CN104718304A - 切削性优异的铁素体系耐热铸钢和由其构成的排气***部件 - Google Patents

切削性优异的铁素体系耐热铸钢和由其构成的排气***部件 Download PDF

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Abstract

以质量基准计，含有C：0.32～0.48％、Si：0.85％以下、Mn：0.1～2％、Ni：1.5％以下、Cr：16～23％、Nb：3.2～5％、Nb/C：9～11.5、N：0.15％以下、S：0.05～0.2％、和Al：0.01～0.08％，余量由Fe和不可避免的杂质构成的切削性优异的铁素体系耐热铸钢，以及由其构成的排气***部件。

Description

切削性优异的铁素体系耐热铸钢和由其构成的排气***部件
技术领域
本发明涉及适合汽车用汽油发动机和柴油发动机的排气***部件等的耐热铸钢，特别是涉及切削性优异的铁素体系耐热铸钢，和由其构成的排气***部件。
背景技术
近年来，呼吁全球规模下的环境负荷减小和环境保护，对于汽车，强烈要求用于削减大气污染物质的排放量的排气净化，和用于抑制作为全球变暖的原因之一的CO2的排放量的油耗性能的提高(低油耗化)。用于汽车的排气净化和燃油效率改善的对策，采用了车体的轻量化和减小空气阻力、发动机的高性能化和低油耗化、从发动机向驱动***的动力传输的效率化、排气的净化等各种各样的技术。
其中，作为发动机的高性能化和低油耗化的技术，可列举燃料的直喷化、燃料喷射的高压化、压缩比的增大、涡轮增压器(增压器)的采用带来的发动机废气量的减少，发动机的小型轻量化(缩小化)等，不限于高级车，也能够导入大众车。其结果是，有使燃料在更高温高压下燃烧的倾向，随之而来的是，从发动机向排气***部件排出的排气的温度也处于上升倾向。例如，在大众车中，排气温度也上升至接近1000℃，排气***部件的表面温度也达到900℃。曝露在如此高温的排气中的排气***部件，比以往更加要求耐氧化性、高温强度、耐热变形性、耐热龟裂性等的耐热特性的提高。
一直以来，用于汽车的汽油发动机和柴油发动机的排气歧管、涡轮机壳体等复杂形状的排气***部件，由形状自由度高的铸件制造，而且，因为使用条件高温且严酷，所以使用高Si球状石墨铸铁、耐蚀高镍铸铁(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。
铁素体系的高Si球状石墨铸铁直到800℃附近都显示出比较良好的耐热特性，但超过这一温度时耐久性差。大量含有Ni、Cr、Co等的稀有金属(rare metal)的耐蚀高镍铸铁等的耐热铸铁、奥氏体系耐热铸钢使800℃以上的耐氧化性和耐热龟裂性同时满足。但是，耐蚀高镍铸铁因为Ni含量多，所以不仅高价，而且因为是奥氏体系基体组织，所以线膨胀率大，并且微观组织中存在成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，虽然没有作为破坏的起点的石墨，但线膨胀率大，因此在900℃附近的耐热龟裂性不充分。而且，因为大量含有稀有金属所以高价，容易受到世界经济形势的影响，原料的稳定供给令人担忧。
对于排气***部件用耐热铸钢而言，不仅从经济性和原料的稳定供给的观点，而且从资源的有效利用的观点出发，期望极力抑制稀有金属的含量而确保需要的耐热特性。由此，能够以廉价取得高性能的排气***部件，能够将低油耗化的技术也应用于廉价的大众车，能够对CO2气体的排放量的削减有所贡献。为了极力抑制稀有金属的含量，使合金的基体组织成为铁素体，比使之成为奥氏体有利。而且，铁素体系耐热铸钢比奥氏体系耐热铸钢的线膨胀率小，因此，伴随着发动机的起动和行进而发生的热应力小，耐热龟裂性优异。
另外，排气***部件在铸造后对于与发动机和周边部件的装配面、装配孔等连接部位、要求高尺寸精度的部位等实施切削等机械加工，之后再组装到汽车上，因此需要具有高切削性。可是，用于排气***部件的耐热铸钢一般是切削性差的难削材料，特别是铁素体系耐热铸钢大量含有Cr而具有高强度，所以切削性差。因此，在切削由铁素体系耐热铸钢构成的排气***部件时，需要具有高硬度和强度的比较昂贵的切削工具，由于工具寿命也短，因此工具更换的频率，加工成本上升，此外，不得不以低速进行切削，切削需要长时间，因此加工效率低。像这样由铁素体系耐热铸钢构成的排气***部件的机械加工中，存在生产率和经济性低这样的问题点。
为了改善铸造性，日本特开平7-197209号提出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％、Si：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％、Ni：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γ相(奥氏体相)相变成α+碳化物的相(以下称为“α’相”)，α’相的面积率[α’/(α+α’)]为20～70％。因为该铁素体系耐热铸钢含有NbC的形成所需要的量以上的C(奥氏体化元素)，所以利用在基体组织中固溶的C，在凝固时生成γ相，在冷却过程中γ相相变为α’相，因此延展性和耐氧化性提高。因此，该铁素体系耐热铸钢适合于在900℃以上使用的排气***部件。
但是，铸态下从γ相向α’相的相变无法充分进行，从γ相相变为马氏体相。因为马氏体相为高硬度，所以使常温下的韧性和切削性显著劣化。为了确保充分的韧性和切削性，需要通过升温使马氏体相消失并使α’相析出的热处理。但是，热处理一般使制造成本上升，因此会损害稀有金属的含量少的这种铁素体系耐热铸钢在经济上的有利之处。
为了改善切削性，WO 2012/043860提出了一种具有优异的熔液流动性、耐气体缺陷性、韧性和切削性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：0.32～0.45％、Si：0.85％以下、Mn：0.15～2％、Ni：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3.2％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，并具有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％的组织。
WO 2012/043860的铁素体系耐热铸钢通过增加C和Nb的含量，并且使两者的含量的平衡最佳化，凝固开始温度降低，熔液流动性得到改善，并且由于初晶δ相和共晶(δ+NbC)相的晶粒的微细化，韧性大幅提高。此外通过含有适量的S，锰铬硫化物(MnCr)S结晶析出，凝固结束温度降低，并且凝固温度范围扩大，耐气体缺陷性改善。但是，WO 2012/043860的铁素体系耐热铸钢因为是专门以改善熔液流动性、耐气体缺陷性和韧性为目标，所以从改善切削性这一观点出发的研究并不充分。即，WO2012/043860提出，通过限制在相变为马氏体的γ相的结晶析出、碳化物的析出量的增加、和向基体组织的固溶量的增加等作用下使切削性劣化的合金元素的含量，从而抑制切削性的降低，但并没有公开积极地改善切削性的手段的内容。
如上述，日本特开平7-197209号和WO 2012/043860的铁素体系耐热铸钢存在改善切削性的余地，可期待具有更高切削性的铁素体系耐热铸钢。
发明内容
发明所要解决的课题
因此本发明的目的在于，提供一种既可确保在900℃附近的优异的耐热特性，又具有优异的切削性的铁素体系耐热铸钢，和由该铁素体系耐热铸钢构成的排气***部件。
用于解决课题的手段
鉴于上述目的而潜心研究的结果，本发明人们发现，若在日本特开平7-197209号和WO 2012/043860的铁素体系耐热铸钢中添加规定量的Al和S，并且将C、Mn、Ni、Cr、Nb和N的含量限定在适当范围，则能够一边确保900℃附近的优异的耐热特性，一边改善切削性，从而想到本发明。
即，切削性优异的本发明的铁素体系耐热铸钢的特征在于，以质量基准计，含有
C：0.32～0.48％、
Si：0.85％以下、
Mn：0.1～2％、
Ni：1.5％以下、
Cr：16～23％、
Nb：3.2～5％、
Nb/C：9～11.5、
N：0.15％以下、
S：0.05～0.2％和
Al：0.01～0.08％，
余量由Fe和不可避免的杂质构成。
本发明的铁素体系耐热铸钢，也可以还含有W和/或Mo合计为0.8～3.2质量％。
本发明的铁素体系耐热铸钢，还优选Nb和Al满足下式(1)：
0.35≤0.1Nb+Al≤0.53…(1)
(其中，元素符号表示各元素的含量(质量％)。)。
本发明的铁素体系耐热铸钢的组织，优选视野面积每14000μm2含有20个以上的硫化物粒子。
本发明的排气***部件的特征在于，由上述铁素体系耐热铸钢构成。作为这样的排气***部件的优选例，可列举排气歧管、涡轮机壳体、涡轮机壳体一体化排气歧管、催化剂室、催化剂室一体化排气歧管和排气口。
发明效果
本发明的铁素体系耐热铸钢既可确保900℃附近的优异的耐热特性，又具有良好的切削性，所以不仅能够使切削工具在使用时保持长寿命，而且还能够提高切削速度，能够提高切削加工的生产率和经济性。此外，因此抑制稀有金属的含量，所以不仅抑制了原料成本，而且对于资源的有效利用、稳定供给也有帮助。此外，因为不需要用于改善切削性的热处理，所以不会招致制造成本的上升，也有助于节能。若使用具有这种特征的本发明的铁素体系耐热铸钢，则能够低成本且高效率地制造汽车用的排气***部件，因此使低油耗化技术的应用范围扩大，有助于汽车等的CO2气体的排放量的削减。
附图说明
图1是表示实施例67的铁素体系耐热铸钢的微观组织的显微镜照片。
图2是表示比较例47的铸钢的微观组织的显微镜照片。
具体实施方式
[1]铁素体系耐热铸钢
以下详细说明本发明的铁素体系耐热铸钢的组成和组织。还有，各元素的含量只要特别指出，则以质量％表示。
[A]组成
(1)C(碳)：0.32～0.48％
C使铁素体系耐热铸钢用熔液的凝固开始温度下降而提高流动性(熔液流动性、铸造性)。另外，C有助于初晶δ相的形成，而在初晶δ相作用下，凝固开始温度进一步降低，熔液流动性提高。而且，C与Nb结合而形成δ相和Nb碳化物(NbC)的共晶(δ+NbC)相，提高铁素体系耐热铸钢的高温强度。为了使这样的作用有效地发挥，本发明的铁素体系耐热铸钢需要含有0.32％以上的C。但是，若C含量高于0.48％，则共晶(δ+NbC)相变得过多，铁素体系耐热铸钢脆化，常温韧性降低，并且切削性劣化。因此，C含量为0.32～0.48％。C含量的上限优选为0.45％，更优选为0.44％，最优选为0.42％。
(2)Si(硅)：0.85％以下
Si作为熔液的脱氧剂起作用，并且改善耐氧化性。但是，若高于0.85％，则Si在基体组织的铁素体中固溶，使基体组织显著脆化。因此，Si的含量为0.85％以下(不含0％)。Si含量的下限优选为0.2％，更优选为0.3％。另外，Si含量的上限优选为0.6％。
(3)Mn(锰)：0.1～2％
Mn与Si同样，作为熔液的脱氧剂起作用。而且，Mn与Cr和S结合，形成锰硫化物(MnS)和锰铬硫化物(MnCr)S等硫化物，改善耐热铸钢的切削性。特别是锰铬硫化物(MnCr)S扩大铁素体系耐热铸钢的凝固温度范围，作为使氢向材料的外部逃散的路径起作用，因此有助于耐气体缺陷性的提高。为了有效地发挥这些效果，Mn的含量需要在0.1％以上。但是，高于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0.1～2％。Mn含量的下限优选为0.15％，更优选为0.2％。另外，Mn含量的上限优选为1.85％，更优选为1.5％。
(4)Ni(镍)：1.5％以下
Ni是奥氏体稳定化元素且形成γ相。奥氏体在冷却至常温期间相变为使韧性和切削性显著劣化的马氏体。因此，期望Ni含量极少，但Ni通常在作为原料的不锈钢系钢屑的废料中含有，因此不可避免地混入到铁素体系耐热铸钢中的可能性高。对韧性和切削性不产生实质性的不良影响的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0～1.25％，更优选为0～1.0％，最优选为0～0.9％。
(5)Cr(铬)：16～23％
Cr不仅将铁素体组织稳定化且提高耐氧化性，而且通过与Mn和S的结合而形成(MnCr)S，使切削性和耐气体缺陷性提高。特别是为了使900℃附近的耐氧化性提高，并且改善切削性，需要Cr含有16％以上。另一方面，在铁素体基体中若Cr高于23％，则σ脆性容易发生，韧性和切削性显著劣化。因此，Cr含量为16～23％。Cr含量的下限优选为17％，更优选为17.5％。另外，Cr含量的上限优选为22.5％，更优选为22％。
(6)Nb(铌)：3.2～5％
具有强大的碳化物形成能力的Nb，在凝固时将C固定为碳化物(NbC)，因此，不仅抑制作为强力的奥氏体稳定化元素的C在基体组织的铁素体中固溶而结晶析出γ相，而且使初晶δ相的晶粒和共晶(δ+NbC)相的晶粒微细化而使韧性显著提高。另外Nb通过共晶(δ+NbC)相的形成而使高温强度提高，并且使凝固开始温度降低，从而确保良好的熔液流动性。此外如后述，由于NbC的形成，切削时的切削温度上升，因而借助积屑瘤的抑制，切削性提高，工具寿命改善。为了充分地发挥上述效果，需要Nb为3.2％以上。但是，若Nb高于5％，则含有硬质碳化物(NbC)的共晶(δ+NbC)相变得过多，不仅切削性反而劣化，而且由于脆化导致韧性显著降低。另外若Nb高于5％，则凝固开始温度降低，熔液流动性改善，但凝固温度范围缩小，在短时间内凝固结束，因此气体缺陷的发生倾向显著提高。因此，Nb含量为3.2～5％。Nb含量的下限优选为3.4％。另外，Nb含量的上限优选为4.5％，更优选为4.2％，最优选为3.8％。
(7)Nb/C：9～11.5
为了平衡兼备本发明的铁素体系耐热铸钢需要的特性，重要的是C与Nb的含量的平衡。具体来说，通过将Nb与C的含量的比(Nb/C)限制在规定的范围，从而使初晶δ相和共晶(δ+NbC)相的晶粒微细化，并且使剩余的C作为Nb碳化物(NbC)结晶析出。其结果是，C和Nb几乎不会在铁素体基体中固溶，可阻止对韧性有害的γ相的结晶析出，并抑制Nb向δ相的固溶，因此可抑制韧性和切削性的劣化。
Nb/C过小时，没有与Nb结合的剩余的C固溶在基体组织中，使δ相不稳定化而使γ相结晶析出。γ相直到到达常温，相变为使韧性和切削性降低的马氏体相。另外，若Nb/C小，则初晶δ相的晶出量变得过多，其生长被促进，因此初晶δ相的晶粒无法微细，韧性无法提高。为了抑制γ相的结晶析出，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/C过大时，Nb在δ相中固溶，对δ相赋予晶格应变，使δ相的韧性降低。另外，若Nb/C过大，则共晶(δ+NbC)相的晶出量变得过多，其生长被促进，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为11.5以下。根据以上，Nb/C为9～11.5。Nb/C的下限优选为9.3，更优选为9.5。另外，Nb/C的上限优选为11.3，更优选为11，最优选为10.5。
(8)N(氮)：0.15％以下
N是强力的奥氏体稳定化元素，形成γ相。γ相在冷却至常温期间进行马氏体化，使韧性和切削性劣化。因此，期望N极少，但N原本在钢屑(废料)等的原料中含有，因此作为不可避免的杂质混入。不会使韧性和切削性实质上发生劣化的N的上限为0.15％，因此N含量为0.15％以下(含0％)。N含量的上限优选为0.13％，更优选为0.11％，最优选为0.10％。
(9)S(硫)：0.05～0.2％
S在本发明的铁素体系耐热铸钢中是改善切削性的重要的元素。S与Mn和Cr结合而形成MnS、(MnCr)S等的球状或块状的硫化物，使切削性提高。可知球状或块状的硫化物粒子在切削时具有润滑作用，通过分割切屑而使切削性提高。但是，可知通过S和Al的并用，能够取得比单独只有硫化物时更大的切削性提高效果。这是本发明的重要的特征。另外，S与Mn和Cr结合而形成锰铬硫化物(MnCr)S，扩大凝固温度范围并提高耐气体缺陷性。为了取得这样的效果，需要S为0.05％以上。但是，若S高于0.2％，则韧性的降低显著。因此，S的含量为0.05～0.2％。S含量的下限优选为0.08％，更优选为0.1％，最优选为0.12％。另外，S含量的上限优选为0.18％。
(10)Al(铝)：0.01～0.08％
Al也是改善切削性的重要的元素。Al通常从钢屑(废料)等的原料、熔化工序和出炉工序中使用的脱氧剂不可避免地混入到铁素体系耐热铸钢中。本发明为了借助与S的并用而得到显著的切削性提高效果，规定Al的临界的含量。例如利用工具切削耐热铸钢时，固溶在耐热铸钢的基体中的Al由于切削加工中发生的热量而与大气中的氧反应，在耐热铸钢的表面形成作为高熔点氧化物的Al2O3。Al2O3作为保护被膜发挥功能，防止耐热铸钢对工具的发热粘着。其结果是，耐热铸钢的切削性提高，使工具寿命延长。切削性的提高效果，在单独添加Al时无法取得，通过与规定量的S的并用之后才可达成。此外，Al将硫化物粒子均匀地微细化，抑制积屑瘤而使耐热铸钢的切削性提高。
为了使来自Al的切削性的提高效果明显化，Al作为临界的含量需要为0.01％以上。因此作为不可避免的杂质含有的Al含量低于0.01％时，为了得到上述效果而必须积极地添加Al。但是，若Al高于0.08％，则熔炼耐热铸钢时，由Al2O3等氧化物、AlN等氮化物构成的夹杂物大量生成。若成为硬而脆的夹杂物的Al2O3、AlN大量生成，则反而使切削性降低，而且成为龟裂和裂纹的起点，使高温强度和延展性降低。另外，Al2O3等氧化物成为铸造缺陷的原因，另外使熔液的流动性降低而使铸造成晶率劣化。因此，Al的含量为0.01～0.08％。Al的含量的下限优选为0.02％，更优选为0.03％，最优选为0.035％。另外Al的含量的上限优选为0.07％，更优选为0.06％，最优选为0.055％。
可知本发明的铁素体系耐热铸钢的切削性的提高仅含有S和Al的任意一方时无法达成，一起含有两者时才可达成。其理由不一定明确，但推测为在耐热铸钢中形成的MnS等硫化物粒子富有延展性，具有润滑作用，另外由于切削加工时的切削温度的上升而形成的Al2O3具有工具的保护作用。相互容易融合的MnS和Al2O3形成具有润滑作用和保护作用的良好的复合被膜，缓和工具和被切削材的直接接触造成的附着，并使切削阻力降低而抑制工具的磨损，因此使切削性大幅提高，使工具的寿命延长。这样一来，通过将S、Al和Mn的含量限定为上述范围，充分地形成有复合润滑保护被膜的本发明的铁素体系耐热铸钢发挥优异的切削性。
(11)W(钨)和/或Mo(钼)：优选合计为0.8～3.2％
W和Mo均生成碳化物而使切削性降低，但通过在基体组织的δ相中固溶而改善高温强度。在不显著损害切削性的范围内使铁素体系耐热铸钢的高温强度进一步提高时，也可以使W和/或Mo附加性地含有。从钢屑(废料)等原料混入的W和Mo通常在铁素体系耐热铸钢中分别以低于0.5％的程度不可避免地含有，为了使高温强度改善效果明显化，优选使W和/或Mo按合计含有0.8％以上。无论W和Mo是单独添加还是复合添加，若高于3.2％，则铁素体系耐热铸钢中生成粗大的碳化物，韧性和切削性显著劣化。还有，关于高温强度改善效果，无论W和Mo是单独添加还是复合添加，在约3％饱和。因此，W和/或Mo的含量合计为0.8～3.2％。W和/或Mo的合计含量的下限优选为1.0％。另外，W和/或Mo的合计含量的上限优选为3.0％，更优选为2.5％。
(12)式(1)：0.35≤0.1Nb+Al≤0.53
为了使切削性进一步提高，在满足上述组成范围的要件的基础上，优选满足式(1)。还有，式中的元素符号表示其含量(质量％)。本发明人们发现，(a)作为对本发明的铁素体系耐热铸钢的切削性造成影响的因素，重要的是(A)切削加工中的积屑瘤的抑制，和(B)耐热铸钢中的共晶碳化物和夹杂物的控制，以及(b)这些因素依存于耐热铸钢中的Nb和Al的含量，对切削性和工具寿命带来影响。为了将更良好的切削性赋予本发明的铁素体系耐热铸钢，优选不仅规定Nb和/或Al的含量，而且以式(1)所示的方式规定两者的关系。将式(1)的值设为0.35以上，是在切削加工中用于抑制积屑瘤的条件(A)，将式(1)的值设为0.53以下，是用于控制耐热铸钢中的共晶碳化物和夹杂物的条件(B)。
积屑瘤是因切削加工中发生的摩擦热而软化的被切削材的一部分附着在工具的刀头上的硬的堆积物，作为次要性的刀头代替切刃而参与切削，对于工具寿命产生巨大的影响。如果生成量是一点点，则其保护工具的刀头而延长工具寿命，但控制积屑瘤的生成量通常不容易。特别是构成铁素体系耐热铸钢的基体组织的δ相所构成的铁素体，因为粘而容易附着在工具上，所以生成的积屑瘤难以脱落，有生长而粗大化的倾向。切削加工中粗大的积屑瘤脱落时，工具的刀头严重缺损(崩刀)，因此不仅使切削性劣化，而且会缩短工具寿命。
(A)关于积屑瘤的抑制
作为抑制积屑瘤的方法，有效的是(A-1)适量形成共晶碳化物(NbC)而提高切削温度，和(A-2)将硫化物粒子均匀且微细地分散。上述方法(A-1)和(A-2)的积屑瘤的抑制的机理未必明确，但推测为如下。
(A-1)共晶碳化物(NbC)的形成
若在耐热铸钢中适量形成硬质的共晶碳化物(NbC)，则切削加工时切削阻力增大，随着因切削而发生的摩擦热的上升，被切削材、切屑和工具刀头的温度(切削温度)上升。积屑瘤由于切削温度的上升而软化或成为熔融状态，容易从工具刀头脱落，因此其生成和生长受到抑制。其结果认为，可防止粗大化的积屑瘤的脱落造成的工具刀头的缺损。为了得到上述效果，共晶碳化物(NbC)相对于全部组织的面积率优选为20％以上。为了控制共晶碳化物(NbC)的面积率，将C和Nb的含量以及Nb/C比限制在上述范围。
(A-2)硫化物粒子的均匀微细化
利用耐热铸钢中均匀且微细地形成的MnS、(MnCr)S等硫化物粒子带来的切削时起到润滑作用、切屑的分割作用，耐热铸钢的切削性得到改善。硫化物粒子越均匀且微细地分散，延长工具寿命的效果越大。硫化物粒子在切削时成为被切削材的微小的裂缝的生成点，即脆化的起点，利用其润滑作用和切屑的分割作用使切削性提高。特别是利用来自微小裂缝的切屑的分割作用，积屑瘤容易变小且脱落，因此其生成和生长受到抑制。
为了使微小裂缝的生成点大量存在，优选硫化物粒子均匀且微细地分散。为了硫化物粒子以均匀且微细地分散的方式控制，有效的是含有Al。通过含有Al而形成的Al2O3等Al的氧化物主要沿着δ相的结晶晶界分散，并且作为硫化物的结晶核起作用而促进硫化物的生成，使硫化物粒子均匀且微细地结晶析出。但是，若Al含量少，则硫化物粒子粗大化并且不均匀分散，切屑的分割作用得不到发挥，积屑瘤粗大地生长。硫化物粒子的粗大不均匀分散的原因被认为是由于Al含量的不足，以及Si、Mn等的脱氧作用造成的溶钢中的氧浓度的降低，导致成为硫化物的结晶核的Al2O3等氧化物减少。还有，来自Al氧化物的硫化物粒子的均匀微细化的作用，与由于切削加工中的发热而在基体中固溶的由Al形成的高熔点的Al2O3保护工具的作用不同。
硬质碳化物被认为使切削性降低而缩短工具寿命，但在本发明的铁素体系耐热铸钢中却相反，借助(A-1)硬质的共晶碳化物(NbC)的形成带来的切削温度的上升和(A-2)来自Al的使硫化物粒子均匀微细化的协同效果，积屑瘤被抑制且切削性提高，因而工具寿命被改善。这是从现有的技术常识出发所无法预想到的显著效果。为了获得来自方法(A-1)和(A-2)的上述协同效果，优选式(1)的值为0.35以上。
(B)耐热铸钢中的共晶碳化物和夹杂物的控制
限制对切削性造成影响的共晶碳化物和夹杂物的结晶析出很重要。关于共晶碳化物(NbC)，若其晶出量变多，则不仅积屑瘤的抑制效果饱和，而且因为是硬质的，所以随着其增加，在工具和被切削材之间发生的摩擦变大，由于磨损而缩短工具寿命。为了抑制工具寿命的缩短，优选共晶碳化物(NbC)相对于全部组织的面积率为40％以下。为了控制共晶碳化物(NbC)的面积率，将C和Nb的含量以及Nb/C比限制在上述范围。
如果从夹杂物控制的观点来看，对于因有助于硫化物粒子的均匀微细分散而具有抑制积屑瘤的效果的Al氧化物而言，若其晶出量变多，则积屑瘤的抑制效果饱和。另一方面，通过含有Al而生成的Al2O3、AlN等夹杂物是硬质的，因此随着其生成量的增加而使切削性降低。另外Al2O3在钢液中凝集而容易粗大化，因此若其生成量变多，则将其作为核而结晶析出的硫化物粒子也粗大化并不均匀地分散，积屑瘤的抑制效果降低。在本发明的铁素体系耐热铸钢中，通过限制共晶碳化物、夹杂物的结晶析出，切削性的劣化被抑制，工具寿命被改善。为了得到上述的效果，需要将式(1)的值设为0.53以下。
[B]组织
(1)硫化物粒子：视野面积每14000μm2中为20个以上
在组织中结晶析出的硫化物粒子越多，本发明的铁素体系耐热铸钢的切削性越提高，工具寿命有延长的倾向。为了得到良好的切削性，在耐热铸钢组织中结晶析出的硫化物粒子的数量优选在视野面积每14000μm2中为20个以上，更优选为30个以上，最优选为40个以上。在此，硫化物粒子的数量是在倍率500倍的显微镜照片(视野：140μm×100μm)中，通过图像分析统计1μm以上的粒径(当量圆直径)的硫化物粒子而求得。
单位面积中的硫化物粒子的数量越多，换言之硫化物粒子的个数密度越高，硫化物粒子越小，分散得越均匀且微细。硫化物粒子分散得越微细，独立存在的硫化物粒子之间的距离越短，因此切削时以硫化物粒子为起点而发生的裂缝在切屑内有效率地传播，切屑的分割被促进而抑制积屑瘤的生成和生长。另一方面，若硫化物粒子粗大且不均匀地分散，则裂缝在切屑内部无法有效率地传播，因此达不到切屑的分割，积屑瘤的生成和生长被助长。如果将耐热铸钢中的硫化物粒子的数量控制在上述范围内，则切削时的润滑作用和切屑的分割作用带来的积屑瘤的抑制效果被有效地发挥，因此切削性进一步提高。
如上，一起含有S和Al的本发明的铁素体系耐热铸钢利用(a)硫化物粒子的润滑作用、(b)切削加工时所形成的高熔点的Al氧化物带来的工具的保护作用、(c)通过Nb添加而形成的共晶碳化物(NbC)带来的切削温度的上升和Al氧化物带来的硫化物粒子的均匀微细分散对积屑瘤的抑制作用，从而具有大幅提高的切削性。
[2]排气***部件
使用上述铁素体系耐热铸钢制造的本发明的排气***部件包括任意的铸造排气***部件，但其优选例有：排气歧管、涡轮机壳体、涡轮机壳体和排气歧管一体铸造的涡轮机壳体一体排气歧管、催化剂室、催化剂室和排气歧管一体铸造的催化剂室一体排气歧管、排气口等。当然，本发明的排气***部件并不限定为这些，例如也包括与金属板制或管材制的构件焊接的铸造部件。
本发明的排气***部件即使曝露在1000℃以上的高温的废气中，自身的表面温度达到900℃附近，仍可确保充分的耐氧化性、耐热变形性、耐热龟裂性等耐热特性，因此适合作为排气歧管、涡轮机壳体、涡轮机壳体一体排气歧管、催化剂室、催化剂室一体排气歧管和排气口，并发挥出高耐热性和耐久性。另外由于具有优异的切削性，所以能够提高机械加工的生产率和经济性而进行制造，并且因为抑制了稀有金属的含量，且不需要进行热处理，所以能够以高制品成品率廉价地制造。因此，可以将有助于低油耗化，并且具有高耐热性和耐久性的廉价的排气***部件也使用于大众车这样的低价格的汽车上，可期待其在CO2削减方面的贡献。
通过以下的实施例更详细地说明本发明，但本发明当然不受其限定。在以下的实施例和比较例中，表示铁素体系耐热铸钢的元素含量的“％”只要没有特别指出，则是“质量％”的意思。
实施例1～88和比较例1～55
实施例1～42的铸钢的化学组成和式(1)的值显示在表1-1和1-2中，比较例1～26的铸钢的化学组成和式(1)的值显示在表2-1和2-2中，实施例43～88的铸钢的化学组成和式(1)的值显示在表3-1和3-2中，比较例27～55的铸钢的化学组成和式(1)的值显示在表4-1和4-2中。实施例1～88是本发明的组成范围内的铁素体系耐热铸钢，比较例1～55是本发明的组成范围外的铸钢。
比较例的铸钢之中，
比较例1和27的铸钢的C含量过少，
比较例2和28的铸钢的C含量过多，
比较例3和29的铸钢的Si含量过多，
比较例4和30的铸钢的Mn含量过少，
比较例5和31的铸钢的Mn含量过多，
比较例6和32的铸钢的S含量过少，
比较例7和33的铸钢的S含量过多，
比较例8和34的铸钢的Ni含量过多，
比较例9和35的铸钢的Cr含量过少，
比较例10和36的铸钢的Cr含量过多，
比较例11和37的铸钢的N含量过多，
比较例12～14和38～40的铸钢的Nb含量过少，
比较例15～17和41～43的铸钢的Nb含量过多，
比较例18和44的铸钢的Nb/C过小，
比较例19和45的铸钢的Nb/C过大，
比较例20～22和46～49的铸钢的Al含量过少，
比较例23～25和50～52的铸钢的Al含量过多，
比较例26和53的铸钢的S和Al含量过少，
比较例54的铸钢的W含量过多，
比较例55的铸钢的Mo含量过多。
使用100kg的高频熔炉(碱性炉衬)将实施例1～88和比较例1～55的各原料进行大气熔化后，以1600～1650℃出炉，随即以大约1550℃浇注到1英寸Y形试块用铸模和用于切削性评价的圆筒状试验片用铸模中，得到各铸钢的供试材。从铸态的(未进行热处理)的各供试材上切下试验片，进行以下的评价。
(1)工具寿命
对于从各供试材上切下的外径96mm，内径65mm和高度120mm的圆筒状试验片的端面，使用进行PVD涂覆了TiAlN的超硬刀具，按以下的条件进行铣刀切削。
切削速度：150m/分钟
每刀进给量：0.2mm/刃
进刀量：1.0mm
进给速度：48～152mm/分钟
转速：229～763rpm
切削液：无(干式)
在各圆筒状试验片的铣刀切削中，超硬刀具的后刀面的磨损量为0.2mm时判定为到达寿命，到此为止的切削时间(分钟)为工具寿命。通过工具寿命表示各圆筒状试验片的切削性。不用说，工具寿命越长，切削性越好。表1-3中显示实施例1～42的工具寿命，表2-3中显示比较例1～26的工具寿命，表3-3中显示实施例43～88的工具寿命，表4-3显示比较例27～55的工具寿命。
因为工具寿命受到W和/或Mo有无的影响，所以作为不受W和/或Mo有无影响的切削性改善效果的指标，使用“工具寿命改善率”。工具寿命改善率是各实施例的铸钢的工具寿命A除以Al含量低于本发明的下限值(0.01％)的比较例的铸钢的工具寿命之中最长的工具寿命B的值(A/B)。实施例1～88和比较例1～55的工具寿命改善率(倍)显示在表1-3、2-3、3-3和4-3。
若工具寿命改善率为1.2倍以上，则可以说铁素体系耐热铸钢具有良好的切削性。更优选本发明的铁素体系耐热铸钢的工具寿命改善率为1.3倍以上，进一步优选为1.35倍以上，更进一步优选为1.4倍以上，最优选为1.5倍以上。
由表1-3和表2-3表明，在W和/或Mo的合计含量少的(0.3％以下)铸钢中，相对于Al含量低于0.01％且工具寿命最长的比较例21的铸钢的工具寿命(112分钟)，实施例1～42的工具寿命改善率均为1.2倍以上。相对于此，比较例2、4、6、8～18和20～26的工具寿命改善率均低于1.2倍。另外由表3-3和表4-3表明，在W和/或Mo的合计含量多(0.8％以上)的铸钢中，相对于Al含量低于0.01％且工具寿命最长的比较例47的铸钢的工具寿命(62分钟)，实施例43～88的工具寿命改善率均为1.2倍以上。相对于此，比较例28、30、32、34～44和46～55的工具寿命改善率均低于1.2倍。由这些结果可知，本发明的铁素体系耐热铸钢具有良好的切削性。
(2)组织
从切削性评价后的各圆筒状试验片的端部切下组织观察用试验片，通过如下方式求得其中的MnS、(Cr/Mn)S等硫化物粒子的个数，即，对于各试验片进行镜面研磨，不进行腐蚀而拍摄任意的5个视野的光学显微镜照片，对于各视野通过图像分析统计140μm×100μm的观察区域(视野面积：14000μm2)中的1μm以上的粒径(当量圆直径)的硫化物粒子的个数，将5个视野中的个数进行平均。实施例1～42的结果显示在表1-3中，比较例1～26的结果显示在表2-3中，实施例43～88的结果显示在表3-3中，比较例27～55的结果显示在表4-3中。还有，硫化物粒子通过使用装配在场发射型扫描电子显微镜上的能量色散型X射线分析装置(FE-SEM EDS：株式会社日立制作所制的S-4000，EDX KEVEX DELTA***)的分析进行认定。
由表1-3和表3-3表明，实施例1～88视野面积每14000μm2中的硫化物粒子为20个以上。相对于此，由表2-3和表4-3表明，Al含量过少的比较例20～22、26、46～49和53的硫化物粒子均低于20个。
图1表示含有本发明的范围内的Al的实施例67的铁素体系耐热铸钢的微观组织，图2表示Al含量过少的比较例47的铸钢的微观组织。在图1和图2中，白色部分是铁素体相1，灰色部分是片层状的Nb的共晶碳化物(NbC)2，黑色粒子是硫化物粒子3。
在实施例67中，如图1所示，微细的硫化物粒子分散，大的硫化物粒子少。在实施例67中，以5个视野平均计，视野面积每14000μm2中的硫化物粒子为54个，工具寿命长达102分钟，工具寿命改善率高达1.65倍。由此可知，实施例67的铁素体系耐热铸钢具有优异的切削性。相对于此，比较例47中，如图2所示，硫化物粒子凝集而粗大化，微细的硫化物粒子没有分散。比较例47中，以5个视野平均计，视野面积每14000μm2中的硫化物粒子为12个，工具寿命短至62分钟，工具寿命改善率为1.0倍。
(3)氧化减量
曝露在从发动机排放的接近1000℃的高温的排气(含有硫氧化物、氮氧化物等氧化性气体。)中的排气***部件的表面形成有氧化膜。若氧化进行，则龟裂以氧化膜为起点进入，氧化进展至排气***部件内部，最终龟裂从排气***部件的表面贯通到里面，招致排气的泄漏和排气***部件的裂纹。若从发动机排放的排气的温度上升至接近1000℃，则排气***部件的温度也会到达900℃，因此为了评价900℃下的耐氧化性，通过以下的方法求得各铸钢的氧化减量。即，从1英寸Y型试块的各供试材切下直径10mm和长度20mm的圆棒试验片，将其在大气中900℃下保持200小时保持后，实施喷丸处理而除去氧化皮，求得氧化试验前后的每单位面积的质量变化[氧化减量(mg/cm2)]。实施例1～42的氧化减量显示在表1-4中，比较例1～26的氧化减量显示在表2-4中，实施例43～88的氧化减量显示在表3-4中，比较例27～55的氧化减量显示在表4-4中。
为了使铁素体系耐热铸钢具有用于到达900℃附近的温度的排气***部件的充分的耐热性，优选在900℃的大气气氛中保持200小时时的氧化减量为20mg/cm2以下，更优选为10mg/cm2以下。若氧化减量高于20mg/cm2，则作为龟裂的起点的氧化膜的生成变多，耐氧化性不充分。
由表1-4和表3-4表明，实施例1～88的氧化减量全部在20mg/cm2以下。由此结果可知，本发明的铁素体系耐热铸钢的耐氧化性优异，在用于到达900℃附近的温度的排气***部件时发挥着充分的耐氧化性。这意味着，本发明的铁素体系耐热铸钢用于到达900℃附近的温度的排气***部件且具有充分的耐氧化性。相对于此，由表2-4和表4-4表明，Mn含量过多的比较例5和31的铸钢和Cr含量过少的比较例9和35的铸钢的任一个，氧化减量均超过20mg/cm2，耐氧化性差。
(4)高温耐力
对于排气***部件要求耐热变形性，即，即使发动机的运转(加热)与停止(冷却)反复进行也难以发生热变形。为了确保充分的耐热变形性，优选具有高的高温强度。高温强度能够通过900℃下的0.2％屈服强度(高温屈服强度)进行评价。从1英寸Y型试块的各供试材上，标点间距离50mm和直径10mm的带檐平滑圆棒试验片，将其安装在电气-油压伺服式材料试验机上(株式会社岛津制作所制，商品名servo pulsarEHF-ED10T-20L)，对于各试验片测量大气中900℃下的0.2％屈服强度(MPa)。实施例1～42的高温屈服强度的测量结果显示在表1-4中，比较例1～26的高温屈服强度的测量结果显示在表2-4中，实施例43～88的高温屈服强度的测量结果显示在表3-4中，比较例27～55的高温屈服强度的测量结果显示在表4-4中。
一般金属材料越变为高温，强度越降低，越容易热变形。体心立方晶(BCC)结构的铁素体系耐热铸钢比面心立方晶(FCC)结构的奥氏体系耐热铸钢的高温强度和耐热变形性低。对高温强度和耐热变形性造成影响的主要的要因有高温屈服强度。为了在到达900℃附近的温度的排气***部件中使用，优选900℃下的0.2％屈服强度为20MPa以上，更优选为25MPa以上。
由表1-4和表3-4表明，实施例1～88的900℃下的0.2％屈服强度(高温屈服强度)全部为20MPa以上。其中，如表3-4所示，含有W和/或Mo为0.8％以上的实施例43～88的高温屈服强度为25MPa以上，高温强度和耐热变形性优异。由这些结果可知，本发明的铁素体系耐热铸钢的高温屈服强度优异，在用于到达900℃附近的温度的排气***部件时，发挥着充分的高温强度。另一方面，C和/或Nb的含量过少的比较例1、12～14、27和38～40、Nb/C比过小的比较例18、以及Al含量过多的比较例23～25的高温屈服强度低于20MPa。还有，比较例44尽管Nb/C比小，另外比较例50～52尽管Al含量多，但是高温屈服强度高。其理由被认为是由于大量含有W和/或Mo。但是，比较例44和50～52如表4-4所示，常温冲击值低。
(5)常温冲击值
对于排气***部件，在生产过程和向发动机组装的过程等之中会施加机械性振动和冲击，在此用于其的铁素体系耐热铸钢需要具有充分的常温韧性，以使其在机械性振动和冲击下也不会发生龟裂和裂纹。韧性的评价虽然也会测量拉伸伸长率(延展性)，但对于评价相对于机械性振动和冲击的抵抗力(难以发生龟裂和裂纹的程度)，实际状态依据的是测量基于夏比冲击试验的常温冲击值，夏比冲击试验相比于拉伸试验，龟裂的进展快。
从1英寸Y型试块的各供试材切下JIS Z 2242所示的形状和尺寸的无切口的夏比冲击试验片。使用容量50J的夏比冲击试验机，遵循JIS Z 2242对于3个试验片在23℃进行冲击试验，将所得到的冲击值进行平均。实施例1～42的冲击试验结果显示在表1-3中，比较例1～26的冲击试验结果显示在表2-3中，实施例43～88的冲击试验结果显示在表3-3中，比较例27～55的冲击试验结果显示在表4-3中。
为了具有在排气***部件的生产过程等之中不会发生龟裂和裂纹的韧性，优选常温冲击值为10×104J/m2以上，更优选为15×104J/m2以上。由表1-3和表3-3表明，实施例1～88的常温冲击值全部为10×104J/m2以上。本发明的铁素体系耐热铸钢含有期望量的C和Nb，初晶δ相和共晶(δ+NbC)相以能够得到晶粒的微细化效果的最佳的比例共存，因此认为具有高常温冲击值(优异的韧性)。
相对于此，比较例1和27的C过少，比较例2和28的C过多，比较例3和29的Si过多，比较例5和31的Mn过多，比较例7和33的S过多，比较例8和34的Ni过多，比较例10和36的Cr过多，比较例11和37的N过多，比较例12～14和38～40的Nb过少，比较例15～17和41～43的Nb过多，比较例18和44的Nb/C过小，比较例19和45的Nb/C过大，比较例23～25和50～52的Al过多，比较例54和55的W或Mo过多，常温冲击值均低，韧性均差。
(6)热疲劳寿命
对于排气***部件要求耐热龟裂性，即，即使发动机的运转(加热)和停止(冷却)反复进行，也难以发生热龟裂。耐热龟裂性能够通过热疲劳寿命进行评价。热疲劳寿命通过如下热疲劳试验进行评价，即，从1英寸Y型试块的各供试材切下标点间距离20mm和直径10mm的平滑圆棒试验片，将其以约束率0.5安装在与所述高温屈服强度的试验相同的电气-油压伺服式材料试验机上，对于各试验片在大气中，以冷却下限温度150℃、加热上限温度900℃、及温度振幅750℃，反复进行将1个循环设为升温时间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而来的伸缩而使热疲劳断裂发生。可以说，因热疲劳试验中的加热冷却反复而产生的龟裂、变形导致达到热疲劳断裂的循环次数越多，热疲劳寿命越长，耐热性(耐热龟裂性)和耐久性越优异。
机械性约束的程度用由[(自由热膨胀延伸率-机械性约束下的延伸率)/(自由热膨胀延伸率)]所定义的约束率表示。例如所谓约束率1.0，是指试验片从150℃被加热到900℃加热时，完全不允许伸长的机械性约束条件。另外所谓约束率0.5，是指自由膨胀延伸率例如伸长2mm时，只允许延伸1mm的机械性约束条件。因此约束率0.5时，升温中施加压缩载荷，降温中施加拉伸载荷。实际的汽车发动机的排气***部件的约束率是允许一定程度延伸的0.1～0.5左右，因此以约束率0.5评价热疲劳寿命。
热疲劳寿命是，在根据伴随着加热冷却反复的载荷的变化而求得的载荷-温度线图中，以第二次循环的最大拉伸载荷为基准(100％)，在各循环中测量的最大拉伸载荷直至降低至75％的加热冷却循环次数。实施例1～42的热疲劳寿命显示在表1-4中，比较例1～26的热疲劳寿命显示在表2-4中，实施例43～88的热疲劳寿命显示在表3-4中，比较例27～55的热疲劳寿命显示在表4-4中。
为了在900℃附近具有充分的耐热性，通过以加热上限温度900℃、温度振幅750℃以上、及约束率0.5的条件进行加热冷却的热疲劳试验而测量的热疲劳寿命优选为1000次循环以上。由热疲劳寿命为1000次循环以上的耐热铸钢构成的排气***部件的耐热龟裂性优异，因发动机的加热冷却的反复而产生的龟裂和变形致使其达到热疲劳断裂的寿命长。本发明的铁素体系耐热铸钢通过上述热疲劳试验测量的热疲劳寿命更优选为1400次循环以上，最优选为1500次循环以上。
由表1-4和表3-4表明，实施例1～88的热疲劳寿命全部在1400次循环以上。由此结果可知，本发明的铁素体系耐热铸钢的热疲劳寿命优异，用于反复进行直至900℃附近的温度的加热和冷却的排气***部件时，发挥充分的耐热龟裂性。
如上所述，本发明的铁素体系耐热铸钢除了具有到达900℃附近的温度的排气***部件所要求的耐热特性(耐氧化性、高温强度、耐热变形性和耐热龟裂性)以外，还具有优异的切削性。
【表1-1】
例No. C Si Mn Ni Cr Nb Nb/C
实施例1 0.32 0.55 0.51 0.55 16.8 3.2 10.0
实施例2 0.32 0.58 0.50 0.56 17.6 3.2 10.0
实施例3 0.33 0.60 0.49 0.48 17.5 3.2 9.7
实施例4 0.33 0.55 0.47 0.44 17.8 3.3 10.0
实施例5 0.32 0.54 0.52 0.50 18.2 3.3 10.3
实施例6 0.33 0.57 0.45 0.52 18.3 3.2 9.7
实施例7 0.33 0.58 0.47 0.46 18.5 3.2 9.7
实施例8 0.34 0.55 0.44 0.48 17.9 3.2 9.4
实施例9 0.34 0.52 0.46 0.47 17.8 3.2 9.4
实施例10 0.35 0.54 0.49 0.47 17.6 3.3 9.4
实施例11 0.35 0.56 0.50 0.51 18.1 3.4 9.7
实施例12 0.36 0.59 0.48 0.53 18.3 3.4 9.4
实施例13 0.35 0.51 0.47 0.46 18.6 3.4 9.7
实施例14 0.35 0.54 0.46 0.44 18.4 3.6 10.3
实施例15 0.35 0.57 0.46 0.43 19.2 3.6 10.3
实施列16 0.35 0.56 0.48 0.41 19.0 3.6 10.3
实施例17 0.36 0.52 0.52 0.45 19.3 3.6 10.0
实施例18 0.36 0.54 0.46 0.47 18.8 3.6 10.0
实施例19 0.38 0.59 0.44 0.48 18.6 3.6 9.5
实施例20 0.38 0.57 0.45 0.46 17.6 3.6 9.5
实施例21 0.37 0.55 0.47 0.40 17.9 3.8 10.3
实施例22 0.37 0.52 0.47 0.37 17.4 3.8 10.3
实施例23 0.38 0.54 0.46 0.42 17.7 3.8 10.0
实施例24 0.37 0.53 0.46 0.40 17.4 3.8 10.3
实施例125 0.38 0.60 0.48 0.45 17.6 3.8 10.0
实施例26 0.38 0.59 0.48 0.46 17.8 4.0 10.5
实施例27 0.38 0.53 0.46 0.31 17.4 4.0 10.6
实施例28 0.42 0.57 0.51 0.38 17.6 4.0 9.5
实施例29 0.42 0.56 0.52 0.39 18.0 4.2 10.0
实施例30 0.42 0.52 0.50 0.42 18.5 4.5 10.7
实施例31 0.42 0.54 0.46 0.41 18.8 4.5 10.7
实施例32 0.44 0.58 0.46 0.43 18.5 4.7 10.7
实施例33 0.44 0.60 0.48 0.44 18.2 5.0 11.4
实施例34 0.48 0.57 0.53 0.49 18.7 5.0 10.4
实施例35 0.45 0.59 0.49 0.53 19.0 4.8 10.7
实施例36 0.48 0.53 0.52 0.50 19.3 5.0 10.4
实施例37 0.48 0.57 0.56 0.54 18.8 5.0 10.4
实施例38 0.40 0.35 1.21 0.61 16.1 3.9 9.8
实施例39 0.42 0.85 1.85 1.35 22.0 3.8 9.0
实施例40 0.38 0.51 0.50 1.45 22.5 4.2 11.1
实施例41 0.38 0.59 0.14 0.38 18.0 4.0 10.5
实施例42 0.35 0.62 0.55 0.45 18.2 3.2 9.1
【表1-2】
例No. S Al 0.1Nb+Al N W Mo W+Mo
实施例1 0.136 0.010 0.33 0.08 0.1 0.0 0.1
实施例3 0.145 0.021 0.34 0.09 0.1 0.0 0.1
实施例3 0.148 0.024 0.34 0.07 0.1 0.0 0.1
实施例4 0.146 0.011 0.34 0.08 0.0 0.1 0.1
实施例5 0.150 0.014 0.34 0.06 0.0 0.0 0.1
实施例6 0.153 0.030 0.35 0.08 0.0 0.0 0.1
实施例7 0.145 0.044 0.36 0.07 0.1 0.0 0.1
实施例8 0.144 0.062 0.38 0.09 0.1 0.0 0.1
实施例9 0.138 0.078 0.40 0.09 0.0 0.0 0.1
实施例10 0.142 0.021 0.35 0.08 0.1 0.0 0.1
实施例11 0.140 0.030 0.37 0.06 0.0 0.0 0.1
实施例12 0.141 0.042 0.38 0.05 0.1 0.0 0.1
实施例13 0.150 0.067 0.41 0.07 0.1 0.0 0.1
实施例14 0.146 0.015 0.38 0.07 0.0 0.0 0.1
实施例15 0.148 0.027 0.39 0.08 0.1 0.0 0.1
实施例16 0.143 0.032 0.39 0.09 0.1 0.0 0.1
实施例17 0.145 0.042 0.40 0.08 0.0 0.0 0.1
实施例18 0.152 0.057 0.42 0.07 0.0 0.0 0.0
实施例19 0.155 0.064 0.42 0.07 0.1 0.1 0.2
实施例20 0.163 0.078 0.44 0.08 0.1 0.0 0.2
实施例21 0.144 0.028 0.41 0.09 0.1 0.0 0.1
实施例22 0.141 0.034 0.42 0.08 0.1 0.1 0.2
实施例23 0.143 0.054 0.43 0.08 0.1 0.1 0.2
实施例24 0.144 0.057 0.44 0.08 0.1 0.1 0.2
实施例25 0.148 0.077 0.46 0.09 0.2 0.1 0.3
实施例26 0.149 0.025 0.43 0.10 0.1 0.1 0.3
实施例27 0.143 0.041 0.44 0.08 0.1 0.1 0.2
实施例28 0.142 0.063 0.46 0.06 0.1 0.0 0.1
实施例29 0.149 0.053 0.47 0.07 0.1 0.0 0.1
实施例30 0.156 0.051 0.50 0.06 0.1 0.1 0.2
实施例31 0.153 0.080 0.53 0.08 0.1 0.0 0.2
实施例32 0.150 0.055 0.53 0.09 0.1 0.0 0.1
实施例33 0.156 0.010 0.51 0.10 0.1 0.00 0.1
实施例34 0.159 0.030 0.53 0.11 0.1 0.0 0.1
实施例35 0.152 0.056 0.54 0.12 0.1 0.0 0.1
实施例36 0.154 0.036 0.54 0.13 0.1 0.1 0.2
实施例37 0.153 0.079 0.58 0.09 0.1 0.1 0.2
实施例38 0.147 0.045 0.44 0.10 0.1 0.0 0.1
实施例39 0.168 0.041 0.42 0.14 0.1 0.0 0.1
实施例40 0.175 0.038 0.46 0.09 0.1 0.0 0.1
实施例41 0.055 0.040 0.44 0.09 0.1 0.0 0.1
实施例42 0.195 0.052 0.37 0.08 0.0 0.1 0.1
【表1-3】
【表1-4】
注：(1)约束率0.5。
【表2-1】
例No. C Si Mn Ni Cr Nb Nb/C
比较例1 0.30 0.55 0.52 0.46 18.2 3.4 11.3
比较例2 0.50 0.53 0.56 0.52 17.8 4.7 9.4
比较例3 0.38 0.90 0.46 0.44 18.1 3.8 10.0
比较例4 0.35 0.55 0.08 0.69 18.0 3.5 10.0
比较例5 0.36 0.56 2.15 0.67 17.9 3.5 9.7
比较例6 0.38 0.54 0.47 0.30 17.3 3.8 10.0
比较例7 0.38 0.50 0.51 0.48 17.6 3.7 9.7
比较例8 0.37 0.48 0.48 1.62 17.5 3.8 10.3
比较例9 0.38 0.57 0.52 0.69 15.5 3.8 10.0
比较例10 0.38 0.53 0.50 0.66 25.1 3.8 10.0
比较例11 0.37 0.49 0.51 0.57 17.7 3.5 9.5
比较例12 0.32 0.65 0.44 0.51 17.6 3.0 9.4
比较例13 0.32 0.68 0.45 0.52 17.8 3.0 9.4
比较例14 0.33 0.67 0.47 0.56 18.2 3.0 9.1
比较例15 0.48 0.60 0.54 0.63 17.2 5.4 11.3
比较例16 0.48 0.53 0.60 0.54 17.6 5.3 11.0
比较例17 0.46 0.57 0.53 0.57 17.3 5.1 11.1
比较例18 0.45 0.55 0.62 0.49 17.9 3.8 8.4
比较例19 0.33 0.54 0.53 0.46 17.8 4.2 12.7
比较例20 0.34 0.61 0.61 0.63 17.5 3.3 9.7
比较例21 0.38 0.53 0.46 0.36 17.2 3.8 9.9
比较例22 0.42 0.65 0.55 0.58 18.1 4.2 10.0
比较例23 0.34 0.50 0.50 0.42 17.6 3.4 10.0
比较例24 0.38 0.45 0.52 0.45 17.8 3.8 10.0
比较例25 0.42 0.42 0.51 0.44 16.9 4.2 10.0
比较例26 0.37 0.52 0.48 0.32 17.1 3.9 10.5
【表2-2】
例No. S Al 0.1Nb+Al N W Mo W+Mo
比较例1 0.145 0.015 0.36 0.08 0.0 0.0 0.0
比较例2 0.144 0.036 0.51 0.07 0.1 0.0 0.1
比较例3 0.150 0.024 0.40 0.08 0.0 0.0 0.0
比较例4 0.157 0.026 0.38 0.07 0.0 0.0 0.0
比较例5 0.156 0.025 0.38 0.08 0.0 0.0 0.1
比较例6 0.036 0.032 0.41 0.07 0.1 0.0 0.1
比较例7 0.225 0.012 0.38 0.07 0.0 0.0 0.1
比较例8 0.148 0.038 0.42 0.09 0.0 0.0 0.0
比较例9 0.146 0.067 0.45 0.09 0.1 0.1 0.2
比较例10 0.150 0.042 0.42 0.07 0.0 0.0 0.0
比较例11 0.152 0.028 0.38 0.18 0.0 0.0 0.0
比较例12 0.148 0.018 0.32 0.08 0.0 0.0 0.0
比较例13 0.151 0.040 0.34 0.09 0.0 0.0 0.0
比较例14 0.146 0.076 0.38 0.08 0.0 0.0 0.0
比较例15 0.142 0.012 0.55 0.09 0.0 0.0 0.0
比较例16 0.147 0.037 0.57 0.07 0.0 0.0 0.0
比较例17 0.148 0.077 0.59 0.08 0.0 0.0 0.0
比较例18 0.165 0.032 0.41 0.08 0.0 0.0 0.0
比较例19 0.155 0.016 0.44 0.08 0.0 0.0 0.1
比较例20 0.154 0.008 0.34 0.07 0.1 0.0 0.1
比较例21 0.150 0.002 0.38 0.08 0.1 0.1 0.2
比较例22 0.167 0.009 0.43 0.08 0.1 0.0 0.1
比较例23 0.153 0.082 0.42 0.06 0.1 0.0 0.1
比较例24 0.155 0.085 0.47 0.08 0.1 0.0 0.1
比较例25 0.157 0.083 0.50 0.07 0.1 0.0 0.1
比较例26 0.012 0.003 0.39 0.06 0.0 0.0 0.0
【表2-3】
【表2-4】
注：(1)约束率0.5。
【表3-1】
例No. C Si Mn Ni Cr Nb Nb/C
实施例43 0.32 0.53 0.48 0.61 17.2 3.2 10.0
实施例44 0.32 0.56 0.46 0.58 17.8 3.2 10.0
实施例45 0.32 0.58 0.50 0.49 16.9 3.2 10.0
实施例46 0.33 0.54 0.48 0.57 17.4 3.31 0.0
实施例47 0.32 0.54 0.51 0.52 18.0 3.3 10.3
实施例48 0.32 0.56 0.44 0.53 18.3 3.2 10.0
实施例49 0.33 0.57 0.48 0.49 17.9 3.2 9.7
实施例50 0.33 0.60 0.42 0.51 17.5 3.2 9.7
实施例51 0.34 0.53 0.55 0.55 17.6 3.2 9.4
实施例52 0.34 0.51 0.52 0.48 17.4 3.3 9.7
实施例53 0.35 0.62 0.51 0.50 18.0 3.4 9.7
实施例54 0.35 0.63 0.49 0.53 18.5 3.4 9.7
实施例55 0.35 0.54 0.47 0.45 18.7 3.4 9.7
实施例56 0.36 0.55 0.45 0.51 17.9 3.6 10.0
实施例57 0.34 0.59 0.47 0.42 17.0 3.6 10.6
实施例58 0.35 0.58 0.47 0.42 18.5 3.6 10.3
实施例59 0.36 0.52 0.51 0.44 18.6 3.6 10.0
实施例60 0.37 0.53 0.56 0.53 17.9 3.6 9.7
实施例61 0.38 0.62 0.55 0.39 18.0 3.6 9.5
实施例62 0.38 0.51 0.48 0.47 17.5 3.6 9.5
实施例63 0.35 0.53 0.47 0.33 19.4 3.7 10.6
实施例64 0.37 0.52 0.45 0.35 19.4 3.7 9.9
实施例65 0.38 0.54 0.49 0.38 19.1 3.8 10.0
实施例66 0.38 0.53 0.46 0.36 18.8 3.8 10.1
实施例67 0.38 0.54 0.47 0.40 18.7 3.8 10.0
实施例68 0.38 0.52 0.46 0.41 17.3 3.8 10.0
实施例69 0.38 0.59 0.47 0.39 16.9 3.8 10.0
实施例70 0.38 0.58 0.50 0.55 16.8 4.0 10.5
实施例71 0.38 0.52 0.52 0.42 17.2 4.0 10.6
实施例72 0.40 0.56 0.50 0.41 17.0 4.0 10.0
实施例73 0.40 0.56 0.46 0.39 18.3 4.2 10.5
实施例74 0.41 0.53 0.48 0.40 18.4 4.5 11.0
实施例75 0.42 0.55 0.47 0.41 18.2 4.5 10.7
实施例76 0.42 0.57 0.50 0.51 18.4 4.7 11.2
实施例77 0.44 0.59 0.49 0.53 18.0 5.0 11.4
实施例78 0.48 0.58 0.52 0.48 17.6 5.0 10.4
实施例79 0.46 0.58 0.50 0.47 18.5 4.8 10.4
实施例80 0.48 0.52 0.51 0.49 19.0 5.0 10.4
实施例81 0.48 0.56 0.53 0.56 19.1 5.01 0.4
实施例82 0.42 0.32 1.35 0.59 16.0 4.0 9.5
实施例81 0.37 0.85 1.88 1.32 21.8 3.4 9.2
实施例84 0.40 0.52 0.45 1.48 22.6 4.2 10.5
实施例85 0.38 0.60 0.12 0.42 17.6 4.0 10.5
实施例86 0.35 0.61 0.53 0.44 18.3 3.2 9.1
实施例87 0.36 0.50 0.42 0.43 17.6 3.6 10.0
实施例88 0.37 0.51 0.43 0.45 17.4 3.7 10.0
【表3-2】
例No. S Al 0.1Nb+Al N W Mo W+Mo
实施例43 0.137 0.010 0.33 0.07 0.8 0.0 0.8
实施例44 0.138 0.019 0.34 0.08 0.0 0.8 0.8
实施例45 0.140 0.024 0.34 0.06 1.0 0.0 1.0
实施例46 0.142 0.011 0.34 0.09 1.2 0.2 1.4
实施例47 0.152 0.013 0.34 0.06 1.0 0.2 1.2
实施例48 0.149 0.030 0.35 0.07 1.5 0.0 1.5
实施例49 0.152 0.045 0.37 0.08 1.5 0.0 1.5
实施例50 0.146 0.066 0.39 0.09 2.0 0.0 2.0
实施例51 0.140 0.075 0.40 0.08 2.1 0.0 2.1
实施例52 0.151 0.022 0.35 0.08 2.0 0.2 2.2
实施例53 0.147 0.031 0.37 0.07 2.2 0.2 2.4
实施例54 0.153 0.044 0.38 0.06 2.3 0.2 2.5
实施例55 0.152 0.058 0.40 0.08 2.0 0.0 2.0
实施例56 0.148 0.012 0.37 0.09 2.1 0.0 2.1
实施例57 0.149 0.025 0.39 0.08 2.0 0.0 2.0
实施例58 0.142 0.033 0.39 0.06 2.2 0.0 2.2
实施例59 0.140 0.043 0.40 0.07 2.1 0.0 2.1
实施例60 0.146 0.056 0.42 0.08 2.1 0.0 2.1
实施例61 0.144 0.062 0.42 0.08 2.0 0.0 2.0
实施例62 0.153 0.079 0.44 0.08 2.0 0.0 2.0
实施例63 0.149 0.028 0.40 0.08 2.0 0.1 2.1
实施例64 0.142 0.070 0.44 0.07 2.1 0.1 2.2
实施例65 0.148 0.022 0.40 0.06 2.3 0.0 2.3
实施例66 0.147 0.034 0.42 0.07 2.2 0.0 2.2
实施例67 0.151 0.042 0.42 0.08 2.4 0.0 2.4
实施例68 0.155 0.058 0.44 0.09 2.5 0.0 2.5
实施例69 0.149 0.067 0.45 0.08 2.5 0.0 2.5
实施例70 0.152 0.026 0.43 0.09 2.2 0.0 2.2
实施例71 0.146 0.057 0.46 0.08 2.1 0.0 2.1
实施例72 0.147 0.062 0.46 0.07 2.3 0.0 2.3
实施例73 0.151 0.038 0.46 0.07 2.4 0.0 2.4
实施例74 0.150 0.040 0.49 0.08 2.0 0.0 2.0
实施例75 0.149 0.080 0.53 0.09 2.1 0.0 2.1
实施例76 0.152 0.056 0.53 0.08 2.2 0.0 2.2
实施例77 0.154 0.010 0.51 0.09 2.0 0.0 2.0
实施例78 0.148 0.030 0.53 0.08 2.1 0.0 2.1
实施例79 0.143 0.055 0.54 0.10 2.0 0.0 2.0
实施例80 0.152 0.035 0.54 0.11 2.1 0.0 2.1
实施例81 0.150 0.075 0.58 0.08 2.1 0.0 2.1
实施例82 0.149 0.042 0.44 0.08 2.0 0.0 2.0
实施例83 0.155 0.038 0.38 0.15 1.9 0.0 1.9
实施例84 0.168 0.043 0.46 0.08 2.0 0.0 2.0
实施例85 0.054 0.058 0.46 0.07 2.0 0.0 2.0
实施例86 0.198 0.045 0.37 0.08 2.1 0.0 2.1
实施例87 0.149 0.028 0.39 0.07 3.2 0.0 3.2
实施例88 0.148 0.027 0.40 0.06 0.0 3.2 3.2
【表3-3】
【表3-4】
注：(1)约束率0.5。
【表4-1】
例No. C Si Mn Ni Cr Nb Nb/C
比较例27 0.30 0.52 0.48 0.50 18.6 3.2 10.7
比较例28 0.49 0.63 0.52 0.41 16.9 4.8 9.8
比较例29 0.37 0.91 0.43 0.46 17.5 3.7 10.0
比较例30 0.36 0.60 0.09 0.57 17.3 3.4 9.4
比较例31 0.38 0.58 2.12 0.48 17.2 3.6 9.5
比较例32 0.38 0.53 0.47 0.31 19.5 3.9 10.3
比较例33 0.37 0.52 0.49 0.42 18.5 3.8 10.3
比较例34 0.38 0.51 0.47 1.68 18.4 3.7 9.7
比较例35 0.38 0.58 0.51 0.55 14.8 3.8 10.0
比较例36 0.39 0.51 0.53 0.54 25.8 3.8 9.7
比较例37 0.38 0.48 0.54 0.52 17.5 3.8 10.0
比较例38 0.33 0.53 0.48 0.63 18.1 3.0 9.1
比较例39 0.32 0.64 0.50 0.60 16.8 3.1 9.7
比较例40 0.32 0.62 0.49 0.58 17.1 3.0 9.4
比较例41 0.48 0.57 0.47 0.45 17.5 5.3 11.0
比较例42 0.47 0.50 0.55 0.47 17.4 5.2 11.1
比较例43 0.48 0.54 0.54 0.38 17.7 5.1 10.6
比较例44 0.44 0.56 0.52 0.41 18.0 3.8 8.6
比较例45 0.35 0.59 0.51 0.40 18.8 4.2 12.0
比较例46 0.32 0.58 0.50 0.68 19.8 3.2 10.0
比较例47 0.36 0.54 0.46 0.29 19.6 3.7 10.2
比较例48 0.38 0.53 0.50 0.64 19.7 3.8 10.0
比较例49 0.42 0.70 0.68 0.65 18.2 4.2 10.0
比较例50 0.36 0.65 0.48 0.50 17.3 3.4 9.4
比较例51 0.38 0.51 0.50 0.48 16.8 3.8 10.0
比较例52 0.42 0.52 0.49 0.43 17.0 4.2 10.0
比较例53 0.36 0.55 0.46 0.32 19.2 3.8 10.6
比较例54 0.35 0.48 0.40 0.44 17.5 3.6 10.3
比较例55 0.38 0.49 0.41 0.43 17.3 3.8 10.0
【表4-2】
例No. S Al 0.1Nb+Al N W Mo W+Mo
比较例27 0.143 0.018 0.34 0.08 2.0 0.1 2.1
比较例28 0.150 0.034 0.51 0.06 2.0 0.2 2.2
比较例29 0.145 0.020 0.39 0.06 2.3 0.0 2.3
比较例3 0.164 0.024 0.36 0.08 2.1 0.0 2.1
比较例31 0.162 0.028 0.39 0.08 2.0 0.0 2.0
比较例32 0.025 0.044 0.43 0.07 2.0 0.1 2.1
比较例33 0.236 0.015 0.40 0.08 2.2 0.1 2.3
比较例34 0.146 0.036 0.41 0.09 1.9 0.2 2.1
比较例35 0.148 0.068 0.45 0.09 2.0 0.2 2.2
比较例36 0.149 0.045 0.43 0.08 2.1 0.2 2.3
比较例37 0.156 0.025 0.41 0.21 2.0 0.2 2.2
比较例38 0.151 0.017 0.32 0.09 1.8 0.0 1.8
比较例39 0.152 0.048 0.36 0.08 1.9 0.0 1.9
比较例40 0.158 0.074 0.37 0.07 2.2 0.0 2.2
比较例41 0.154 0.014 0.54 0.08 2.3 0.0 2.3
比较例42 0.153 0.041 0.56 0.07 2.0 0.0 2.0
比较例43 0.147 0.076 0.59 0.09 2.2 0.0 2.2
比较例44 0.159 0.034 0.41 0.08 2.1 0.1 2.2
比较例45 0.141 0.025 0.45 0.07 2.0 0.1 2.1
比较例46 0.152 0.008 0.33 0.07 2.1 0.1 2.2
比较例47 0.141 0.003 0.37 0.08 2.2 0.1 2.3
比较例48 0.160 0.009 0.39 0.08 2.0 0.0 2.0
比较例49 0.152 0.009 0.43 0.08 2.1 0.0 2.1
比较例50 0.149 0.085 0.43 0.07 2.2 0.1 2.3
比较例51 0.145 0.087 0.47 0.07 2.1 0.1 2.2
比较例52 0.147 0.084 0.50 0.08 2.3 0.2 2.5
比较例53 0.008 0.004 0.38 0.06 2.0 0.0 2.0
比较例54 0.151 0.026 0.39 0.08 3.6 0.0 3.6
比较例55 0.148 0.025 0.41 0.07 0.0 3.5 3.5
【表4-3】
【表4-4】
注：(1)约束率0.5。
符号说明
1...铁素体相
2...共晶碳化物(NbC)
3...硫化物粒子

Claims (5)

1.一种切削性优异的铁素体系耐热铸钢，其特征在于，以质量基准计，含有
C：0.32～0.48％、
Si：0.85％以下、
Mn：0.1～2％、
Ni：1.5％以下、
Cr：16～23％、
Nb：3.2～5％、
Nb/C：9～11.5、
N：0.15％以下、
S：0.05～0.2％、和
Al：0.01～0.08％，
余量由Fe和不可避免的杂质构成。
2.根据权利要求1所述的切削性优异的铁素体系耐热铸钢，其特征在于，以质量基准计，还含有W和/或Mo合计为0.8～3.2％。
3.根据权利要求1或2所述的铁素体系耐热铸钢，其特征在于，Nb和Al还满足下式：
0.35≤0.1Nb+Al≤0.53…(1)，其中，各元素符号表示其质量百分比含量。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的切削性优异的铁素体系耐热铸钢，其特征在于，具有硫化物粒子在视野面积每14000μm2中为20个以上的组织。
5.一种排气***部件，其特征在于，由权利要求1～4中任一项所述的铁素体系耐热铸钢构成。
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113278886A (zh) * 2021-05-14 2021-08-20 威斯卡特工业（中国）有限公司 一种含锰硫钨的铁素体耐热钢及其制备方法
CN113957352A (zh) * 2021-09-27 2022-01-21 鹰普（中国）有限公司 一种高碳高铬耐磨耐蚀材料性能提升方法

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20180104513A (ko) * 2017-03-13 2018-09-21 엘지전자 주식회사 공기 조화기
KR102364389B1 (ko) * 2017-09-27 2022-02-17 엘지전자 주식회사 공기 조화기

Citations (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63162818A (ja) * 1986-12-26 1988-07-06 Kawasaki Steel Corp プレス成形性のきわめて優れたフエライト系ステンレス鋼板の製造方法
JPH01197046A (ja) * 1988-02-03 1989-08-08 Nippon Steel Corp 薄肉鋳造法を用いるＣｒ系ステンレス鋼薄板の製造方法
CN1119878A (zh) * 1993-12-28 1996-04-03 新日本制铁株式会社 耐haz软化性能优良的马氏体耐热钢及其制造方法
JPH08281380A (ja) * 1995-04-07 1996-10-29 Nippon Steel Corp 熱間圧延での表面疵の発生を防止するフェライト系ステンレス鋼の製造方法
JPH09209090A (ja) * 1996-01-31 1997-08-12 Mitsubishi Materials Corp 耐熱鋼
JP2003226990A (ja) * 2002-02-05 2003-08-15 Nippon Steel Corp フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
CN102086498A (zh) * 2009-12-04 2011-06-08 沈阳鑫火铸造有限公司 一种高Cr高Ni抗氧化耐热钢
JP2011157615A (ja) * 2010-02-03 2011-08-18 Hitachi Metal Precision:Kk フェライト系ステンレス鋳鋼およびこれを用いてなる鋳造部材
WO2011125901A1 (ja) * 2010-03-31 2011-10-13 日立金属株式会社 常温靭性に優れたフェライト系耐熱鋳鋼及びそれからなる排気系部品
CN102301029A (zh) * 2009-04-27 2011-12-28 爱信高丘株式会社 铁素体耐热铸钢及排气***部件
WO2012043860A1 (ja) * 2010-10-01 2012-04-05 日立金属株式会社 優れた湯流れ性、耐ガス欠陥性、靭性及び被削性を有するフェライト系耐熱鋳鋼、及びそれからなる排気系部品
CN102517508A (zh) * 2011-12-30 2012-06-27 钢铁研究总院 超超临界火电机组汽轮机叶片用铁素体耐热钢及制造方法

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2890073B2 (ja) * 1991-04-30 1999-05-10 新日本製鐵株式会社 高Ｎｂ含有高窒素フェライト系耐熱鋼およびその製造方法
JPH05140700A (ja) * 1991-11-15 1993-06-08 Mazda Motor Corp フエライト系耐熱鋳鋼部材及びその製造法
JP3121478B2 (ja) * 1993-07-20 2000-12-25 株式会社豊田中央研究所 フェライト系耐熱鋳鋼およびその製造方法
JP3332189B2 (ja) 1993-11-25 2002-10-07 日立金属株式会社 鋳造性の優れたフェライト系耐熱鋳鋼
US5582657A (en) 1993-11-25 1996-12-10 Hitachi Metals, Ltd. Heat-resistant, ferritic cast steel having high castability and exhaust equipment member made thereof
JPH1161343A (ja) * 1997-08-11 1999-03-05 Hitachi Metals Ltd 高温強度とくにクリープ破断強度の優れたフェライト系耐熱鋳鋼およびそれからなる排気系部品
US7914732B2 (en) * 2006-02-23 2011-03-29 Daido Tokushuko Kabushiki Kaisha Ferritic stainless steel cast iron, cast part using the ferritic stainless steel cast iron, and process for producing the cast part
KR20090025667A (ko) * 2007-09-06 2009-03-11 현대자동차주식회사 고온 강도가 우수한 자동차용 페라이트계 내열 주강재부품의 제조방법
KR20110057835A (ko) * 2009-11-25 2011-06-01 현대자동차주식회사 배기매니폴드용 페라이트 내열 주강재

Patent Citations (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63162818A (ja) * 1986-12-26 1988-07-06 Kawasaki Steel Corp プレス成形性のきわめて優れたフエライト系ステンレス鋼板の製造方法
JPH01197046A (ja) * 1988-02-03 1989-08-08 Nippon Steel Corp 薄肉鋳造法を用いるＣｒ系ステンレス鋼薄板の製造方法
CN1119878A (zh) * 1993-12-28 1996-04-03 新日本制铁株式会社 耐haz软化性能优良的马氏体耐热钢及其制造方法
JPH08281380A (ja) * 1995-04-07 1996-10-29 Nippon Steel Corp 熱間圧延での表面疵の発生を防止するフェライト系ステンレス鋼の製造方法
JPH09209090A (ja) * 1996-01-31 1997-08-12 Mitsubishi Materials Corp 耐熱鋼
JP2003226990A (ja) * 2002-02-05 2003-08-15 Nippon Steel Corp フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
CN102301029A (zh) * 2009-04-27 2011-12-28 爱信高丘株式会社 铁素体耐热铸钢及排气***部件
CN102086498A (zh) * 2009-12-04 2011-06-08 沈阳鑫火铸造有限公司 一种高Cr高Ni抗氧化耐热钢
JP2011157615A (ja) * 2010-02-03 2011-08-18 Hitachi Metal Precision:Kk フェライト系ステンレス鋳鋼およびこれを用いてなる鋳造部材
WO2011125901A1 (ja) * 2010-03-31 2011-10-13 日立金属株式会社 常温靭性に優れたフェライト系耐熱鋳鋼及びそれからなる排気系部品
WO2012043860A1 (ja) * 2010-10-01 2012-04-05 日立金属株式会社 優れた湯流れ性、耐ガス欠陥性、靭性及び被削性を有するフェライト系耐熱鋳鋼、及びそれからなる排気系部品
CN102517508A (zh) * 2011-12-30 2012-06-27 钢铁研究总院 超超临界火电机组汽轮机叶片用铁素体耐热钢及制造方法

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113278886A (zh) * 2021-05-14 2021-08-20 威斯卡特工业（中国）有限公司 一种含锰硫钨的铁素体耐热钢及其制备方法
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