本发明涉及汽车用的排气系统部件，特别涉及适合涡轮外壳等的热疲劳特性优异的奥氏体系耐热铸钢、和包含其的排气系统部件。
背景技术：
近年来，呼吁地球规模的环境负荷的降低和环保，对于汽车，强烈要求用于削减大气污染物质的排出量的废气净化、和用于抑制作为全球变暖的原因之一的co2的排出量的燃料效率提高(低燃料消耗化)。因此，开发了发动机自身的高性能化和低燃料消耗化、废气的净化、车辆的轻量化、车体的空气阻力的降低、从发动机向驱动系的损失少的高效动力传递等的各种技术，已经实用化。
作为用于实现发动机自身的高性能化和低燃料消耗化的技术，可以举出燃料的直喷化、燃料喷射的高压化、压缩比的增大、涡轮增压器(增压机)的采用导致的排气量的削减、发动机的小型轻量化(downsizing)等，不仅在高级车中而且在大众用车中也已经导入。其结果是，有在更高温高压下使燃料燃烧的倾向，随之从发动机的燃烧室向排气系统部件排出的废气的温度也有上升的倾向。例如，对于大众用车而言废气温度也是与高级运动型汽车同等水平的1000℃以上，排气系统部件的表面温度有时也超过900℃。像这样暴露于高温的氧化性气体的排气系统部件在比以往更严苛的氧化环境下受到发动机的运转和停止导致的加热/冷却的反复热循环，因此比以往更加要求耐热性、耐久性的提高。
以往，对于用于汽车的涡轮外壳、排气歧管等排气系统部件而言，由于形状复杂而由形状自由度高的铸物制造，且由于使用条件为高温且恶劣，而使用高si球状石墨铸铁、耐蚀高镍(ni-resist)铸铁(ni-cr系奥氏体铸铁)等耐热铸铁、铁素体系耐热铸钢、奥氏体系耐热铸钢等。特别是在排气系统部件的表面温度为900℃以上的情况下，作为排气系统部件的材料，使用铁素体系耐热铸钢或奥氏体系耐热铸钢。
但是，铁素体系耐热铸钢存在通常900℃以上时的高温强度差的问题，因此难以在超过950℃的温度区域采用。作为比铁素体系耐热铸钢更耐高温的材料，有奥氏体系耐热铸钢。例如，wo2005/103314提出了一种高cr高ni奥氏体系耐热铸钢，其以重量基准计含有c：0.2～1.0％、si：3％以下、mn：2％以下、cr：15～30％、ni：6～30％、w和/或mo：0.5～6％(以w+2mo计)、nb：0.5～5％、al：0.23％以下、n：0.01～0.5％、s：0.5％以下、和o：0.07％以下，余量实质上由fe和不可避免的杂质构成。该奥氏体系耐热铸钢具有高的高温屈服强度、耐氧化性和室温伸长率，特别是暴露于高达1000℃以上的高温的废气时的热疲劳特性优异，因而适合汽车用发动机的排气系统部件等。
可是，对于排气系统部件，除了要求应对由发动机排出的气体导致的温度上升、氧化，还要求应对恶劣的使用条件。例如，在废气净化处理(通过废气净化装置中内置的催化剂、过滤器来除去废气中的有害物质等的处理)中，需要在发动机启动时使催化剂在早期升温而活性化，或将废气均等地供给到催化剂、过滤器整体，使净化性能提高。为了催化剂的早期活性化，必须减少通过排气系统部件的废气的温度降低，即尽量不夺取废气的热。因此，为了减小排气通路的热质量(热容量)，对于排气系统部件要求薄壁化。但是，排气系统部件越薄壁化，废气导致的温度上升越大。
近年的涡轮增压器的采用导致的排气量削减、发动机的小型轻量化的趋势使排气系统部件的使用环境更加恶劣。即，伴随发动机的小型化，排气系统部件也小型化。在上述的用于废气净化处理的排气系统部件的薄壁化的基础上，通过排气系统部件的小型化，部件整体的热质量变小，因此排气系统部件的温度上升变大。
若通过涡轮增压器等的增压而进气量增加，则废气量也增加。废气量的增加导致对排气系统部件施加的热流量的增大，这使得排气系统部件的每单位时间的温度上升(升温速度)增大。排气系统部件包括薄壁部、厚壁部，且具有包含与废气接触的部位和不接触的部位的复杂形状，因此在废气通过的排气系统部件内产生温度差。一般来说，若在金属部件中由于温度差、即温度梯度而产生热应力，则龟裂或破裂的倾向提高。若通过增压而热流量增大，则排气系统部件的升温速度变大，排气系统部件的部件内的温度梯度扩大。若温度梯度大，则产生的热应力也变高，因此排气系统部件发生龟裂或破裂的倾向提高。增压压力、增压效率越高，则排气系统部件的温度梯度的扩大越显著。
像这样汽车用的排气系统部件不得不应对废气导致的温度上升和氧化、薄壁化或热质量减少导致的温度上升、热流量增大导致的温度梯度的扩大等。具体来说，排气系统部件还有时暴露于高达950～1100℃的高温的废气，若暴露于这样的高温的废气则排气系统部件自身上升到900～1050℃的1000℃附近。排气系统部件必须具有这样的高温区域下的优异的耐热性、耐久性。为了满足该要求，构成排气系统部件的材料要求热疲劳特性、耐氧化性、高温强度、延展性(伸长率)等优异。wo2005/103314的奥氏体系耐热铸钢设想的是在暴露于1000℃以上的废气的排气系统部件中的使用，但是对于在暴露于上述那样的恶劣条件的排气系统部件中使用而言是不充分的，特别是热疲劳特性存在改良的余地。
技术实现要素：
发明要解决的问题
因此，本发明的目的在于，提供1000℃附近的热疲劳特性优异的奥氏体系耐热铸钢、和包含该奥氏体系耐热铸钢的涡轮外壳等排气系统部件。
用于解决问题的手段
本发明人等为了发现能够提高奥氏体系耐热铸钢的耐热性、特别是热疲劳特性的组成范围而进行深入研究的结果发现，通过将c、cr、ni和nb等主要合金元素的含量限定在适当范围，从而可以得到热疲劳特性大幅提高的奥氏体系耐热铸钢，从而想到本发明。
即，热疲劳特性优异的本发明的奥氏体系耐热铸钢的特征在于，
以质量基准计含有
c：0.3～0.6％、
si：0.5～3％、
mn：0.5～2％、
cr：15～30％、
ni：6～30％、
nb：0.6～5％、
n：0.01～0.5％、和
s：0.01～0.5％，
c与n的含量比c/n为4～7，
余量由fe和不可避免的杂质构成，
且由下述式(1)和(2)表示的cr碳化物生成指数a与nb碳化物生成指数b的比率a/b为0.6～1.7。
a＝8.5c-nb+0.05cr+0.65ni-5···(1)
b＝7.8nb···(2)
[其中，各式中的元素符号表示其含量(质量％)。]
本发明的奥氏体系耐热铸钢优选还含有0.005～0.5质量％的zr。含有zr的上述奥氏体系耐热铸钢优选组织中的当量圆直径1.5μm以上的zr氮化物粒子的数量在每0.25mm2视野面积中为20～150个。
本发明的奥氏体系耐热铸钢优选通过高温低循环疲劳试验测定的疲劳寿命为1500次循环以上，所述高温低循环疲劳试验在试验温度900℃、应变幅度0.5％、应变速度0.1％/秒、和压缩保持时间1分钟的条件下通过拉伸、压缩来增减应变。
本发明的排气系统部件的特征在于，包含上述热疲劳特性优异的奥氏体系耐热铸钢。作为该排气系统部件的例子，可以举出涡轮外壳、排气歧管、涡轮外壳一体排气歧管、催化剂壳体、催化剂壳体一体排气歧管、和排气出口。
发明效果
本发明的奥氏体系耐热铸钢具有优异的耐热性、耐久性，并且在1000℃附近具有高的热疲劳特性，因而包含其的涡轮外壳等排气系统部件能够在1000℃附近的高温下在恶劣的条件下使用。
附图说明
图1为实施例35的试验片的电子显微镜照片。
具体实施方式
[1]奥氏体系耐热铸钢
以下对于本发明的奥氏体系耐热铸钢的构成进行详细说明。需要说明的是，构成耐热铸钢的各元素的含量只要没有特殊说明就以质量％表示。
(a)组成
(1)c(碳)：0.3～0.6％
c改善熔液的流动性、即铸造性，并且将一部分基底固溶强化，另外形成碳化物而使高温强度提高。为了有效地发挥这样的作用，c的含量必须为0.3％以上。但是，若c超过0.6％则碳化物变得过多，耐热铸钢的热疲劳特性和被削性降低，并且延展性降低。因此，c的含量设为0.3～0.6％。c的含量的下限优选为0.35％，更优选为0.4％。另外，c的含量的上限优选为0.55％，更优选为0.5％。
(2)si(硅)：0.5～3％
si是除了具有作为熔液的脱氧剂的作用之外，还对耐氧化性的提高、和因此导致的热疲劳特性的改善有效的元素。为了得到这样的作用，si的含量必须为0.5％以上。但是，过剩的si使奥氏体组织不稳定，使耐热铸钢的铸造性劣化，进而由于硬化而使被削性恶化。因此si的含量设为3％以下。因此，si的含量设为0.5～3％si的含量的下限优选为0.8％，更优选为1％。另外，si的含量的上限优选为2％，更优选为1.6％。
(3)s(硫)：0.01～0.5％
s与mn、cr键合而形成mns、(mn/cr)s等硫化物，通过硫化物的润滑作用使耐热铸钢的被削性提高。为了得到该效果，s必须为0.01％以上。但是，若s超过0.5％，则耐热铸钢的高温强度、延展性的劣化倾向提高，并且硫化物过剩地生成而使耐热铸钢的热疲劳特性恶化。因此，s的含量设为0.01～0.5％。s的含量的下限优选为0.05％，更优选为0.1％。另外，s的含量的上限优选为0.3％，更优选为0.2％。
(4)mn(锰)：0.5～2％
mn与si同样作为熔液的脱氧剂是有效的，除此之外，与s键合而形成mns等硫化物从而改善耐热铸钢的被削性。为了发挥这些效果，mn的含量必须为0.5％以上。但是，过剩的mn使耐热铸钢的耐氧化性劣化，因而mn的含量设为2％以下。因此mn的含量设为0.5～2％。mn的含量的下限优选为0.7％，mn的含量的上限优选为1.3％。
(5)cr(铬)：15～30％
cr是通过与后述的ni一起使耐热铸钢的组织奥氏体化，从而对提高耐热铸钢的耐热性(高温强度和耐氧化性)有效的元素。为了发挥特别是1000℃附近的高温区域的耐热性的效果，cr必须为15％以上。但是，cr是使以cr23c6和cr7c3为主体的cr碳化物结晶析出的元素。cr碳化物在晶体结构上与奥氏体基底失配，因此cr碳化物与奥氏体的共晶界面脆弱，成为龟裂的传播路径。若cr的含量超过30％，则cr碳化物的结晶析出变多，龟裂的传播被促进的倾向提高，使耐热铸钢的热疲劳特性和延展性显著降低。另外，若过剩地含有cr，则在组织中铁素体结晶析出而高温强度降低。因此，cr含量设为15～30％。cr的含量的下限优选为20％，更优选为24％。另外，cr的含量的上限优选为28％，更优选为26％。
(6)ni(镍)：6～30％
ni是奥氏体生成元素，使耐热铸钢的奥氏体组织稳定化，并且与cr一起提高耐热铸钢的高温强度和耐氧化性，除此之外，提高薄壁且复杂形状的排气系统部件的铸造性。为了发挥这样的作用，ni的含量必须为6％以上。但是，若超过30％地含有ni，则伴随ni向基底中的固溶量的增加，使基底的c的固溶限降低，cr碳化物的结晶析出变得过剩，而使耐热铸钢的热疲劳特性降低。另外，即使ni超过30％地含有，上述特性的提高效果也会饱和，并且由于价格昂贵的元素而在经济上不利。因此，ni含量设为6～30％。ni的含量的下限优选为10％，更优选为11％。另外，ni的含量的上限优选为25％，更优选为22％。
(7)nb(铌)：0.6～5％
nb比cr更优先地与c键合，形成微细的nb碳化物。由此抑制cr碳化物的结晶析出而间接地提高耐热铸钢的高温强度和热疲劳特性。进一步，nb形成奥氏体与nb碳化物的共晶碳化物，因此在制造排气系统部件这样的薄壁且复杂形状的铸物时使重要的铸造性提高。出于这样的目的，nb必须为0.6％以上。另一方面，若nb超过5％，则在晶界生成的硬质的共晶碳化物变多，反而耐热铸钢的高温强度和热疲劳特性降低，另外脆化而延展性显著降低。进而过剩的nb使粒径小的nb碳化物与奥氏体的共晶碳化物以群落(colony)状密集生成，助长氧化倾向，因此使耐热铸钢的耐氧化性降低。因此，nb含量设为0.6～5％。nb的含量的下限优选为0.8％。另外，nb的含量的上限优选为3％，更优选为2.2％。
(8)n(氮)：0.01～0.5％
n是强力的奥氏体生成元素，使耐热铸钢的奥氏体基底稳定化而使高温强度提高。n还是对于使不能进行用于晶粒微细化的锻造或压延的复杂形状的铸造品的晶粒进行微细化来说有效的元素。通过含有n而晶粒微细化，由此耐热铸钢的延展性和被削性提高。另外，n使c的扩散速度延缓，因而使析出碳化物的凝聚延缓而抑制碳化物的粗大化，由此有效地防止脆化。为了得到这样的效果，n的含量必须为0.01％以上。但是，超过0.5％的n与ni同样使基底的c的固溶限降低，cr碳化物的结晶析出变得过剩，使耐热铸钢的热疲劳特性降低。另外，若n超过0.5％地大量含有，则n向基底中的固溶量增加，耐热铸钢硬化，并且与cr和al键合而使cr2n、aln等硬而脆的氮化物大量析出，使耐热铸钢的高温强度和延展性恶化。进一步，过剩的n在铸造时助长针孔、气孔等气体缺陷的产生，使铸造成品率恶化。因此，n的含量设为0.01～0.5％。n的含量的下限优选为0.05％，更优选为0.06％。另外，n的含量的上限优选为0.4％，更优选为0.2％。
(9)c/n：4～7
c与n的含量比(c/n)的最优化是用于控制碳氮化物的结晶析出的一个手段。作为侵入型元素的c和n均固溶于基底中使奥氏体基底稳定而提高高温强度。另外，由于c和n固溶于基底而固定，因而与它们键合而在凝固末期在晶界结晶析出的碳氮化物减少，热疲劳特性的降低被抑制。特别是在cr含量多的本发明的耐热铸钢中，以cr23c6和cr7c3为主体的板状或网格状的cr碳化物在晶界结晶析出而使热疲劳特性显著恶化，因而期望c尽可能在基底中固溶。为了在基底中固溶c，还可以想到使n的含量尽量降低，但在本发明的耐热铸钢中，n对奥氏体晶粒的微细化导致的延展性和被削性的提高、以及析出碳化物的粗大化抑制导致的脆化防止也有效地起作用，因此需要适量。为了在适量含有c和n的基础上，促进c向基底中的固溶，使c/n最优化是有效的。通过c/n的最优化，能够享受含有n的效果，并且增大c的固溶限。
若c相对于n相对地少(c/n小)，则n向基底中的固溶变多，降低c的固溶限，因而cr碳化物的结晶析出变多而降低热疲劳特性。为了得到良好的热疲劳特性，c/n必须为4以上。另一方面，若c相对于n相对地多(c/n大)，则c向基底中的固溶变多，降低n的固溶限。n比c使奥氏体基底稳定化的效果高，因此若n的固溶被抑制则使高温强度降低。为了得到良好的高温强度，c/n必须为7以下。从以上出发，c/n设为4～7。c/n优选为5～6。
(10)a/b：0.6～1.7
本发明中，优选在各元素满足上述组成范围的基础上，进而由下述式(1)和(2)表示的cr碳化物生成指数a与nb碳化物生成指数b的比率a/b满足0.6～1.7。
a＝8.5c-nb+0.05cr+0.65ni-5···(1)
b＝7.8nb···(2)
[其中，各式中的元素符号表示其含量(质量％)。]
关于式(1)，对于表示cr碳化物的结晶析出倾向的cr碳化物生成指数a而言，若c、cr和ni的含量变多则变大(cr碳化物的结晶析出变多)，若nb的含量变多则变小(cr碳化物的结晶析出变少)。关于式(2)，表示nb碳化物的结晶析出倾向的nb碳化物生成指数b与nb的含量成比例地变大(nb碳化物的结晶析出变多)。
cr碳化物和nb碳化物的结晶析出量根据c、cr、ni和nb的含量而变化，且两者的结晶析出量大致等量时，热疲劳特性最大化。因此，若a/b大，则nb导致的c的固定少，cr碳化物的结晶析出变多而热疲劳特性和延展性降低。另一方面，若a/b小，则虽然cr碳化物的结晶析出变少但nb碳化物的结晶析出变多，热疲劳特性、高温强度和延展性降低。为了得到良好的热疲劳特性，a/b优选0.6～1.7，更优选0.7～1.3，最优选0.8～1.2。
为了使a/b在所期望的范围内，优选根据ni含量来调整nb含量。例如，在ni含量为10％左右的情况下，nb含量期望设为0.6～1％，在ni含量为13％左右的情况下，nb含量期望设为0.75～1.2％，在ni含量为20％左右的情况下，nb含量期望设为1.3～2％。
(11)zr(锆)：0.005～0.5％
本发明的奥氏体系耐热铸钢通过zr的含有，从而具有在由晶粒微细化了的奥氏体构成的基底中分散了cr碳化物粒子、nb碳化物粒子、mns等硫化物粒子和zr氮化物粒子的组织。特别是若当量圆直径为1.5μm以上的zr氮化物粒子在每0.25mm2视野面积具有20～150个，则耐热铸钢的基底被强化，耐热铸钢的热疲劳特性提高。
通过zr的含有而生成的zro2、zrn、zrc等氧化物、氮化物和碳化物分散于耐热铸钢的基底，成为nb碳化物和mns等硫化物的生成核，因而nb碳化物和mns等硫化物微细分散。需要说明的是，推测在凝固的末期结晶析出的cr碳化物不是zro2、zrn、zrc等的生成核，通过凝固的初期结晶析出的nb碳化物的微细分散和奥氏体晶粒的微细化，从而间接地微细分散。
在不含zr的情况下，对于nb碳化物粒子而言，nb碳化物与奥氏体的共晶碳化物以群落状或片(lamellae)状密集地大量生成。若氧化倾向强的nb碳化物密集地结晶析出，则nb碳化物粒子彼此过于接近，氧化容易进行。其结果是，耐热铸钢的耐氧化性降低，由此热疲劳特性也降低。通过zr的含有，nb碳化物变成块状，并且微细分散。其结果是，nb碳化物粒子彼此的距离变大而氧化倾向降低，耐热铸钢的热疲劳特性提高。
进一步，zr与n键合不仅生成作为nb碳化物和mns等硫化物的生成核发挥功能的zrn，还与生成核不同地结晶析出单独的微细地分散的zr氮化物，使基底强化。其结果是，提高耐热铸钢的热疲劳特性。
为了得到上述的效果而含有zr的情况下，zr优选为0.005％以上。另一方面，即使zr超过0.5％也不能得到与其相应的效果的增大，zrn、zrc等碳氮化物过剩地结晶析出而脆化，使高温强度、延展性和被削性降低，并且由于价格昂贵的元素而在经济上不利。因此，在含有zr的情况下，其含量设为005～0.5％。zr的含量的下限优选为0.01％，更优选为0.03％，最优选为0.04％。另外，zr的含量的上限优选为0.3％，更优选为0.2％，最优选为0.1％。
(12)不可避免的杂质
本发明的奥氏体系耐热铸钢中含有的不可避免的杂质主要是从原材料和/或脱氧剂混入的p、al、w和mo。p向晶界偏析而使韧性显著降低，因此越少越优选，期望设为0.06％以下。al生成包含al2o3的熔渣、炉渣这样的夹杂物而助长铸造缺陷使铸造成品率恶化，另外生成硬而脆的aln，使延展性和被削性降低。因此，al越少越优选，期望设为0.05％以下。w和mo生成碳化物使延展性降低。此外，w和mo固溶于基底使cr向基底的固溶量减少，从而使基底的耐氧化性降低，且促进cr碳化物的结晶析出，由此使热疲劳特性恶化，因而越少越优选，优选将w和mo分别设为0.5％以下，合计也更优选设为0.5％以下。
(b)组织
本发明的奥氏体系耐热铸钢优选通过含有zr，从而在组织中每0.25mm2视野面积中具有20～150个当量圆直径1.5μm以上的zr氮化物粒子。若当量圆直径1.5μm以上的zr氮化物粒子在每0.25mm2视野面积中存在20个以上，则基底被强化，耐热铸钢的热疲劳特性提高。需要说明的是，对于当量圆直径小于1.5μm的zr氮化物粒子而言，热疲劳特性的提高效果不大，因而本发明中规定了当量圆直径1.5μm以上的zr氮化物粒子的数量。另一方面，由于zr氮化物粒子硬而脆，因此若每0.25mm2视野面积中的zr氮化物粒子的数量超过150个，则使耐热铸钢的延展性和被削性降低。更优选每0.25mm2视野面积中的当量圆直径1.5μm以上的zr氮化物粒子的数量为30～100个。需要说明的是，为了提高耐热铸钢的延展性和被削性，zr氮化物粒子越微细越优选。具体来说，zr氮化物粒子的尺寸以平均当量圆直径计优选为1.5～10μm，更优选为1.5～5μm，最优选为1.5～3μm。
(c)热疲劳特性
对于排气系统部件，要求相对于发动机的运转(加热)和停止(冷却)的反复的热疲劳寿命长。热疲劳寿命是表示热疲劳特性的优劣的指标之一。由于热疲劳试验中的加热冷却的反复中产生的龟裂、变形，而直到热疲劳破坏为止的循环数越多，则热疲劳寿命越长，热疲劳特性越优异。在用于评价热疲劳寿命的热疲劳试验中，有如下试验：(a)通过约束材料并反复施加基于加热和冷却的温度振幅，从而机械地约束伴随加热冷却的伸缩而引起热疲劳破坏的热疲劳寿命试验(tmf：thermo-mechanicalfatigue)；以及(b)通过以一定温度和一定应变幅度拉伸、压缩材料来反复增减应变从而引起热疲劳破坏的高温低循环疲劳试验(lcf：low-cyclefatigue)。
tmf是用于评价加热冷却导致的热疲劳寿命的，可以说是接近实际的发动机的试验，但由于是例如在冷却下限温度150℃、加热上限温度1000℃和温度振幅850℃下，反复以升温时间2分钟、保持时间1分钟和冷却时间4分钟的合计7分钟为1循环的加热冷却循环的试验，因此试验所需的时间是巨大的，而且由于加热冷却导致的膨胀、收缩而在试验中材料缩颈(necking)，因此有时不能精度良好地评价热疲劳寿命。另一方面，lcf是反复以应变的增减10秒钟和压缩保持1分钟的合计1分10秒(70秒)为1循环的拉伸、压缩循环的试验，因此试验时间短，而且试验温度一定，因此不发生材料的膨胀、收缩导致的缩颈，因此与tmf相比能够精度良好地评价热疲劳寿命。因此，实施tmf和lcf这两者的热疲劳试验，通过lcf评价耐热铸钢的热疲劳特性，tmf作为参考。
本发明的奥氏体系耐热铸钢通过高温低循环疲劳试验(lcf)测定的疲劳寿命优选为1500次循环以上，所述高温低循环疲劳试验是在试验温度900℃、应变幅度0.5％、应变速度0.1％/秒、和压缩保持时间1分钟的条件下通过拉伸、压缩来增减应变的。若基于lcf的热疲劳寿命为1500次循环以上，则可以说奥氏体系耐热铸钢具有优异的热疲劳特性，适合暴露于950～1100℃的废气而温度上升至1000℃附近的排气系统部件。基于lcf的热疲劳寿命更优选1800次循环以上，进一步优选1900次循环以上，最优选2000次循环以上，特别优选2200次循环以上。
本发明的奥氏体系耐热铸钢中，通过使a/b为0.6～1.7，且使zr含量为0.005～0.5％，能够使基于lcf的热疲劳寿命为2000次循环以上。
[2]排气系统部件
本发明的排气系统部件包含上述奥氏体系耐热铸钢。排气系统部件的优选例为：涡轮外壳、排气歧管、将涡轮外壳和排气歧管一体地铸造的涡轮外壳一体排气歧管、催化剂壳体、将催化剂壳体和排气歧管一体地铸造的催化剂壳体一体排气歧管、和排气出口，当然不限定于此。
本发明的排气系统部件即使暴露于950～1100℃的废气而达到900～1050℃，也发挥高的耐热性和耐久性。也就是说，本发明的排气系统部件能够应对高温且恶劣的使用条件，因而向大众用车也能应用发动机的高性能化和低燃料消耗化的技术，期待对汽车的废气净化、燃料改善作出贡献。
通过以下的实施例进一步详细说明本发明，但本发明不受这些实施例限定。在此，构成奥氏体系耐热铸钢的各元素的含量只要没有特殊说明也以“质量％”表示。
实施例1～25和比较例1～33
将实施例1～25的奥氏体系耐热铸钢的化学组成、c/n和a/b示于表1-1和表1-2，将比较例1～33的耐热铸钢的化学组成、c/n和a/b示于表2-1和表2-2。比较例1～33的化学组成、c/n和a/b的至少1个为本发明的范围外。比较例33是wo2005/103314中记载的高cr高ni奥氏体系耐热铸钢的一例，含有2.8质量％的w。需要说明的是，除了比较例33的w，作为各耐热铸钢中的不可避免的杂质，p为0.02％以下、al为0.03％以下、w为0.1％以下、以及mo为0.1％以下。
【表1-1】
【表1-2】
【表2-1】
【表2-2】
将实施例1～25和比较例1～33的各原料使用100kg的高频熔解炉(碱性炉衬)大气熔解后，在1550～1600℃下倒出熔液，立即在1500～1550℃下注入1英寸y块体用铸模而得到各铸钢的供试材料。从各供试材料切出试验片，进行以下的评价。
(1)热疲劳特性
作为热疲劳特性，通过热疲劳寿命试验(tmf)和高温低循环疲劳试验(lcf)测定热疲劳寿命。
(a)热疲劳寿命试验(tmf)
从1英寸y块体的各供试材料切出标点间距离25mm和直径10mm的平滑圆棒试验片，将其以约束率0.25安装于电动油压伺服(electro-hydraulicservo)式材料试验机(株式会社岛津制作所制、商品名servopulsarehf-ed10tf-20l)，对于各试验片，在大气中，以冷却下限温度150℃、加热上限温度1000℃和温度振幅850℃，反复进行将1循环设为升温时间2分钟、保持时间1分钟和冷却时间4分钟的合计7分钟的加热冷却循环，机械地约束伴随加热冷却的伸缩而使热疲劳破坏发生，从而测定热疲劳寿命。
机械性的约束的程度以由[(自由热膨胀伸长-机械性约束下的伸长)/(自由热膨胀伸长)]定义的约束率来表示。例如，约束率1.0是指，试验片从150℃加热至1000℃时，完全不允许伸长的机械性约束条件。另外，约束率0.5是指，自由膨胀伸长例如伸长2mm时，只允许1mm的伸长的机械性约束条件。因此，约束率0.5下，在升温中产生压缩负荷，在降温中产生拉伸负荷。实际的汽车用的排气系统部件的约束率为允许一定程度伸长的0.1～0.5左右，因此以约束率0.25评价热疲劳特性。
热疲劳寿命的判定基准如下设定：在由伴随加热冷却的反复的负荷的变化求出的负荷-温度线图中，以第2循环的最大拉伸负荷(在冷却下限温度发生)为基准(100％)，在各循环中测定的最大拉伸负荷降低至75％为止的加热冷却循环数。将实施例1～25和比较例1～33的基于tmf的热疲劳寿命的测定结果分别示于表3和表4。
为了在1000℃附近具有充分的耐热性，通过在加热上限温度1000℃、温度振幅850℃和约束率0.25的条件下加热冷却的tmf来测定的热疲劳寿命(以下，称为tmf热疲劳寿命)优选为900次循环以上。包含tmf热疲劳寿命为900次循环以上的耐热铸钢的排气系统部件由于因发动机的加热冷却的反复而产生的龟裂、变形而直到热疲劳破坏为止的寿命长。
由表3和表4可以明确，实施例1～25的tmf热疲劳寿命全部为900次循环以上。由此，本发明的奥氏体系耐热铸钢的热疲劳特性优异，在反复达到1000℃附近的温度为止的加热和冷却的排气系统部件中使用的情况下，期待排气系统部件发挥充分的耐热性和耐久性。与此相对，比较例1～33的铸钢除了比较例2以外tmf热疲劳寿命均低于900次循环。需要说明的是，比较例2的基于lcf的热疲劳寿命短。
(b)高温低循环疲劳试验(lcf)
高温低循环疲劳试验(lcf)依据2003年6月2日(公司)日本材料学会发行的“高温低循环疲劳试验法标准(jsms-sd-7-03)”，按照如下实施。即，从1英寸y块体的各供试材料切出标点间距离25mm和直径10mm的平滑圆棒带凸缘试验片，将其安装于与tmf同样的电动油压伺服式材料试验机，对于各试验片，在大气中，以900℃的一定温度，将应变波形设为压缩保持，在应变幅度0.5％、应变速度0.1％/秒、和压缩保持时间1分钟的条件下，通过将1次循环设为基于拉伸的0.25％的应变增减5秒、基于压缩的0.25％的应变增减5秒、和基于压缩的0.25％的应变保持60秒的合计70秒的拉伸压缩来反复应变的增减。需要说明的是，将应变幅度设为0.5％的原因是，在实际的汽车用的排气系统部件中产生龟裂的部位的应变量推测约为0.5％，将应变速度设为0.1％/秒的原因是，“高温低循环疲劳试验法标准(jsms-sd-7-03)”中推荐的应变速度为0.1％/秒。
热疲劳寿命的判定基准如下设定：以伴随拉伸压缩的反复的负荷(应力)的降低为基准，拉伸负荷从龟裂发生以前的拉伸负荷的变化倾向的外插线降低至75％为止的拉伸压缩循环数。将实施例1～25和比较例1～33的基于lcf的热疲劳寿命的测定结果分别示于表3和表4。
为了在1000℃附近具有充分的耐热性，通过在试验温度900℃、应变幅度0.5％、应变速度0.1％/秒、和压缩保持时间1分钟的条件下通过拉伸压缩来增减应变的lcf来测定的疲劳寿命(lcf热疲劳寿命)优选为1500次循环以上。包含lcf热疲劳寿命为1500次循环以上的耐热铸钢的排气系统部件由于通过发动机的加热冷却的反复而产生的龟裂、变形而直到热疲劳破坏为止的寿命长。
由表3可以明确，实施例1～25的lcf热疲劳寿命全部为1500次循环以上。其中，在将cr含量设为24～26％、ni含量设为11～22％、和a/b设为0.7～1.3的实施例9～13、15～21和23中，lcf热疲劳寿命为1800次循环以上。
由以上的结果，本发明的奥氏体系耐热铸钢的热疲劳特性优异，在反复达到1000℃附近的温度为止的加热和冷却的排气系统部件中使用的情况下，期待排气系统部件发挥充分的耐热性和耐久性。与此相对，由表4可以明确，比较例1～33的铸钢的lcf热疲劳寿命均低于1500次循环。
(2)氧化减量
在曝露于来自发动机的950～1100℃的废气(含有硫氧化物、氮氧化物等氧化性气体)的排气系统部件的表面形成氧化膜。若氧化进行，则以氧化膜为起点产生龟裂，氧化进展至排气系统部件内部，最终龟裂从排气系统部件的表面贯通至背面而招致废气的泄漏、排气系统部件的破裂。因此，为了评价排气系统部件的1050℃下的耐氧化性，通过以下的方法求出氧化减量。即，从1英寸y块体的各供试材料切出直径10mm和长度20mm圆棒试验片，将其在大气中1050℃保持200小时后，实施喷丸处理而除去氧化皮，求出氧化试验前后的每单位面积的质量变化[氧化减量(mg/cm2)]。将实施例1～25和比较例1～33中的氧化减量分别示于表3和表4。
为了在1000℃附近发挥充分的耐热性，氧化减量优选为30mg/cm2以下，更优选为20mg/cm2以下，最优选为10mg/cm2以下。由表3可以明确，实施例1～25的氧化减量全部低于30mg/cm2。由此可知，本发明的奥氏体系耐热铸钢的耐氧化性优异，在达到1000℃附近的温度为止的排气系统部件中使用的情况下发挥充分的耐氧化性。与此相对，由表4可以明确，si、cr、ni或nb的含量过少的比较例7、11和13、以及mn或nb的含量过多的比较例9和22的氧化减量均超过30mg/cm2。这意味着，比较例7、9、11、13和22的铸钢在达到1000℃附近的温度的排气系统部件中使用的情况下不能发挥充分的耐氧化性。
(3)高温屈服强度
对于排气系统部件，要求即使由于发动机的运转(加热)和停止(冷却)的反复也难以发生热变形的耐热变形性。为了确保充分的耐热变形性，优选具有高的高温强度。高温强度可以通过1050℃下的0.2％屈服强度(高温屈服强度)来评价。从1英寸y块体的各供试材料切出标点间距离50mm和直径10mm的平滑圆棒带凸缘的试验片，将其安装于与tmf相同的电动油压伺服式材料试验机，对于各试验片测定大气中1050℃下的0.2％屈服强度(mpa)。将实施例1～25和比较例1～33的高温屈服强度分别示于表3和表4。
为了在1000℃附近发挥充分的耐热性，1050℃下的0.2％屈服强度优选为20mpa以上。包含1050℃下的0.2％屈服强度为20mpa以上的耐热铸钢的排气系统部件具有对于在约束下即使曝露于950～1100℃也抑制龟裂和破裂的发生而言的充分的强度。本发明的奥氏体系耐热铸钢的1050℃下的0.2％屈服强度更优选为30mpa以上。
由表3可以明确，实施例1～25的试验片的高温屈服强度为20mpa以上。由此可知，本发明的奥氏体系耐热铸钢的高温屈服强度优异，在达到1000℃附近的温度的排气系统部件中使用的情况下发挥充分的高温强度。与此相对，表4可以明确，n的含量过少的比较例23、以及c、si、s、cr、nb、n或zr的含量过多的比较例6、8、10、12、22和24的高温屈服强度均低于20mpa。这意味着，比较例6、8、10、12和22～24的铸钢的高温屈服强度不充分，在达到1000℃附近的温度的排气系统部件中使用的情况下不能发挥充分的高温强度。
(4)室温伸长率
对于排气系统部件，要求即使由于发动机的运转(加热)和停止(冷却)的反复也不发生热变形的耐热变形性。为了确保充分的耐热变形性，优选除了高的高温屈服强度以外还具有高的延展性。为了评价延展性，从1英寸y块体的各供试材料切出标点间距离50mm和直径10mm的平滑圆棒带凸缘的试验片，将其安装于与tmf同样的电动油压伺服式材料试验机，测定各试验片的大气中25℃下的室温伸长率(％)。将实施例1～25和比较例1～33的室温伸长率分别示于3和表4。
本发明的奥氏体系耐热铸钢优选室温下的伸长率为2.0％以上。包含室温伸长率为2.0％以上的耐热铸钢的排气系统部件具有在从高温冷却至室温附近时，对于抑制由于从高温下产生的压缩应力转变的拉伸应力而产生变形和龟裂而言的充分的延展性。另外，排气系统部件在制造中在向发动机的组装中，能够抵抗汽车的启动时、运转中等施加的机械振动和冲击，抑制龟裂和破裂。本发明的奥氏体系耐热铸钢的室温伸长率更优选为3.0％以上，最优选为4.0％以上。
由表3可以明确，实施例1～25的室温伸长率全部为2.0％以上。由此可知，本发明的奥氏体系耐热铸钢的室温伸长率优异，另外在反复加热/冷却的排气系统部件中使用的情况下发挥充分的耐热变形性。与此相对，由表4可以明确，s、cr、nb、n或zr的含量过多的比较例10、12、22和24的室温伸长率低于2.0％。这意味着，比较例10、12、22和24的铸钢的室温伸长率不充分，另外在反复加热/冷却的排气系统部件中使用的情况下不能发挥充分的耐热变形性。
如上所述，可知本发明的奥氏体系耐热铸钢不仅具有为了发挥对于达到1000℃附近的温度的排气系统部件要求的耐热性和耐久性所需的优异的热疲劳特性，还具有耐氧化性、高温强度和耐热变形性。
【表3】
【表4】
实施例26～49和比较例34
将实施例26～49的奥氏体系耐热铸钢和比较例34的耐热铸钢的化学组成、c/n和a/b示于表5-1和表5-2。需要说明的是，作为各耐热铸钢中的不可避免的杂质，p为0.02％以下、al为0.03％以下、w为0.1％以下、以及mo为0.1％以下。
【表5-1】
【表5-2】
利用与实施例1～25相同的方法，制造实施例26～49和比较例34的各耐热铸钢，测定热疲劳特性、氧化减量、高温屈服强度、室温伸长率、和zr氮化物粒子的数量。将测定结果示于表6。
【表6】
(1)热疲劳特性
由表6可以明确，实施例26～49的tmf热疲劳寿命全部为1000次循环以上，lcf热疲劳寿命全部为2000次循环以上。由此可知，本发明的奥氏体系耐热铸钢的热疲劳特性优异，在反复达到1000℃附近的温度为止的加热和冷却的排气系统部件中使用的情况下，期望排气系统部件发挥充分的耐热性和耐久性。与此相对，nb含量过少、c/n小的比较例34的铸钢的tmf热疲劳寿命低于900次循环，lcf热疲劳寿命低于1500次循环。
(2)氧化减量
由表6可以明确，实施例26～49的氧化减量全部低于30mg/cm2。由此可知，本发明的奥氏体系耐热铸钢的耐氧化性优异，在达到1000℃附近的温度的排气系统部件中使用的情况下发挥充分的耐氧化性。与此相对，nb含量过少、c/n小的比较例34的铸钢的氧化减量超过30mg/cm2。这意味着，比较例34的铸钢在达到1000℃附近的温度的排气系统部件中使用的情况下不能发挥充分的耐氧化性。
(3)高温屈服强度
由表6可以明确，实施例26～49的高温屈服强度为20mpa以上。由此可知，本发明的奥氏体系耐热铸钢的高温屈服强度优异，在达到1000℃附近的温度的排气系统部件中使用的情况下发挥充分的高温强度。
(4)室温伸长率
由表6可以明确，实施例26～49的室温伸长率全部为2.0％以上。由此可知，本发明的奥氏体系耐热铸钢的室温伸长率优异，而且在反复加热/冷却的排气系统部件中使用的情况下发挥充分的耐热变形性。
如上所述，含有zr的本发明的奥氏体系耐热铸钢也不仅具有为了发挥对于达到1000℃附近的温度的排气系统部件要求的耐热性和耐久性所需的优异的热疲劳特性，还具有耐氧化性、高温强度和耐热变形性。
(5)zr氮化物粒子的数量
对从实施例35的供试材料的1英寸y块体的底部切出的组织观察用试验片进行镜面研磨，无腐蚀地使用电场放射型扫描电子显微镜(fe-sem：株式会社hitachihigh-technologies制的su-70)，拍摄158μm×119μm的视野的电子显微镜照片。图1为电子显微镜照片的一张。图1中，浅灰色部分为奥氏体相1，白色粒子为块状的nb碳化物2，方状的灰白色粒子为zr氮化物3，深灰色粒子为cr碳化物4。黑色粒子为mns等硫化物粒子5。zr氮化物粒子通过使用安装于电场放射型扫描电子显微镜的能量色散型x射线分析装置(eds：ametek株式会社制的edaxgenesis)的分析来确认。
从各供试材料切出组织观察用试验片，拍摄500μm×500μm(0.25mm2)的任意3视野的电子显微镜照片，对于各视野，通过图像解析计数当量圆直径1.5μm以上的zr氮化物粒子的数量。对于3视野取平均。将实施例26～49和比较例34的结果示于表6。由表6可以明确，对于含有zr的实施例26～49的耐热铸钢而言，组织中的当量圆直径1.5μm以上的zr氮化物粒子的数量在每0.25mm2视野面积中为20～150个。