含有大量的Nb时，可知气体缺陷的发生显著。因此该铁素体系耐热铸钢至今为止都没有被用于排气系统零件。如上述，现有的铁素体系耐热铸钢，虽然流动性良好，但是韧性和被削性差，也容易发生气体缺陷，因此未必适合用于排气系统零件。韧性和被削性虽然能够通过热处理改善，但是热处理招致制造成本的增加。另外，因为去除气体缺陷困难，所以具有气体缺陷的铸造零件不得不作为废品被销毁，生产成品率恶化。
发明内容
因此本发明的目的在于，提供一种既确保在900°C附近的耐氧化性、高温强度、耐热变形性、耐热龟裂性等的耐热特性，又具有优异的流动性、耐气体缺陷性、韧性和被削性的铁素体系耐热铸钢。本发明还有一个目的在于，提供由这种铁素体系耐热铸钢构成的排气集管和涡轮机壳体等的汽车用排气系统零件。鉴于上述目的，以15 20Cr铁素体系耐热铸钢为基础，就耐热特性、流动性、耐气体缺陷性、韧性和被削性与合金元素、组成范围、金属组织(微观组织)和凝固形态的关系进行了锐意研究，其结果得到以下的结论。本发明正是基于这样的结论而完成。(I)制造排气系统零件这样的薄壁而复杂形状的铸件时，对于铸造材料要求有良好的流动性。为了确保流动性，已知有效的是增加C含量，使凝固开始温度降低，但仅仅只是增加C含量，不仅Cr碳化物的析出量增加而韧性降低，而且相变成马氏体的Y相的结晶出来，导致韧性和被削性恶化。但是，本发明者发现，通过与C 一起增加Nb，既抑制了韧性和被削性的降低，又能够得到由铸钢的凝固开始温度的降低带来的流动性的改善。如果是相同的C量，则Nb量多的方法能够使凝固开始温度进一步降低。铸钢的凝固开始温度降低的理由，是由于Nb的增加导致初晶的δ相(δ铁素体相)的凝固开始温度降低。(2) 一般来说，若提高强度的合金元素在基体组织中固溶，或者形成结晶物和析出物，则韧性降低。在本发明的铁素体系耐热铸钢中，若使C和Nb —起大量含有，则碳化物增力口，预见的也是韧性显著降低，但韧性却反而大幅提高。其理由是因为，若C和Nb的含量增力口，则初晶δ相的凝固开始温度降低而接近共晶(δ+NbC)相的凝固温度范围，因此初晶δ相的晶粒的生长和共晶(δ+NbC)相的晶粒的生长相互抑制。由于晶粒的微细化而使韧性提高。使初晶δ相的晶粒和共晶(δ+NbC)相的晶粒微细化，需要控制两者的结晶量，为此，需要调整C和Nb的添加量。(3)除了初晶 δ相的晶粒和共晶(δ +NbC)相的晶粒的微细化之外，为了防止对韧性有害的Y相的结晶，和抑制Nb向δ相的固溶，C和Nb的含量的平衡也很重要。通过使Nb和C的含量的比(Nb/C)为期望的范围，剩余的C作为Nb碳化物(NbC)结晶，C和Nb几乎不会在铁素体系基体组织中固溶，Y相不结晶，Nb向δ相的固溶也达到最低限度，因而可知能够抑制韧性和被削性的劣化。(4)若Nb变多，则初晶的δ相的凝固开始温度降低，虽然流动性改善，但是气体缺陷增加。气体缺陷之所以随着Nb的增加而增加，是由于初晶δ相的结晶递减，另一方面，凝固温度范围狭窄的共晶(δ+NbC)相递增，由此导致熔液的凝固温度范围缩小。相比氢对于液相的溶解度，氢对于固相的固溶度极限的一方要小得多，因此在凝固时氢从固相被排出到液相。如果凝固温度范围变宽，则能够有更多的氢从固相经由固液共存相而移动到液相，通过通气性铸模逃散到大气中。但是，若凝固温度范围狭窄，则可推测液相急速消失，因此氢不能充分逃散，被禁锢在铸件内部而使气体缺陷发生。因此，为了抑制气体缺陷，需要限制Nb含量的上限。(5)作为用于抑制气体缺陷而扩大凝固温度范围的方法，研究出如下方法:(a)降低共晶(S +NbC)相的结晶温度的方法；(b)提高初晶δ相的结晶温度的方法；和(C)在共晶(δ+NbC)相结晶后，使共晶(δ+NbC)相与另外的相结晶的方法。(a)的方法需要大幅变更合金元素的种类和含量，偏离了 15 20Cr的铁素体系耐热铸钢。(b)的方法虽然通过减少C和Nb的含量来达成，但因为使凝固开始温度上升，所以流动性恶化。因此，(a)和(b)的方法均不适于本发明的目的。在研究于共晶(δ+NbC)相的结晶后使之与另外的结晶相结晶的(C)的方法时，通过差示扫描量热(DSC)调查具有良好的耐气体缺陷性的特开平7-197209号的铁素体系耐热铸钢的凝固过程时，发现初晶δ相和共晶(δ+NbC)相顺序结晶后，Y相结晶，凝固结束，凝固温度范围也 变宽。由此结构推测，特开平7-197209号的铁素体系耐热铸钢，在共晶(δ+NbC)相发生结晶后结晶出来的Y相的作用下，凝固温度范围扩大，耐气体缺陷性提高。因为Y相使韧性和被削性恶化，所以在共晶(δ+NbC)相的结晶后，使不会让韧性和被削性恶化的相结晶而替代Y相，对于可以使这样的相结晶出来的合金元素进行研究的结果发现，若含有适量的S，则在共晶(δ +NbC)相的结晶后，作为固溶有Cr的硫化物的锰铬硫化物(MnCr)S结晶出来，凝固结束温度降低，并且凝固温度范围扩大，能够得到良好的耐气体缺陷性。(6)若随着Nb含量的增加而共晶(δ +NbC)相的结晶量变多，则氢从固相向液相的排出量变多，气体缺陷的发生倾向提高。为了使更多的氢从材料内部向大气逃散，需要增多作为氢的逃散路径的固液共存相。若凝固后期的锰铬硫化物(MnCr)S的结晶量变多，则固液共存相增加，因此S含量多的方法为宜。另一方面，如果在能够确保流动性和韧性的范围内减少Nb，则氢的排出量也减少，因此也能够降低S含量。因此，为了提高耐气体缺陷性，需要根据Nb含量而调整(增减)S含量。(7)若用于提高耐气体缺陷性而添加的S的含量过多，则有韧性受损的倾向。因此，需要限制S含量的上限而使之不让韧性劣化。通过差示扫描量热(DSC)求得的本发明的铁素体系耐热铸钢的凝固过程模式化地显示在图1中。在A点凝固开始,最初,初晶δ相结晶(B点)，其次,共晶(δ+NbC)相结晶(C点)，最后，锰铬硫化物(MnCr) S结晶(D点)，在E点凝固结束。在本发明的铁素体系耐热铸钢中，在共晶(δ+NbC)相结晶后的凝固后期，猛络硫化物(MnCr) S结晶出来，由此凝固结束温度降低，凝固温度范围扩大。因此，增加了作为氢向外部逃散的路径的固液共存相，耐气体缺陷性提闻。具有优异的流动性、耐气体缺陷性、韧性和被削性的本发明的铁素体系耐热铸钢，其特征在于，具有如下组成:以质量比计，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:合计(W+Mo) 3.2% 以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，并具有如下组织:δ相和Nb碳化物(NbC)的共晶(δ +NbC)相以面积率计为60 80%，并且锰铬硫化物(MnCr)S以面积率计为0.2 1.2%。本发明的排气系统零件，其特征在于，由所述铁素体系耐热铸钢构成。排气系统零件的具体例，有排气集管、涡轮机壳体、涡轮机壳体一体排气集管、催化剂室、催化剂室一体排气集管和排气口。本发明的铁素体系耐热铸钢，即使不进行热处理，仍可确保900°C附近的耐氧化性、耐热龟裂性、耐热变形性等的耐热特性，同时具有优异的流动性、耐气体缺陷性、韧性和被削性，并且通过抑制稀有金属的含量而抑制了成本，不仅具有经济性的优点，还具有能够稳定获取原料这样的优点。此外，因为不需要热处理，所以能够削减制造成本，并且也有助于节能。具有这样特征的本发明的铁素体系耐热铸钢适合于汽车的排气系统零件。这样的排气系统零件不仅廉价，而且具备优异的耐热特性，因此对低油耗化和CO2的削减有所贡献。
图1是表示铁素体系耐热铸钢由差示扫描量热(DSC)进行的热分析结果的曲线图。
具体实施例方式[I]铁素体系耐热铸钢以下，对于本发明的铁素体系耐热铸钢的组成和组织详细地进行说明。各合金元素的量除非特别告知，否则均以质量％表示。⑷组成(I)C(碳):0.32 0.45%在C的作用下，凝固开始温度下降，不仅熔液的流动性，即流动性(铸造性)提高，而且在初晶5相的作用下，凝固开始温度进一步降低，流动性提高。在制造排气系统零件这样薄壁而复杂形状的铸件时，为了确保作为重要的特性之一的流动性，期望凝固开始温度大约低于1440°C，但为了具有如此低的凝固开始温度，需要本发明的铁素体系耐热铸钢含有0.32%以上的C。但是，若C含量超过0.45%，则δ相和Nb碳化物的共晶(δ+NbC)相变得过多而发生脆化，常温韧性降低。因此，C含量为0.32 0.45%。C含量优选为.0.32 0.44%，更优选为0.32 0.42%，最优选为0.34 0.40%。(2) Si(硅):0.85% 以下Si作为熔液的脱氧剂发挥作用，并且改善耐氧化性。但是，若超过0.85%，Si在铁素体系基体组织中固溶，不仅使基体组织显著脆化，而且还使氢向铁素体的固溶度极限降低，使铁素体系耐热铸钢的耐气体缺陷性恶化。因此，Si的含量为0.85%以下(不含0%)。Si含量优选为.0.2 0.85%，更优选为0.3 0.85%，最优选为.0.3 0.6%。(3)Mn(锰):0.15 2%Mn与Si同样，不仅作为熔液的脱氧剂发挥作用，而且对于确保耐气体缺陷性也是有效的元素。虽然详情后述，但Mn在凝固的末期与Cr和S结合，形成使氢向外部逃散的路径即锰铬硫化物(MnCr) S，有助于耐气体缺陷性的提高。为了形成(MnCr) S，需要Mn至少为
0.15%。但是，超过2%的Mn使铁素体系耐热铸钢的耐氧化性和韧性劣化。因此，Mn的含量为0.15 2%。Mn含量优选为0.15 1.85%，更优选为0.15 1.25%，最优选为0.15
1.0%。(4)Ni(镍):1.5% 以下Ni是奥氏体稳定化元素，形成Y相。奥氏体在冷却至常温期间相变成使韧性和被削性显著恶化的马氏体。因此，希望Ni含量极少，但是Ni在作为原料的不锈钢系废料含有，因此作为不可避免的杂质而混入的可能性高。实质上对韧性和被削性没有不良影响的Ni含量的上限为1.5%。因此，Ni含量为1.5%以下(含0%)。Ni含量优选为O 1.25%，更优选为O 1.0%，最优选为O 0.9%。(5)CR(铬):16 23%Cr改善耐氧化性，是使铁素体组织稳定化的元素。为了确保900°C附近的耐氧化性，需要Cr至少为16%。另外，Cr与Mn和S结合，形成使氢向外部逃散的路径即锰铬硫化物(MnCr) S，有助于耐气体缺陷性的提高。但是，若Cr超过23%，则容易发生σ相脆性，韧性和被削性显著恶化。因此，Cr含量为16 23%。Cr含量优选为17 23%，更优选为17 22.5%，最优选为17.5 22%。(6)NB(铌):3.2 4.5%Nb具有很强的碳化物形成能力。Nb在凝固时将C固定为碳化物(NbC),防止作为强力的奥氏体稳定化元素的C在铁素体系基体组织中固溶而使Y相结晶出来，Y相使韧性和被削性降低。另外共晶(δ+NbC)相的形成使高温强度提高。此外Nb还使凝固开始温度降低，确保良好的流动性。而且，Nb使初晶δ相的晶粒和共晶(δ+NbC)相的晶粒微细化，使韧性显著提高。为了发挥这样的作用，Nb的含量需要在3.2%以上。但是，共晶(δ +NbC)相具有狭窄的大约30°C的凝固温度范围，凝固的进行迅速。因此，由于Nb含量的增加，导致凝固温度范围狭窄的共晶(δ+NbC)相的结晶量增加，凝固温度范围缩小。而且，初晶S相的凝固开始温度的降低也有助于凝固温度范围的狭窄化。结局是，由于Nb含量的增加，导致(a)初晶δ相的凝固开始温度降低，并且(b)凝固温度范围狭窄的共晶(δ+NbC)相的结晶量增加，出于这两个原因，导致凝固温度范围大幅缩小。若Nb超过4.5 %,贝U随着凝固温度范围的缩小,凝固时从液相排出的氢难以向外部逃散，气体缺陷的发生倾向提高，耐气体缺陷性的恶化显著。另外若Nb含量超过4.5%，则共晶(δ+NbC)相变得过剩，铁素体系耐热铸钢脆化。此外，若Nb超过5.0%，则已经结晶出来的初晶δ相消失，只有共晶(δ+NbC)相结晶，凝固在狭窄的大约30°C的凝固温度范围内短时间结束。若是如此，则从液相排出的氢几乎没有向外部逃散的机会，气体缺陷的发生显著。因此，Nb的含量为3.2 4.5%。Nb含量优选为3.3 4.4%，更优选为3.4
4.2%，最优选为3.4 4.0%。(7) Nb/C:9 11.5
将Nb和C的含量比(Nb/C)限制在规定的范围，这是本发明的铁素体系耐热铸钢为了平衡地得到应该兼备的特性所需的最重要的要件。C过剩时，即Nb/C过小时，不能与Nb结合的剩余的C在基体组织中固溶，导致δ相不稳定化，使Υ相结晶出来。结晶出来的Y相会相变成使韧性和被削性降低的马氏体直至到达常温。另外，若Nb/C小，则初晶δ相的结晶量变得过多，其生长得到促进，因此初晶δ相的晶粒无法微细，韧性无法提高。为了抑制Y相的结晶，并且使初晶δ相的晶粒和共晶(δ+NbC)相的晶粒微细化，需要Nb/C为9以上。另一方面，Nb过剩时，即Nb/C过大时，Nb在δ相中固溶，对δ相施加晶格应变，使δ相的韧性降低。另外，若Nb/C过大，则共晶(δ+NbC)相的结晶量变得过多，其生长得到促进，因此共晶(δ +NbC)相的晶粒的微细化不充分，韧性无法提高。为了抑制Nb向δ相的固溶，并且使初晶δ相的晶粒和共晶(δ +NbC)相的晶粒微细化，需要Nb/C在11.5以下。根据以上，Nb/C为9 11.5。Nb/C优选为9 11.3，更优选为9.3 11，最优选为9.5 10.5。(8)叭氮):0.15%以下N是强力的奥氏体稳定化元素，形成Y相。所形成的Y相在冷却至常温的期间马氏体化，使韧性和被削性劣化。因此，期望N极少的方法，但N原来在熔解材料(废料)中含有，因此作为不可避免的杂质混入。因为在实质上不会使韧性和被削性恶化的N的上限为0.15%，所以N含量为0.15%以下(含0%)。N含量优选为O 0.13%，更优选为O 0.11%，最优选为O 0.10%。(9) S (硫):(Nb/20-0.1) ~ 0.2%S在赋予本发明的铁素体系耐热铸钢以充分的耐气体缺陷性上是重要的元素。S与Mn和Cr结合而形成锰铬硫化物(MnCr)S，使耐气体缺陷性提高。(MnCr)S在共晶(δ +NbC)相的凝固之后，作为(MnCr) S和δ相的共晶硫化物(δ+(MnCr)S)结晶出来。由于共晶硫化物(δ +(MnCr)S)比共晶(δ +NbC)相凝固得慢，致使凝固结束温度下降，凝固温度范围扩大。由于比共晶(δ+NbC)相凝固得慢的共晶硫化物(δ+(MnCr)S)结晶出来，可推测在共晶(δ+NbC)相的结晶时从液相排出的氢，通过凝固前的共晶硫化物(δ+(MnCr)S)的固液共存相的液相而从铸模向外部逃散，气体缺陷得到抑制。若共晶(δ +NbC)相的结晶量增加，则氢的排出量也变多，因此为了确保作为氢的逃散路径的固液共存相的量，需要使共晶硫化物(δ+(MnCr)S)的结晶量增大。在本发明的组成范围中，共晶(δ+NbC)相的结晶量依存于Nb含量，共晶硫化物(δ+(MnCr)S)的结晶量依存于S含量。为了抑制气体缺陷，需要根据共晶(δ+NbC)相的结晶量来确保共晶硫化物(S+(MnCr)S)的结晶量，为此需要与Nb含量成正比而增大S的需要量(下限量)。在调查Nb和S的含量与气体缺陷的发生状况的关系时可知，抑制气体缺陷所需要的S的量为(Nb/20-0.1)%以上。但是，若S过剩地含有而超过0.2%，则韧性的降低显著。因此，S的含量为(Nb/20-0.1) 0.2%。在本发明中，S含量的下限值，在Nb为3.2%时，成为0.06%，在Nb为4.5%时，成为0.125%,因此S含量限制在0.06 0.2%的范围内。S含量优选为0.125 0.2%，更优选为0.13 0.2%，最优选为0.13 0.17%。(10) W (钨)和 / 或 Mo (钥):合计(ff+Mo)为 3.2% 以下W和Mo在基体组织的δ相中固溶，从而改善高温强度。W和Mo的添加效果在添加任意一方时，在各兀素的含量约3%时饱和,添加两者时,两者的合计含量约3%时饱和。此夕卜，单独添加W和Mo时，若各元素的含量超过3.2%，另外添加两者时，若合计量(W+Mo)超过3.2%，则生成粗大的碳化物而使韧性和被削性显著劣化。因此，W和/或Mo的含量合计(ff+Mo)为3.2%以下(含0%)。W和/或Mo的含量合计优选为O 3.0%，更优选为O 2.5%。特别需要韧性时，W和/或Mo的含量合计优选为O 1.0 %，更优选为O 0.5 %，最优选为O 0.3%。另外，特别需要高温强度时，W和/或Mo的含量合计优选为0.8
3.2%，更优选为1.0 3.2%，最优选为1.0 2.5%。(B)组织(I)共晶(δ +NbC)相的面积率:60 80%在本发明的铁素体 系耐热铸钢中，控制δ相和Nb碳化物(NbC)的共晶(δ+NbC)相的结晶量，这在确保韧性上很重要。本发明的铁素体系耐热铸钢，在铸造时的凝固中，初晶δ相凝固之后在短时间内有比较大量的共晶(δ+NbC)相凝固，其结果是，由于共晶(δ +NbC)的凝固相导致初晶δ相的生长受到妨碍、抑制，初晶δ相的晶粒变得微细。另一方面，共晶(δ+NbC)相的生长也被初晶δ相的凝固相妨碍、抑制，共晶(δ+NbC)相的晶粒也变得细微。如此，本发明的铁素体系耐热铸钢中，初晶S相和共晶(δ+NbC)相的双方互相抑制晶粒的生长，晶粒都得到微细化，因而可推定韧性大幅提高。为了得到该效果，设组织的总面积为100%时，需要共晶(δ +NbC)相的面积比例(面积率)为60 80%。共晶(δ+NbC)相的面积率低于60%时,初晶δ相的晶粒粗大,得不到朝性的提闻效果。另一方面，若共晶(S +NbC)相的面积率超过80%，则不仅共晶(δ +NbC)相的结晶量过剩，而且其晶粒也粗大化，因此脆化，韧性显著降低。因此，共晶(S+NbC)相的面积率控制在60 80%。为了将共晶(δ +NbC)相的面积率控制在60 80%，将C和Nb的含量以及Nb/C的比规定在前述的范围。共晶(S +NbC)相的面积率优选为60 78%，更优选为60 76%，最优选为60 74%。(2)锰铬硫化物(MnCr) S的面积率:0.2 1.2%在本发明的铁素体系耐热铸钢中，控制锰铬硫化物(MnCr)S的结晶量，这在确保耐气体缺陷性上很重要。为了使比共晶(δ+NbC)相凝固得慢的(MnCr)S和δ相的共晶硫化物(δ+(MnCr)S)适量结晶，使凝固结束温度下降而扩大凝固温度范围，得到充分的耐气体缺陷性，设组织的总面积为100%时，需要锰铬硫化物(MnCr)S的面积比例(面积率)为
0.2%以上。但是，若(MnCr)S的面积率超过1.2%，则共晶硫化物(δ+(MnCr)S)的结晶量过剩，由于脆化而损害韧性。因此，锰铬硫化物(MnCr)S的面积率控制在0.2 1.2%。为了控制(MnCr)S的面积率，将S含量限制在前述的范围。锰铬硫化物(MnCr)S的面积率优选为0.2 1.0%，更优选为0.3 1.0%，最优选为0.5 1.0%。[2]排气系统零件使用上述铁素体系耐热铸钢制造的本发明的排气系统零件，虽然任何铸造排气系统零件均包含，但其优选的示例，有排气集管、涡轮机壳体、将涡轮机壳体和排气集管一体铸造的涡轮机壳体一体排气集管、催化剂室、将催化剂室和排气集管一体铸造的催化剂室一体排气集管、排气口等。当然，本发明的排气系统零件并不限定于此，例如也包括与板金制或管制的构件焊接的铸造零件。本发明的排气系统零件，即使曝露在1000°C以上的高温的废气中，自身的表面温度达到900°C附近，仍确保 着充分的耐氧化性、耐热龟裂性、耐热变形性等的耐热特性，因此适合作为排气集管、涡轮机壳体、涡轮机壳体一体排气集管、催化剂室、催化剂室一体排气集管和排气口，发挥高耐热性和耐久性。另外，因为兼备优异的流动性、耐气体缺陷性、韧性和被削性，并且抑制稀有金属的含量，不需要进行热处理，所以能够以高制品成品率而廉价地制造。因此，有助于低油耗化，并且具有高耐热性和耐久性的廉价的排气系统零件，在低端车这样的低价格的汽车中也可以使用，对CO2削减的贡献值得期待。通过以下的实施例更详细地说明本发明，但本发明不受这些实施例的任何限定。在此除非特别告知，否则构成合金的各元素的含量均以质量％表示。实施例1 39和比较例I 34各铸钢的供试材的化学组成显不在表1-1和表1-2中。实施例1 39是本发明的铁素体系耐热铸钢，比较例I 30是本发明的范围外的铸钢。具体来说，比较例I是C和Nb的含量过少的铸钢，比较例2 6、16和17是S过少的铸钢，比较例7 9是C和Nb的含量过多的铸钢，比较例10是S过少，并且Cr过多的铸钢，比较例11是C过少的铸钢，比较例12是C过多的铸钢，比较例13是Si过多的铸钢，比较例14是Mn过少的铸钢，比较例15是Mn过多的铸钢， 比较例18和19是S过多的铸钢，比较例20是Ni过多的铸钢，比较例21是Cr过少的铸钢，比较例22是Cr过多的铸钢，比较例23是W过多的铸钢，比较例24是Mo过多的铸钢，比较例25和26是Nb过少的铸钢，比较例27是Nb过多的铸钢，比较例28是Nb/C过小的铸钢，
比较例29是Nb/C过大的铸钢，比较例30是N过多的铸钢。比较例31是相当于CB-30的普通的铁素体系铸钢，比较例32是特开平7-197209号所述的铁素体系耐热铸钢的一例，比较例33是特开2007-254885号所述的铁素体系不锈钢铸钢的一例，比较例34是特开平11-61343号所述的铁素体系耐热铸钢的一例。表1-1`
权利要求
1.一种铁素体系耐热铸钢，其特征在于，是具有优异的流动性、耐气体缺陷性、韧性和被削性的铁素体系耐热铸钢，其具有如下组成:以质量比计含有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)合计为 3.2% 以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成， 并具有如下组织:S铁素体和Nb碳化物(NbC)的共晶(δ +NbC)相的面积率为60 80%，锰铬硫化物(MnCr)S的面积率为0.2 1.2%。
2.一种由权利要求1所述的`铁素体系耐热铸钢制成的排气系统零件。
全文摘要
一种具有优异的流动性、耐气体缺陷性、韧性和被削性的铁素体系耐热铸钢，和由其构成的排气系统零件，其具有如下组成以质量比计，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合计(W+Mo)3.2％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，并具有如下组织δ铁素体和Nb碳化物(NbC)的共晶(δ+NbC)相的面积率为60～80％，锰铬硫化物(MnCr)S的面积率为0.2～1.2％。
文档编号C22C38/00GK103140595SQ20118004753
公开日2013年6月5日 申请日期2011年10月3日 优先权日2010年10月1日
发明者川畑将秀, 栗林秀雄, 早川淳二 申请人:日立金属株式会社