奥氏体系耐热铸钢和排气系统部件的制作方法

1.本发明的实施方式涉及奥氏体系耐热铸钢和排气系统部件。


背景技术：

2.专利文献1(日本特开2000-291430号公报)中公开了一种由高cr高ni奥氏体系耐热铸钢制作的排气系统部件。专利文献1所公开的排气系统部件中，高cr高ni奥氏体系耐热铸钢由包含下述成分的组成构成：以质量比计，c：0.2～1.0％；si：2％以下；mn：2％以下；p：0.04％以下；s：0.05～0.25％；cr：20～30％；ni：16～30％；余量：fe和不可避免的杂质。另外，在专利文献1所公开的排气系统部件中，高cr高ni奥氏体系耐热铸钢以质量比计包含w：1～4％和/或nb：大于1％且为4％以下。
3.现有技术文献
4.专利文献
5.专利文献1：日本特开2000-291430号公报


技术实现要素：

6.用于解决课题的段
7.本发明的实施方式的一个方式涉及一种奥氏体系耐热铸钢，其包含：0.3质量％至0.7质量％的c、1.2质量％至1.8质量％的si、0.6质量％至1.4质量％的mn、0.05质量％至0.25质量％的s、18.0质量％至27.0质量％的cr、13.0质量％至23.0质量％的ni、0.70质量％至1.00质量％的nb、2.0质量％至4.0质量％的w、0.1质量％至0.4质量％的mo、0.1质量％至0.3质量％的n、0.005质量％至0.030质量％的ti、以及余量的fe和不可避免的杂质。
8.根据上述奥氏体系耐热铸钢，通过使nb的含量的上限为1.00质量％，能够抑制fe基体中生成的碳化物量的减少，并且通过使ti的含量为0.005至0.030质量％，能够使nb和cr的共晶碳化物在fe基体中呈网眼状连续分布。因此，能够使fe基体中的碳化物之间的网络变得牢固。因此，能够使高温范围中的奥氏体系耐热铸钢的强度提高。
9.上述奥氏体系耐热铸钢中，ti的含量若低于0.005质量％，则不容易使nb和cr的共晶碳化物在fe基体中呈网眼状连续分布，因而不优选。ti的含量若高于0.030质量％，则fe基体中的碳化物之间的网络容易断开，因而不优选。另外，nb的含量若低于0.70质量％，则在fe基体中生成的nb碳化物量减少，因而不优选。nb的含量若高于1.00质量％，则尽管nb碳化物量增加，但m
23
c6型碳化物量减少，由此使总碳化物量减少，因而不优选。
10.上述奥氏体系耐热铸钢中，ti的含量优选为0.008至0.018质量％。
11.本发明的实施方式的其他方式涉及由上述奥氏体系耐热铸钢制作的排气系统部件。能够提高汽车的排气系统部件(其被暴露于1000℃附近的尾气中)在高温范围的强度。
附图说明
12.图1是示出实施方式的奥氏体系耐热铸钢的实施例以及比较例的组成的图。
13.图2是示出针对实施例以及比较例的奥氏体系耐热铸钢的拉伸试验的结果的图。
14.图3a是示出针对比较例1的奥氏体系耐热铸钢的试验片的组织的观察结果的图。
15.图3b是示出针对实施例2的奥氏体系耐热铸钢的试验片的组织的观察结果的图。
16.图3c是示出针对实施例7的奥氏体系耐热铸钢的试验片的组织的观察结果的图。
17.图3d是示出针对比较例3的奥氏体系耐热铸钢的试验片的组织的观察结果的图。
18.图4a是示出针对比较例1的奥氏体系耐热铸钢的试验片的组织的分析结果的图。
19.图4b是示出针对实施例2的奥氏体系耐热铸钢的试验片的组织的分析结果的图。
20.图4c是示出针对实施例7的奥氏体系耐热铸钢的试验片的组织的分析结果的图。
21.图4d是示出针对比较例3的奥氏体系耐热铸钢的试验片的组织的分析结果的图。
具体实施方式
22.以下参照所附的附图对作为本发明的实施方式的奥氏体系耐热铸钢进行说明。需要说明的是，本发明并不受以下所示的实施方式的限定。
23.本实施方式的奥氏体系耐热铸钢含有：0.3质量％至0.7质量％的c、1.2质量％至1.8质量％的si、0.6质量％至1.4质量％的mn、0.05质量％至0.25质量％的s、18.0质量％至27.0质量％的cr、13.0质量％至23.0质量％的ni、0.70质量％至1.00质量％的nb、2.0质量％至4.0质量％的w、0.1质量％至0.4质量％的mo、0.1质量％至0.3质量％的n、0.005质量％至0.030质量％的ti、以及余量的fe和不可避免的杂质。
24.需要说明的是，本公开中，“奥氏体系耐热铸钢”是指包含奥氏体相作为主相的耐热铸钢。元素的“质量％”是指元素的质量相对于奥氏体系耐热铸钢的质量的百分数。“a质量％至b质量％的元素”的简记是指元素的质量％为a％以上b％以下。“余量”是指构成奥氏体系耐热铸钢的成分中的所列举的元素以外的成分。例如，“一种奥氏体系耐热铸钢，其含有：
…
c、
…
si、
…
mn、
…
s、
…
cr、
…
ni、
…
nb、
…
w、
…
mo、
…
n、
…
ti、以及余量的fe和不可避免的杂质”是指在构成奥氏体系耐热铸钢的成分中，c、si、mn、s、cr、ni、nb、w、mo、n、和ti以外的成分为fe和不可避免的杂质。
25.(c：碳)
26.本实施方式的奥氏体系耐热铸钢包含0.3质量％至0.7质量％的c。由于c的含量的下限为0.3质量％，因此能够通过增强fe基体的固溶和增强碳化物的析出而提高奥氏体系耐热铸钢的强度。此外，能够通过抑制奥氏体相的液相线温度的上升而提高奥氏体系耐热铸钢的铸造性(熔态金属的流动性)。另外，由于c的含量的上限为0.7质量％，因此能够通过抑制碳化物的过量生成而降低奥氏体系耐热铸钢塑性变形时的龟裂的发生。
27.(si：硅)
28.本实施方式的奥氏体系耐热铸钢包含1.2质量％至1.8质量％的si。由于si的含量的下限为1.2质量％，因此能够提高奥氏体系耐热铸钢的耐氧化性。另外，由于si的含量的上限为1.8质量％，因此能够通过降低作为fe和cr的金属间化合物的σ相(脆化相)的生成而提高高温范围的奥氏体系耐热铸钢的韧性。
29.(mn：锰)
30.本实施方式的奥氏体系耐热铸钢包含0.6质量％至1.4质量％的mn。由于mn的含量的下限为0.6质量％，因此与s键合而形成硫化物，能够通过硫化物的润滑作用而提高耐奥
氏体系耐热铸钢的切削性。另外，由于mn的含量的上限为1.4质量％，因此能够通过抑制硫化物的过量生成而降低奥氏体系耐热铸钢的铸造表皮(鋳肌)表面的凹凸的发生。
31.(s：硫)
32.本实施方式的奥氏体系耐热铸钢包含0.05质量％至0.25质量％的s。由于s的含量的下限为0.05质量％，因此与mn键合而形成硫化物，由此能够提高奥氏体系耐热铸钢的切削性。另外，由于s的含量的上限为1.4质量％，因此能够通过抑制硫化物的过量析出而提高1000℃附近的高温范围的奥氏体系耐热铸钢的强度。
33.(cr：铬)
34.本实施方式的奥氏体系耐热铸钢包含18.0质量％至27.0质量％的cr。由于cr的含量的下限为18.0质量％，因此能够提高奥氏体系耐热铸钢的耐氧化性。另外，由于cr的含量的上限为27.0质量％，因此能够通过降低cr碳化物与奥氏体相的共晶界面处的作为龟裂的传播路径的脆化相的生成而提高高温范围的奥氏体系耐热铸钢的强度。
35.(ni：镍)
36.本实施方式的奥氏体系耐热铸钢包含13.0质量％至23.0质量％的ni。通过使ni的含量的下限为13.0质量％，能够通过降低脆化相的生成而提高高温范围的奥氏体系耐热铸钢的强度。另外，由于ni的含量的上限为23.0质量％，因此能够随着fe基体中的ni固溶量的减少而使c固溶量增加、通过降低cr碳化物的过量晶出而提高高温范围的奥氏体系耐热铸钢的强度。进而能够降低用于制造奥氏体系耐热铸钢的费用。
37.(nb：铌)
38.本实施方式的奥氏体系耐热铸钢包含0.70质量％至1.00质量％的nb。由于nb的含量的下限为0.70质量％，因此能够通过增加nb碳氮化物的量而提高高温范围的奥氏体系耐热铸钢的强度。另外，由于nb的含量的上限为1.00质量％，因此能够通过抑制主要由cr、fe等金属元素m和c构成的m
23
c6型碳化物量的减少而抑制fe基体中的总碳化物量的减少。此外，能够通过降低铁素体相和脆化相的生成而提高高温范围的奥氏体系耐热铸钢的强度。此外，能够降低用于制造奥氏体系耐热铸钢的费用。
39.(w：钨)
40.本实施方式的奥氏体系耐热铸钢包含2.0质量％至4.0质量％的w。由于w的含量的下限为2.0质量％，因此能够通过增强fe基体的固溶和增强w碳化物的析出而提高高温范围的奥氏体系耐热铸钢的强度。另外，由于w的含量的上限为4.0质量％，因此能够通过抑制w碳化物的过量生成而降低奥氏体系耐热铸钢塑性变形时的龟裂的发生。此外，能够降低用于制造奥氏体系耐热铸钢的费用。
41.(mo：钼)
42.本实施方式的奥氏体系耐热铸钢包含0.1质量％至0.4质量％的mo。由于mo的含量的下限为0.1质量％，因此能够通过增强fe基体的固溶和增强mo碳化物的析出而提高高温范围的奥氏体系耐热铸钢的强度。另外，由于mo的含量的上限为0.4质量％，因此能够通过抑制mo碳化物的过量生成而降低奥氏体系耐热铸钢塑性变形时的龟裂的发生。此外，能够降低用于制造奥氏体系耐热铸钢的费用。
43.(n：氮)
44.本实施方式的奥氏体系耐热铸钢包含0.1质量％至0.3质量％的n。由于n的含量的
下限为0.1质量％，因此能够通过增强fe基体的固溶和增强nb碳氮化物的析出而提高高温范围的奥氏体系耐热铸钢的强度。另外，由于n的含量的上限为0.3质量％，因此能够降低在对奥氏体系耐热铸钢进行铸造时的针孔或气孔等气体缺陷的发生。
45.(ti：钛)
46.本实施方式的奥氏体系耐热铸钢包含0.005质量％至0.030质量％的ti。由于ti的含量的下限为0.005质量％，因此能够使nb和cr的共晶碳化物在fe基体中呈网眼状连续分布。另外，由于ti的含量的上限为0.030质量％，因此能够抑制fe基体中的碳化物之间的网络的断开。通过像这样使ti的含量为0.005质量％至0.030质量％，能够使fe基体中的碳化物之间的网络变得牢固。因此能够提高高温范围的奥氏体系耐热铸钢的强度。
47.本实施方式的奥氏体系耐热铸钢中，ti的含量的下限优选为0.0065质量％、更优选为0.008质量％。能够提高在fe基体中呈网眼状分布的nb和cr的共晶碳化物的连续性。此外，ti的含量的上限优选为0.026质量％、更优选为0.022质量％、进一步优选为0.018质量％。能够可靠地维持fe基体中的碳化物之间的网络。
48.(fe：铁、不可避免的杂质)
49.本实施方式的奥氏体系耐热铸钢中的余量为fe和不可避免的杂质。余量中包含的fe是具有面心立方晶格结构的γ铁。作为余量中包含的不可避免的杂质，例如可以举出p(磷)、cu(铜)、al(铝)、v(钒)、co(钴)、as(砷)、sn(锡)、ca(钙)、b(硼)、pb(铅)、sb(锑)、zr(锆)、ce(铈)、te(碲)、la(镧)、bi(铋)和zn(锌)等元素。不可避免的杂质的含量优选合计为1.0质量％以下、更优选合计为0.8质量％以下、进一步优选合计为0.7质量％以下。
50.这样，根据本实施方式，通过使nb的含量的上限为1.00质量％，能够抑制fe基体中生成的碳化物量的减少，并且通过使ti的含量为0.005质量％至0.030质量％，能够使nb和cr的共晶碳化物在fe基体中呈网眼状连续分布。因此，能够使fe基体中的碳化物之间的网络变得牢固。因此能够提高1000℃附近的高温范围的奥氏体系耐热铸钢的强度。此外，由于能够将nb的含量的上限抑制在1.00质量％、并且将ti的添加量抑制在微量(0.005质量％至0.030质量％)，因此能够低成本地提供高温范围的强度得到了提高的奥氏体系耐热铸钢。
51.因此，通过使用本实施方式的奥氏体系耐热铸钢作为材料，能够制造出高温范围的强度得到了提高的各种奥氏体系耐热铸钢制品。代表性的奥氏体系耐热铸钢制品为被暴露于1000℃附近的尾气中的汽车的排气系统部件。排气系统部件的一例为排气歧管、涡轮壳体和废气门阀等。
52.(实施例)
53.图1示出了本实施方式的奥氏体系耐热铸钢的实施例以及比较例的组成。作为实施例以及比较例，制造出了包含图1所示的元素组成(c、si、mn、s、cr、ni、nb、w、mo、n、和ti)的奥氏体系耐热铸钢。需要说明的是，实施例以及比较例中，图1所示的元素以外的余量为铁和微量的不可避免的杂质。
54.图2中示出了针对实施例以及比较例的奥氏体系耐热铸钢的拉伸试验的结果。图2中的试验温度(℃)、拉伸强度(mpa)和0.2％屈服强度(mpa)是针对奥氏体系耐热铸钢的试验片根据jis z 2241(金属材料拉伸试验方法)进行测定而得到的值。
55.(实施例1～9与比较例1的对比)
56.如图1所示，实施例1～9中，ti的含量的下限为0.005质量％。另一方面，比较例1中
不包含ti。如图2所示，在1000℃的试验温度下，实施例1～9的拉伸强度大于比较例1的拉伸强度。另外，在1000℃的试验温度下，实施例1～9的0.2％屈服强度大于比较例1的0.2％屈服强度。由此能够确认，在ti的含量的下限为0.005质量％的情况下，能够提高1000℃的试验温度下的奥氏体系耐热铸钢的拉伸强度和0.2％屈服强度。
57.(实施例1～9与比较例2和3的对比)
58.如图1所示，实施例1～9中，ti的含量的上限为0.030质量％。另一方面，比较例1中包含大于0.030质量％的ti。如图2所示，在1000℃的试验温度下，实施例1～9的拉伸强度大于比较例2或比较例3的拉伸强度。另外，在1000℃的试验温度下，实施例1～9的0.2％屈服强度大于比较例2或比较例3的0.2％屈服强度。由此能够确认，在ti的含量的上限为0.030质量％的情况下，能够提高1000℃的试验温度下的奥氏体系耐热铸钢的拉伸强度和0.2％屈服强度。
59.(实施例2～7与实施例1的对比)
60.如图1所示，实施例2～7中，ti的含量的下限为0.008质量％。另一方面，实施例1中，ti的含量小于0.008质量％。如图2所示，在1000℃的试验温度下，实施例2～7的拉伸强度大于实施例1的拉伸强度。另外，在1000℃的试验温度下，实施例2～7的0.2％屈服强度大于实施例1的0.2％屈服强度。由此能够确认，在ti的含量的下限为0.008质量％的情况下，能够进一步提高1000℃的试验温度下的奥氏体系耐热铸钢的拉伸强度和0.2％屈服强度。
61.(实施例2～7与实施例6和7的对比)
62.如图1所示，实施例2～7中，ti的含量的上限为0.018质量％。另一方面，实施例6和7中，ti的含量大于0.018质量％。如图2所示，在1000℃的试验温度下，实施例2～7的拉伸强度大于实施例6或实施例7的拉伸强度。另外，在1000℃的试验温度下，实施例2～7的0.2％屈服强度大于实施例6或实施例7的0.2％屈服强度。由此能够确认，在ti的含量的上限为0.018质量％的情况下，能够进一步提高1000℃的试验温度下的奥氏体系耐热铸钢的拉伸强度和0.2％屈服强度。
63.(对于奥氏体系耐热铸钢的组织的观察)
64.图3a、图3b、图3c和图3d中示出了针对奥氏体系耐热铸钢的试验片的组织的观察结果。图3a、图3b、图3c和图3d分别为示出对于比较例1、实施例2、实施例7和比较例3的奥氏体系耐热铸钢的微组织利用扫描型电子显微镜进行观察而得到的结果的图。
65.比较例1中不包含ti(参照图1)。因此，如图3a所示，比较例1中，在fe基体中生成的碳氮化物断开，呈非连续分布。其结果，如图2所示，比较例1中，难以提高1000℃的试验温度下的奥氏体系耐热铸钢的拉伸强度和0.2％屈服强度。
66.实施例2中，ti的含量为0.008质量％；实施例7中，ti的含量为0.018质量％(参照图1)。因此，如图3b和图3c所示，实施例2和实施例7中，在fe基体中生成的碳氮化物呈网眼状连续分布。其结果，如图2所示，实施例2和实施例7中，能够提高1000℃的试验温度下的奥氏体系耐热铸钢的拉伸强度和0.2％屈服强度。
67.比较例3中，ti的含量为0.130质量％(参照图1)。因此，如图3d所示，在fe基体中生成的碳氮化物的连续性丧失，呈非连续性分布。其结果，如图2所示，比较例3中，难以提高1000℃的试验温度下的奥氏体系耐热铸钢的拉伸强度和0.2％屈服强度。
68.(针对奥氏体系耐热铸钢的组织的分析)
69.图4a、图4b、图4c和图4d中示出了针对奥氏体系耐热铸钢的试验片的组织的分析结果。图4a、图4b、图4c和图4d分别为示出利用epma(电子束显微分析仪)对于比较例1、实施例2、实施例7和比较例3的奥氏体系耐热铸钢的fe基体中的nb碳化物10和cr碳化物20的分布状态进行分析的结果的图。
70.比较例1中不包含ti(参照图1)。因此，如图4a所示，比较例1中，在fe基体中生成的nb碳化物10与cr碳化物20分开地进行分布。因此，难以形成碳化物之间的网络。
71.实施例2中，ti的含量为0.008质量％；实施例7中，ti的含量为0.018质量％(参照图1)。因此，如图4b和图4c所示，实施例2和实施例7中，在fe基体中生成的nb碳化物10和cr碳化物20按照沿着奥氏体相的晶界共存的方式以共晶碳化物的形式析出。因此，能够通过使nb和cr的共晶碳化物呈网眼状连续分布而形成碳化物之间的牢固的网络。
72.比较例3中，ti的含量为0.130质量％(参照图1)。因此，如图4d所示，nb和cr的共晶碳化物的连续性丧失而呈非连续性分布。因此，碳化物之间的网络断开。
73.像这样对奥氏体系耐热铸钢的试验片的组织进行了分析，结果能够确认，通过使ti的含量为0.005质量％至0.030质量％，能够使nb和cr的共晶碳化物在fe基体中呈网眼状连续分布，能够使fe基体中的碳化物之间的网络变得牢固。其结果，如图2所示，实施例1～实施例9中，能够提高1000℃的试验温度下的奥氏体系耐热铸钢的拉伸强度和0.2％屈服强度。
74.符号说明
75.10
ꢀꢀ
nb碳化物
76.20
ꢀꢀ
cr碳化物