常温韧性优异的铁素体系耐热铸钢和由其构成的排气系统零件.pdf

摘要
申请专利号：	CN201180016272.5	申请日：	2011.03.31
公开号：	CN102822370A	公开日：	2012.12.12
当前法律状态：	授权	有效性：	有权
法律详情：	授权\|\|\|实质审查的生效IPC(主分类):C22C 38/00申请日:20110331\|\|\|公开
IPC分类号：	C22C38/00; C22C38/60; F01N13/10	主分类号：	C22C38/00
申请人：	日立金属株式会社
发明人：	川畑将秀
地址：	日本东京
优先权：	2010.03.31 JP 2010-081710; 2010.08.31 JP 2010-194543
专利代理机构：	中科专利商标代理有限责任公司 11021	代理人：	蒋亭
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内容摘要

一种常温韧性优异的铁素体系耐热铸钢以及由其构成的排气系统零件，该铁素体系耐热铸钢具有如下组成：以质量比计，含有0.32～0.48％的C、0.85％以下的Si、2％以下的Mn、1.5％以下的Ni、16～19.8％的Cr、3.2～5％的Nb、9～11.5的Nb/C、0.15％以下的N、0.002～0.2％的S及合计0.8％以下的W和/或Mo，余量由Fe和不可避免的杂质构成，具有δ相和Nb碳化物(NbC)的共晶(δ+NbC)相的面积率为60～90％的组织。

权利要求书

1.一种常温韧性优异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0.32～0.48％的C、0.85％以下的Si、2％以下的Mn、
1.5％以下的Ni、16～19.8％的Cr、3.2～5％的Nb、9～11.5的Nb/C、0.15％
以下的N、0.002～0.2％的S以及合计为0.8％以下的W和/或Mo，余量由
Fe和不可避免的杂质构成，
并且，具有δ相和Nb碳化物(NbC)的共晶(δ+NbC)相的面积率
为60～90％的组织。
2.一种排气系统零件，其由权利要求1所述的常温韧性优异的铁素
体系耐热铸钢构成。

说明书

常温韧性优异的铁素体系耐热铸钢和由其构成的排气系统零件

技术领域

本发明涉及汽车用汽油机和柴油机的排气系统零件，特别是涉及适于
排气集管等的常温韧性优异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

为了防止地球变暖，强烈要求削减从汽车排出的CO2气体的排放量。
为了削减CO2气体的排放量，主要需要提高汽车的燃油效率性能(低耗油
化)。作为用于低耗油化的对应技术，可列举采用燃料直喷方式、增大压
缩比，通过增压化进行发动机的轻量小型化(缩小化)、增压器的推进压
力上升等。随着这些技术的导入，发动机的燃料的燃烧处于更高温和更高
压的倾向，其结果是，能够使从发动机的燃烧室排放到排气集管和催化剂
室等的排气系统零件的尾气的温度上升至接近1000℃。曝露在如此高温的
尾气下的排气系统零件就要求有优异的耐热特性(耐氧化性、耐热龟裂性、
耐热变形性)。在排气系统零件之中，耐氧化性和耐热龟裂性对于排气集
管等来说也很重要。

历来，在使用条件高温、严酷的排气集管等的排气系统零件中，使用
高Si球状石墨铸铁、尼列西斯特耐蚀高镍铸铁(Ni-Cr系奥氏体铸铁)等
的耐热铸铁、铁素体系耐热铸钢、奥氏体系耐热铸钢等。铁素体系的
4％Si-0.5％Mo的球状石墨铸铁，直至800℃附近都显示出比较良好的耐热
特性，但在超过这一温度的温度下则耐久性差。大量含有Ni、Cr、Co等
的稀有金属的尼列西斯特耐蚀高镍铸铁等的耐热铸铁和奥氏体系耐热铸
钢，同时满足800℃以上的耐氧化性和耐热龟裂性。但是，尼列西斯特耐
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，所以线膨胀系数大，且显微组织中存在构成破坏的起点的石墨，因此
耐热龟裂性差。另外奥氏体系耐热铸钢虽然没有构成破坏的起点的石墨，
但线膨胀系数大，因此900℃附近的耐热龟裂性不充分。而且，因为大量
含有稀有金属而高价，容易受到世界经济形势的影响，对于原料的稳定供
给存在担心。

排气系统零件用耐热铸钢，不仅从经济性和原料的稳定供给，而且从
资源的有效利用的观点出发，都希望极力抑制稀有金属的含量并确保需要
的耐热特性。同此，能够对于得到廉价、高性能的排气系统零件，能够将
低油耗化的技术也适用于廉价的低端车，有助于削减CO2气体的排放量。
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
奥氏体的一方有利。而且，因为铁素体系耐热铸钢比奥氏体系耐热铸钢的
线膨胀系数小，所以随着发动机的起动和起飞而发生的热应力小，耐热龟
裂性优异。

铁素体系耐热铸钢，为了耐氧化性而大量含有Cr，因此常温下的韧性
不足。在排气系统零件中，生产过程和对发动机的组装过程等增加机械的
振动和冲击。因此，用于排气系统零件的铁素体系耐热铸钢需要具备充分
的常温韧性，即使在机械的振动和冲击下也不会发生龟裂和裂纹。

特开2007-254885号公开有一种薄壁铸件，其以Fe为主成分，由含
有0.10～0.50质量％的C、1.00～4.00质量％的Si、0.10～3.00质量％的
Mn、8.0～30.0质量％的Cr和0.1～5.0质量％的Nb和/或V的铁素体系不
锈钢铸钢构成，具有厚1～5mm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50～400μm，因此高温强度提高。该薄壁铸件的5mm
以下的薄壁部因为在铸造后急冷，所以铁素体相的平均晶粒直径变小，高
温下的屈服强度、抗拉强度和断裂延伸率高。

但是，在排气系统零件中，气缸盖连接法兰、隔热板安装凸耳、螺栓
连接部位等壁厚在5mm以上、冷却速度慢的部位多。另外，即使壁厚在
5mm以下，在用于防止缩孔的补缩冒口邻域的部位，和砂模内由邻接的模
穴形成而容易过热的部位，冷却速度也慢。在这样冷却速度慢的部位，平
均晶粒直径大，常温韧性低。但是，在特开2007-254885号中未公开抑制
韧性降低的手段。另外在特开2007-254885号的铁素体系耐热铸钢中，通
过含有大量的Si来降低熔点，虽然改善他熔汤的流动性，并且改善了高温
强度、耐氧化性、耐渗碳性和被削性，但因为大量含有Si达1.00～4.00
质量％(实施例中大约2％以上)，所以铁素体基体组织中有Si固溶，常温
韧性降低。为了得到高常温韧性，除了薄壁部以外，还需要减小平均晶粒
直径，并且为了防止脆化防止，还需要将合金元素向基体组织的固溶量抑
制在最小限度，但特开2007-254885号没有解决这几点。

特开平7-197209号公开有一种铁素体系耐热铸钢，其具有如下组成：
以重量比率计，由0.15～1.20％的C、0.05～0.45％的C-Nb/8、2％以下的
Si、2％以下的Mn、16.0～25.0％的Cr、1.0～5.0％的W和/或Mo、0.40～
6.0％的Nb、0.1～2.0％的Ni、0.01～0.15％的N、以及余量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(α’相)，通过使α’相的面积率{α’/(α+α’)}
为20～70％，使铸造性得到改善。因为该铁素体系耐热铸钢含有NbC形
成需要量以上的C(奥氏体化元素)，所以固溶在基体组织中的C在凝固
时生成γ相，在冷却过程中γ相相变成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用于在900℃以上使用的排气系统零件。

但是，铸态下从γ相向α’相的相变未充分进行，而是从γ相相变成马
氏体相。因为马氏体相为高硬度，所以使常温下的韧性和被削性显著恶化。
为了确保韧性和被削性，需要进行升温而使马氏体相消失，使α’相析出的
热处理。热处理一般使制造成本上升，因此会损害到稀有金属的含量少这
样的铁素体系耐热铸钢在经济上的优点。

特开平11-61343号公开有一种铁素体系耐热铸钢，其具有如下组成：
以重量比率计，由0.05～1.00％的C、2％以下的Si、2％以下的Mn、16.0～
25.0％的Cr、4.0～20.0％的Nb、1.0～5.0％的W和/或Mo、0.1～2.0％的
Ni、0.01～0.15％的N、以及余量Fe和不可避免的杂质构成，除了通常的
α相以外，还具有Laves相(Fe2M)，由此高温强度、特别是蠕变断裂强
度优异。该铁素体系耐热铸钢通过Nb、W、Mo、Ni和N的组合而具有
Laves相，因此使高温强度、特别是蠕变断裂强度提高、但因为大量含有
合金元素，所以常温韧性未必充分。

发明内容

因此本发明的目的在于，提供一种既能够确保900℃附近的耐氧化性
和耐热龟裂性，常温韧性又优异的铁素体系耐热铸钢，以及由该铁素体系
耐热铸钢构成的排气集管等的排气系统零件。

鉴于上述目的，关于以含有大约15～20质量％的Cr的铁素体系耐热
铸钢为基础，不会使耐热特性劣化，并在铸态下使常温韧性提高进行锐意
研究，其结果可知如下。

(1)由排气系统零件的这样的薄壁制造复杂形状的铸件时，对于铸造
材料要求有良好的流动性。在流动性的提高中，一般有效的是增加C含量，
使凝固开始温度降低，但仅仅是增加C，由于Cr碳化物的析出量的增加
和相变成马氏体的γ相的结晶导致韧性恶化。为了一边抑制韧性的降低一
边使流动性提高，可知需要使Nb与C一起增加。一般来说，由体心立方
晶(BCC)构造构成的δ相，若以强度提高等为目的而使合金元素固溶在
基体组织中，或者形成结晶物或析出物，则韧性降低，因此若在铁素体系
耐热铸钢中使C和Nb一起大量含有，则可以预想到韧性降低，但与预想
相反的是韧性大幅提高。韧性提高的理由被推测是由于，若C和Nb增加，
则δ相和Nb碳化物(NbC)的共晶(δ+NbC)相增加，另一方面，初晶
的δ相减少，因此在初晶δ相的生长之前，共晶(δ+NbC)相就开始结晶
出来，両者相互抑制生长，其结果是，初晶δ相和共晶(δ+NbC)相这两
方的晶粒微细化。为了使初晶δ相和共晶(δ+NbC)相的晶粒微细化，需
要将两者的结晶量控制到最佳。

(2)除了初晶δ相和共晶(δ+NbC)相的晶粒的微细化以外，还可知
为了阻止对韧性有害的γ相的结晶以及抑制Nb向δ相的固溶，C和Nb
的含量的平衡很重要。若将Nb与C的含量的比(Nb/C)限制在预期的范
围，则Nb和C几乎不会在基体组织的铁素体中固溶，另外也不会生成剩
余的C，而是作为Nb碳化物(NbC)结晶出来。其结果是，γ相不会结晶，
Nb向δ相的固溶得到最小化，韧性的劣化受到抑制。

因此，若将C、Si、Nb等的含量控制在预期的范围，使初晶δ相(δ
铁素体相)和δ相与Nb碳化物(NbC)的共晶(δ+NbC)相以最佳的比
例共存，则能够得到既确保900℃附近的耐氧化性和耐热龟裂性，又具有
优异的常温韧性的铁素体系耐热铸钢。

即，本发明的常温韧性优异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

0.32～0.48％的C、

0.85％以下的Si、

2％以下的Mn、

1.5％以下的Ni、

16～19.8％的Cr、

3.2～5％的Nb、

9～11.5的Nb/C、

0.15％以下的N、

0.002～0.2％的S以及合计为

0.8％以下的W和/或Mo，余量由Fe和不可避免的杂质构成，其具有
如下组织：δ相和Nb碳化物(NbC)的共晶(δ+NbC)相的面积率为60～
90％。

本发明的排气系统零件，其特征在于，由上述铁素体系耐热铸钢构成。
作为该排气系统零件，可列举排气集管、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、或排气口，特别是优选排气
集管、催化剂室、催化剂室一体排气集管、排气口。

本发明的铁素体系耐热铸钢，即使不进行热处理，仍既可确保900℃
附近的耐氧化性和耐热龟裂性，又具有优异的常温韧性，因此高性能且廉
价。而且，因为抑制稀有金属的含量，所以不仅抑制了原料成本，而且有
助于资源的有效利用和稳定供给。具有这样的特征的本发明的铁素体系耐
热铸钢所构成的排气系统零件能够廉价地制造，因此使低油耗化技术的适
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8的铁素体系耐热铸钢的显微组织的光学显微镜照
片(100倍)。

图2是表示切割下试验片的1英寸楔型试块(Yブロツク)的铸锭A
的概略图。

图3是表示切割下试验片的阶梯状楔型试块的铸锭B的概略图。

图4是表示Nb含量与常温冲击值的关系的曲线图。

图5表示Nb含量与共晶(δ+NbC)相的面积率的关系的曲线图。

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及组织。还有，表示
各元素的含量的“％”除非特别限定，否则为“质量％”。

(A)组成

(1)C(碳)：0.32～0.48％

C具有的作用是，使凝固开始温度下降，使熔汤的流动性，即流动性
(铸造性)良好。另外C与Nb结合而形成δ相和Nb碳化物(NbC)的
共晶(δ+NbC)相，具有提高高温强度的作用。为了有效地发挥这样的
作用，C含量需要在0.32％以上。但是，若C含量超过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。因此，C
含量为0.32～0.48％。C含量优选为0.32～0.45％，更优选为0.32～0.44％，
最优选为0.32～0.42％。

(2)Si(硅)：0.85％以下

Si除了作为熔汤的脱酸剂发挥作用以外，还具有改善耐氧化性的作
用。但是，若Si超过0.85％，则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含量优选为0.2～
0.85％，更优选为0.3～0.85％，最优选为0.35～0.85％。

(3)Mn(锰)：2％以下

Mn与Si同样，作为熔汤的脱氧剂有效，但是若超过2％，则使铁素
体系耐热铸钢的耐氧化性劣化。因此，Mn含量为2％以下(不含0％)。
Mn含量优选为0.1～2％，更优选为0.1～1.5％，最优选为0.2～1.2％。

(4)Ni(镍)：1.5％以下

Ni为奥氏体稳定化元素，形成γ相，在奥氏体冷却至常温期间相变成
马氏体，马氏体使常温韧性恶化。因此，优选Ni含量极少，但Ni通常在
原料废料中被含有，所以会不可避免地混入铁素体系耐热铸钢中。能够防
止对常温韧性产生不良影响的Ni含量的临界为1.5％以下，因此Ni含量为
0～1.5％。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)：16～19.8％

Cr改善耐氧化性，是使铁素体组织稳定的元素。为了确保900℃附近
的耐氧化性，Cr至少需要为16％。另一方面，在铁素体基体中若Cr超过
19.8％，则容易发生西格马脆性，韧性降低，被削性也恶化。因此，Cr含
量为16～19.8％。Cr含量优选为17～19.8％，更优选为17～19.5％，最优
选为17.5～19.0％。

(6)Nb(铌)：3.2～5％

Nb与C结合而形成共晶(δ+NbC)相，使高温强度提高，并且使凝
固开始温度降低。由于凝固开始温度的降低，在排气系统零件这样的薄壁
下，对于复杂形状的铸件的制造来说重要的流动性提高。另外Nb在凝固
时作为结晶碳化物(NbC)将C固定，因此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，防止γ相结晶出来，因此防止韧性的降
低。另外Nb通过初晶δ相和共晶(δ+NbC)相的晶粒的微细化，使常温
韧性显著提高。为了发挥Nb的上述效果，Nb含量需要在3.2％以上。但
是，若Nb超过5％，则共晶(δ+NbC)相的结晶量过剩，铁素体系耐热
铸钢脆化。因此，Nb含量为3.2～5％。还有，在本发明的铁素体系耐热铸
钢中，Nb带来的高温强度、流动性及韧性的提高效果大约在其为4％时能
够大致达成，另外Nb是高价的稀有金属，所以Nb含量优选为3.2～4.0％。
Nb含量更优选为3.2～3.9％，最优选为3.3～3.9％。

(7)Nb/C：9～11.5

为了既确保900℃附近的耐氧化性和耐热龟裂性，又得到优异的常温
韧性，Nb与C的含量比(Nb/C)的限制最为重要。Nb与C形成碳化物，
但若C过剩(若Nb/C比小)，则未形成Nb碳化物的剩余的C在基体组织
中固溶，δ相不稳定，γ相结晶出来。结晶的γ相相变成使常温韧性降低
的马氏体直至达到常温。另外若Nb/C比小，则初晶δ相的生长被促进，
因此初晶δ相的晶粒的微细化不充分，韧性无法提高。为了一边抑制γ相
的结晶一边使初晶δ相和共晶(δ+NbC)相的晶粒微细化，Nb/C比需要
在9以上。

另一方面，若Nb过剩(若Nb/C比大)，则Nb在δ相固溶，带给δ
相晶格应变，使δ相的常温韧性降低。另外若Nb/C比大，则共晶(δ+NbC)
相的生长被促进，因此共晶(δ+NbC)相的晶粒的微细化不充分，韧性
无法提高。为了一边抑制Nb对δ相的固溶，一边使初晶δ相和共晶(δ
+NbC)相的晶粒微细化，Nb/C比需要在11.5以下。根据以上，Nb/C比
为9～11.5。Nb/C比优选为9～11.3，更优选为9.3～11，最优选为9.5～10.5。

(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马
氏体化，使常温韧性恶化。因此，优选N含量极少的方法，但N不可避
免地混入原料废料中。对常温韧性不产生不良影响的N的临界是0.15％以
下，因此N含量为0～0.15％。N含量优选为0～0.13％，更优选为0～0.11％，
最优选为0～0.10％。

(9)S(硫)：0.002～0.2％

S在铸钢中生成球状或块状的硫化物，在硫化物的润滑作用下使被削
性提高。为了得到这一效果，S需要在0.002％以上。但是，若S超过0.2％，
则铁素体系耐热铸钢的常温韧性降低。因此，S含量为0.002～0.2％。S含
量优选为0.005～0.2％，更优选为0.008～0.2％，最优选为0.01～0.2％。

(10)W(钨)和/或Mo(钼)：合计0.8％以下

W和Mo在基体组织的δ相中固溶，带给铁素体基体晶格应变，使常
温韧性恶化，因此优选极少的方法。但是，W和Mo通常含有在原料废料
中。W和Mo一起被含有时，若它们的合计(W+Mo)含量超过0.8％，
则粗大的碳化物生成，常温韧性降低。因此，W和/或Mo的含量合计为0～
0.8％。W和/或Mo的含量合计优选为0～0.6％，更优选为0～0.5％，最优
选为0～0.3％。

(B)共晶(δ+NbC)相的面积率：60～90％

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，在确保优异的常温韧性上重要。本发明的
铁素体系耐热铸钢在铸造时的凝固中，δ相率先作为初晶凝固后比较短的
时间后，比较大量的共晶(δ+NbC)相凝固。借助凝固的共晶(δ+NbC)
相，初晶δ相的生长受到抑制，另外共晶(δ+NbC)相的生长也被凝固的
初晶δ相抑制。如此初晶δ相和共晶(δ+NbC)相相互抑制生长，因此初
晶δ相和共晶(δ+NbC)相的晶粒均微细化，推测韧性显著提高。为了得
到这一效果，以组织整体的面积作为100％，共晶(δ+NbC)相的面积率
需要为60～90％。共晶(δ+NbC)相的面积率低于60％时，初晶δ相的
晶粒粗大，得不到常温韧性的大幅提高效果。若共晶(δ+NbC)相的面
积率超过90％，则共晶(δ+NbC)相过剩，其晶粒粗大并且脆化，铁素
体系耐热铸钢的韧性降低。为了将共晶(δ+NbC)相的面积率控制在60～
90％，需要将C和Nb的含量及Nb/C比限制在上述范围。共晶(δ+NbC)
相的面积率优选为60～87％，更优选为60～85％，最优选为60～80％。

[2]排气系统零件

由上述铁素体系耐热铸钢构成的本发明的排气系统零件优选的例子，
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、以及排气口，但并不限定于此，例如也包含与板金制或管
制的构件进行焊接而使用的铸件构件。

本发明的排气系统零件被曝露在1000℃以上和高温的尾气中，表面温
度达到900℃附近，但维持着高耐氧化性及耐热龟裂性，发挥出优异的耐
热性和耐久性。因此，特别适合于要求有耐氧化性和耐热龟裂性的排气集
管、催化剂室、催化剂室一体排气集管及排气口。此外因为具有优异的常
温韧性，所以在排气系统零件的生产过程、组装到发动机的过程等之中即
使受到机械的振动和冲击等，也不会产生龟裂和裂纹。而且，因为抑制稀
有金属的含量，所以廉价。即本发明的排气系统零件，既具有高耐热性和
耐久性，又廉价，因此也可以使用于能够扩大低油耗化技术的低端车，对
于CO2气体的排放量的削减重大贡献受到期待。

通过以下的实施例更详细地说明本发明，但本发明不受其限定。特别
是除非告知，否则各元素的含量均以质量％表示。

实施例1～20和比较例1～21

实施例1～20和比较例1～21的铸钢的化学组成显示在表1中。实施
例1～20是本发明的组成范围内的铁素体系耐热铸钢，比较例1～18是本
发明的组成范围外的铸钢。在比较例1和2中，C和Nb的含量过少，比
较例3和4的铸钢C和Nb的含量过多，比较例5的铸钢Cr含量过少，
比较例6和7的铸钢Cr含量过多，比较例8的铸钢C含量过少，比较例
9的铸钢C含量过多，比较例10的铸钢Nb含量过少，比较例11的铸钢
Nb含量过多，比较例12的铸钢Nb/C比过大，比较例13和14的铸钢は
Nb/C比过小，比较例15和16的铸钢Si含量过多，比较例17的铸钢W
含量过多，比较例18的铸钢Mo含量过多。比较例19的铸钢是特开
2007-254885号所述的铁素体系不锈钢铸钢的一例，比较例20的铸钢是特
开平7-197209号所述的铁素体系耐热铸钢的一例，比较例21的铸钢是特
开平11-61343号所述的铁素体系耐热铸钢的一例。

【表1】

注：(1)余量是Fe和不可避免的杂质。

(2)“-”的标记意思是W和Mo低于0.1质量％。

使用容量100kg的高频熔炉(碱性衬)在大气中熔化各铸钢后，以
1600～1650℃出汤，立即以1530～1560℃浇注到两种铸模，铸造图2所示
的1英寸楔型试块的铸锭A，和图3所示的阶梯状楔型试块的铸锭B。各
铸锭的尺寸显示在图2和图3中。从距铸锭A的底部大约30mm的部分
切割下试验片，从铸锭B的壁厚10mm的部分切割下试验片，用于以下
的评价试验。

(1)冲击试验

为了评价常温韧性，测量摆锤冲击试验的冲击值。韧性的评价中虽然
也测量抗张伸展率(延展性)，但为了评价对于机械的振动和冲击的抵抗
力(龟裂和裂纹的发生难度)，符合实际情况的方法是，不评价延伸率，
而是评价对于龟裂的进展速度快的裂纹的敏感性。因此，通过与拉伸试验
相比，龟裂的进展速度更快的摆锤冲击试验来评价韧性。

从铸锭B的壁厚10mm的部分切下宽7.5mm的试验片，作为没有切
口的JIS Z 2242的摆锤冲击试验片。使用容量50J的摆锤冲击试验机，遵
循JIS Z 2242，在23℃下以相同条件对于3个试验片进行冲击试验，对于
测量的冲击值进行平均。冲击试验结果显示在表2中。

为了具有在排气系统零件的生产过程等之中没有龟裂和裂纹发生这
样优异的韧性，优选常温冲击值为15×104J/m2以上。实施例1～20的常
温冲击值全部为15×104J/m2以上。图4表示在Nb/C比为10左右的实施
例4～7和比较例1～4的试验片中，Nb含量和常温冲击值(×104J/m2)
的关系。如图4表明的，Nb含量在3.2～5％的范围，常温冲击值为15×
104J/m2以上。另外如表示Nb含量和共晶(δ+NbC)相的面积率的关系的
图5表明的，Nb含量在3.2～5％的范围，共晶(δ+NbC)相的面积率为
60～90％。在满足C和Nb的含量以及Nb/C比的要件的本发明的铁素体
系耐热铸钢中，初晶δ相和共晶(δ+NbC)相以最付佳的比例共存，由此
认为初晶δ相和共晶(δ+NbC)相的晶粒均微细化，具有高常温冲击值。

另一方面，本发明的组成范围外的比较例1～4和6～21的铸钢常温
冲击值均低。常温冲击值低的理由被认为如下：(1)比较例1和2，因为C
和Nb过少，共晶(δ+NbC)相不足；(2)比较例3和4，因为C和Nb
过多，共晶(δ+NbC)相过剩，发生脆化；(3)比较例6和7因为Cr过
多；(4)比较例8和10因为C或Nb过少，共晶(δ+NbC)相不足；(5)比
较例9因为强力的奥氏体化元素的C过剩，有剩余的C固溶的基体组织在
凝固时生成的奥氏体在冷却至常温期间，相变成韧性低的马氏体；(6)比
较例11因为原子半径大的Nb过剩，剩余的Nb在铁素体基体中固溶时带
来晶格应变；(7)比较例12因为Nb/C比过大，与比较例11同样，Nb剩
余；(8)比较例13和14因为Nb/C比过小，与比较例9同样，强力的奥氏
体化元素的C剩余；(9)比较例15和16，因为Si过多，基体组织的铁素
体脆化；(10)比较例17和18分别因为原子半径大的W或Mo过多，W
或Mo在基体组织的铁素体中固溶时带来晶格应变。

作为特开2007-254885号所述的铁素体系不锈钢铸钢的比较例19，因
为大量含有Si达2.8％，所以Si使基体组织的铁素体脆化，冲击值低。作
为特开平7-197209号所述的铁素体系耐热铸钢的比较例20，因为Nb/C比
过小，所以共晶(δ+NbC)相不足，并且与比较例9同样，强力的奥氏
体化元素的C过剩，冲击值低。作为特开平11-61343号所述的铁素体系
耐热铸钢的比较例21，因为原子半径大的W过多，所以W在铁素体基体
中固溶时带来晶格应变，冲击值低。还有，Cr含量少的比较例5，虽然具
有充分的冲击值，但氧化减量多，耐氧化性不充分。

(2)显微组织

对于从冲击试验实施后的各试验片的端部切下的试样进行镜面研磨，
腐蚀蚀刻处理后，由倍率100倍的光学显微镜拍摄任意5个视野的照片，
通过图像分析测量共晶(δ+NbC)相的面积率，进行平均。共晶(δ+NbC)
相的面积率显示在表2中。图1表示实施例8的铁素体系耐热铸钢的显微
组织(100倍)。显微组织由初晶δ相2和层状的共晶(δ+NbC)相1构
成。在实施例8中，共晶(δ+NbC)相的面积率为62％。

(3)氧化减量

排气系统零件，因为被曝露在含有氮氧化物等的氧化性的高温尾气
中，所以要求有耐氧化性。从发动机排出的尾气的温度约1000℃，排气集
管和催化剂室等的排气系统零件的温度达到近900℃，因此评价900℃下
的耐氧化性。作为耐氧化性，将从距铸锭A的底面大约30mm的部分切
割下的直径10mm和长度20mm的圆棒状的试验片，在大气中、于900℃
保持200小时后，实施喷丸处理除去氧化皮，求得氧化试验前后的单位面
积的质量变化，即氧化减量(mg/cm2)。氧化减量的测量结果显示在表2
中。

到达900℃附近的温度的排气系统零件所使用的铁素体系耐热铸钢的
氧化减量(以在900℃的大气气氛下保持200小时的条件测定)优选为20
mg/cm2以下。若氧化减量超过20mg/cm2，则成为龟裂的起点的氧化膜的
生成变多，耐氧化性不充分。由表2可知，实施例1～20的铁素体系耐热
铸钢，因为含有对于确保耐氧化性重要的Cr达16％以上，所以氧化减量
全部在20mg/cm2以下，就用于到达900℃附近的温度的排气系统零件来
说，其具有充分的耐氧化性。另一方面，在Cr含量少至15.6％的比较例5
中，氧化减量多达105mg/cm2，就用于到达900℃附近的温度的排气系统
零件来说，耐氧化性不充分。由这些结果可知，为了使铁素体系耐热铸钢
具有必要的耐氧化性，Cr含量需要在16％以上。

(4)高温强度和耐热变形性

一般来说，金属材料越处于高温，强度越降低，越容易发生热变形。
体心立方晶(BCC)构造的铁素体系耐热铸钢，相比面心立方晶(FCC)
构造的奥氏体系耐热铸钢，高温强度和耐热变形性低。作为对高温强度和
耐热变形性造成影响的主要原因，除了形状和尺寸以外，还有高温屈服强
度。为了在到达900℃附近的温度的排气系统零件上使用，优选900℃的
0.2％屈服强度为20MPa以上。

为了评价排气系统零件的高温强度和耐热变形性，将从距铸锭A的底
面约30mm的部分切下的平滑的带檐圆棒状的试验片(直径：10mm，标
点间距离：50mm)安装在电气-液压伺服式试验机上，在大气中以900℃
测量0.2％屈服强度。0.2％屈服强度的测量结果显示在表2中。

由表2可知，实施例1～20的900℃的0.2％屈服强度(高温屈服强度)
高达20MPa以上。另一方面，C和/或Nb的含量少的比较例1、2、8和
10以及Nb/C比小的比较例13和14的高温屈服强度低于20MPa。关于共
晶(δ+NbC)相的面积率，实施例1～20为60％以上，相对于此，比较
例1、2、8、10、13和14低于60％。由此可知，通过使共晶(δ+NbC)
相比较多地结晶，不仅提高韧性，而且也提高了高温强度和耐热变形性。
还有，比较例19因为C含量少，所以不论共晶(δ+NbC)相是否不足，
高温屈服强度都高。其理由被认为是由于比较例19大量含有Si。另外比
较例20因为Nb含量少，所以不论共晶(δ+NbC)相是否不足，高温屈
服强度都高。其理由被认为是由于比较例20大量含有W。使共晶(δ+
NbC)相大量结晶的本发明的铁素体系耐热铸钢，与大量含有Si或W而
使高温强度提高的比较例19和20的耐热铸钢具有同等的高温强度。

(5)热疲劳寿命

排气系统零件，要求在发动机运转(加热)和停止(冷却)的反复作
用下而难以产生热龟裂(热疲劳寿命长)。由于加热冷却的反复而产生的
龟裂和变形所导致的热疲劳破坏的循环次数越多，可以说热疲劳寿命越
长，耐热性(耐热龟裂性)和耐久性越优异。

将从距铸锭A的底面约30mm的部分切割下的平滑圆棒试验片(直
径：10mm，标点间距离：20mm)以0.5的拘束率安装到电气-液压伺
服式试验机上后，在大气中，在冷却下限温度150℃、加热上限温度900℃、
温度振幅750℃，使1个循环为升温时间2分钟、保持时间1分钟和冷却
时间4分的合计7分钟，重复此加热冷却循环，机械地拘束伴随加热冷却
而来的伸缩而使热疲劳破坏发生，从而测量热疲劳寿命。热疲劳寿命为，
在根据伴随加热冷却反复的荷重的变化而求的载荷-温度线图中，以第二
个循环的最大拉伸载荷为基准(100％)，直至最大拉伸载荷降低到75％的
循环次数。热疲劳寿命的测量结果显示在表2中。

机械性的拘束的程度，由(自由热膨胀延伸-机械的拘束下的延伸)
/(自由热膨胀延伸)定义的拘束率表示。例如，所谓拘束率1.0是指，试
验片例如从150℃被加热至900℃时，完全不允许延伸的机械的拘束条件。
另外所谓拘束率0.5是指，自由膨胀延伸例如为2mm时只允许延伸1mm
的机械的拘束条件。因此，在拘束率0.5时，在升温中施加压缩载荷，在
降温中施加拉伸载荷。因为实际的汽车发动机的排气系统零件的拘束率是
允许一定程度延伸的0.1～0.5左右，所以在此使拘束率为0.5。

为了将铁素体系耐热铸钢使用于到达900℃附近的温度的排气系统零
件，优选加热上限温度900℃、温度振幅750℃以上和拘束率0.5的条件下
的热疲劳寿命为1000次循环以上。如果热疲劳寿命为1000次循环以上，
则铁素体系耐热铸钢可以说具有优异的耐热龟裂性。由表2可知，实施例
1～20的热疲劳寿命均充分长达1400次循环以上。由此可知，本发明的铁
素体系耐热铸钢充分地具有到达900℃附近的温度的排气系统零件所需要
的耐热龟裂性。

如上述，本发明的铁素体系耐热铸钢，具有到达900℃附近的温度的
排气系统零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)，并且具有优异的常温韧性。

【表2】

注：(1)大气中以900℃测量。

(2)大气中以900℃测量。

实施例21

使用实施例6的铁素体系耐热铸钢铸造汽车用排气集管(主要壁厚
4.0～6.0mm)后，不实施热处理，而是在铸态下，经过开模(粉碎)工序、
铸造方案部(堰部)的切断工序、由喷丸进行的洁净工序和铸件飞边等的
铸造整修工序，实施机械加工。在所得到的排气集管中，未发生龟裂和裂
纹，也未确认到缩孔、浇铸不满、气体缺陷等的铸造缺陷。另外也没有机
械加工中的切削问题和切削工具的异常磨砂、损伤等。

将该排气集管安装到相当于排气量2000cc的直列4汽缸高性能汽油
机的排气模拟器上。为了调查至贯通龟裂发生的寿命，以及龟裂和氧化的
发生状况，以全负荷时的尾气温度在排气集管的集合部(尾气的下游侧)
的出口约1000℃，排气集管表面的上限温度在集合部约910℃，冷却下限
温度在集合部约90℃(温度振幅＝约820℃)的条件，反复进行由10分
钟的加热和10分钟的冷却构成的加热冷却循环，实施耐久试验。加热冷
却循环的目标为1200次循环。

耐久试验的结果为，该排气集管没有发生尾气的漏泄和裂纹，通过了
1200次循环的耐久试验。耐久试验后的目视观察和渗透探伤试验的结果
是，包含最薄壁部的歧管那个部位在内，不用说贯通龟裂，即便龟裂和裂
纹也没有发生，零件整体的氧化也少。由此确认，本发明的排气集管的耐
热性、耐久性和韧性优异。

如上述，由本发明的铁素体系耐热铸钢构成的排气系统零件，即使在
900℃附近仍具有高耐氧化性和耐热龟裂性，并且具有优异的常温韧性。
本发明的排气系统零件，因为由稀有金属含量少的铁素体系耐热铸钢构
成，所以廉价，有助于使低油耗化技术的适用范围扩大，削减CO2气体的
排放量。

以上对于汽车发动机用的排气系统零件进行了详细的说明，但本发明
的铁素体系耐热铸钢的用途不限定于此，例如，也可以使用于建筑机械、
船舶、飞机等的内燃机，和熔炉、热处理炉、焚烧炉、窑、锅炉、热电联
产装置等的热机器，和石油化工厂、燃气工厂、火力发电厂、原子能发电
厂等要求有优异的耐氧化性和耐热龟裂性等的耐热性和耐久性，并且要求
有常温韧性的各种铸件零件。

资源描述

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1、(10)申请公布号 CN 102822370 A (43)申请公布日 2012.12.12 C N 1 0 2 8 2 2 3 7 0 A *CN102822370A* (21)申请号 201180016272.5 (22)申请日 2011.03.31 2010-081710 2010.03.31 JP 2010-194543 2010.08.31 JP C22C 38/00(2006.01) C22C 38/60(2006.01) F01N 13/10(2006.01) (71)申请人日立金属株式会社地址日本东京 (72)发明人川畑将秀 (74)专利代理机构中科专利商标代理有限责任公司。

2、11021 代理人蒋亭 (54) 发明名称常温韧性优异的铁素体系耐热铸钢和由其构成的排气系统零件 (57) 摘要一种常温韧性优异的铁素体系耐热铸钢以及由其构成的排气系统零件，该铁素体系耐热铸钢具有如下组成：以质量比计，含有0.320.48 的C、0.85以下的Si、2以下的Mn、1.5以下的Ni、1619.8的Cr、3.25的Nb、9 11.5的Nb/C、0.15以下的N、0.0020.2的S 及合计0.8以下的W和/或Mo，余量由Fe和不可避免的杂质构成，具有相和Nb碳化物(NbC)的共晶(+NbC)相的面积率为6090的组织。 (30)优先权数据 (85)PCT申请进入国家。

3、阶段日 2012.09.26 (86)PCT申请的申请数据 PCT/JP2011/058331 2011.03.31 (87)PCT申请的公布数据 WO2011/125901 JA 2011.10.13 (51)Int.Cl. 权利要求书1页说明书13页附图3页 (19)中华人民共和国国家知识产权局 (12)发明专利申请权利要求书 1 页说明书 13 页附图 3 页 1/1页 2 1.一种常温韧性优异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0.320.48的C、0.85以下的Si、2以下的Mn、1.5以下的Ni、1619.8 的Cr、3.25的Nb、911.5的。

4、Nb/C、0.15以下的N、0.0020.2的S以及合计为 0.8以下的W和/或Mo，余量由Fe和不可避免的杂质构成，并且，具有相和Nb碳化物(NbC)的共晶(+NbC)相的面积率为6090的组织。 2.一种排气系统零件，其由权利要求1所述的常温韧性优异的铁素体系耐热铸钢构成。权利要求书CN 102822370 A 1/13页 3 常温韧性优异的铁素体系耐热铸钢和由其构成的排气系统零件技术领域 0001 本发明涉及汽车用汽油机和柴油机的排气系统零件，特别是涉及适于排气集管等的常温韧性优异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 0002 为了防止地球变暖，强。

5、烈要求削减从汽车排出的CO 2 气体的排放量。为了削减CO 2 气体的排放量，主要需要提高汽车的燃油效率性能(低耗油化)。作为用于低耗油化的对应技术，可列举采用燃料直喷方式、增大压缩比，通过增压化进行发动机的轻量小型化(缩小化)、增压器的推进压力上升等。随着这些技术的导入，发动机的燃料的燃烧处于更高温和更高压的倾向，其结果是，能够使从发动机的燃烧室排放到排气集管和催化剂室等的排气系统零件的尾气的温度上升至接近1000。曝露在如此高温的尾气下的排气系统零件就要求有优异的耐热特性(耐氧化性、耐热龟裂性、耐热变形性)。在排气系统零件之中，耐氧化性和耐热龟裂性对于排气集管等来说也很重要。。

6、0003 历来，在使用条件高温、严酷的排气集管等的排气系统零件中，使用高Si球状石墨铸铁、尼列西斯特耐蚀高镍铸铁(Ni-Cr系奥氏体铸铁)等的耐热铸铁、铁素体系耐热铸钢、奥氏体系耐热铸钢等。铁素体系的4Si-0.5Mo的球状石墨铸铁，直至800附近都显示出比较良好的耐热特性，但在超过这一温度的温度下则耐久性差。大量含有Ni、Cr、 Co等的稀有金属的尼列西斯特耐蚀高镍铸铁等的耐热铸铁和奥氏体系耐热铸钢，同时满足 800以上的耐氧化性和耐热龟裂性。但是，尼列西斯特耐蚀高镍铸铁因为Ni含量多，所以不仅高价，而且因为是奥氏体系基体组织，所以线膨胀系数大，且显微组织中存在构成破坏的起点的石墨。

7、，因此耐热龟裂性差。另外奥氏体系耐热铸钢虽然没有构成破坏的起点的石墨，但线膨胀系数大，因此900附近的耐热龟裂性不充分。而且，因为大量含有稀有金属而高价，容易受到世界经济形势的影响，对于原料的稳定供给存在担心。 0004 排气系统零件用耐热铸钢，不仅从经济性和原料的稳定供给，而且从资源的有效利用的观点出发，都希望极力抑制稀有金属的含量并确保需要的耐热特性。同此，能够对于得到廉价、高性能的排气系统零件，能够将低油耗化的技术也适用于廉价的低端车，有助于削减CO 2 气体的排放量。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的一方有利。而且，因为铁素体系耐热铸钢。

8、比奥氏体系耐热铸钢的线膨胀系数小，所以随着发动机的起动和起飞而发生的热应力小，耐热龟裂性优异。 0005 铁素体系耐热铸钢，为了耐氧化性而大量含有Cr，因此常温下的韧性不足。在排气系统零件中，生产过程和对发动机的组装过程等增加机械的振动和冲击。因此，用于排气系统零件的铁素体系耐热铸钢需要具备充分的常温韧性，即使在机械的振动和冲击下也不会发生龟裂和裂纹。 0006 特开2007-254885号公开有一种薄壁铸件，其以Fe为主成分，由含有0.100.50 质量的C、1.004.00质量的Si、0.103.00质量的Mn、8.030.0质量的Cr 说明书CN 102822370 A 2/。

9、13页 4 和0.15.0质量的Nb和/或V的铁素体系不锈钢铸钢构成，具有厚15mm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50400m，因此高温强度提高。该薄壁铸件的5mm以下的薄壁部因为在铸造后急冷，所以铁素体相的平均晶粒直径变小，高温下的屈服强度、抗拉强度和断裂延伸率高。 0007 但是，在排气系统零件中，气缸盖连接法兰、隔热板安装凸耳、螺栓连接部位等壁厚在5mm以上、冷却速度慢的部位多。另外，即使壁厚在5mm以下，在用于防止缩孔的补缩冒口邻域的部位，和砂模内由邻接的模穴形成而容易过热的部位，冷却速度也慢。在这样冷却速度慢的部位，平均晶粒直径大，常温韧性低。但是。

10、，在特开2007-254885号中未公开抑制韧性降低的手段。另外在特开2007-254885号的铁素体系耐热铸钢中，通过含有大量的 Si来降低熔点，虽然改善他熔汤的流动性，并且改善了高温强度、耐氧化性、耐渗碳性和被削性，但因为大量含有Si达1.004.00质量(实施例中大约2以上)，所以铁素体基体组织中有Si固溶，常温韧性降低。为了得到高常温韧性，除了薄壁部以外，还需要减小平均晶粒直径，并且为了防止脆化防止，还需要将合金元素向基体组织的固溶量抑制在最小限度，但特开2007-254885号没有解决这几点。 0008 特开平7-197209号公开有一种铁素体系耐热铸钢，其具有如下组成：以。

11、重量比率计，由0.151.20的C、0.050.45的C-Nb/8、2以下的Si、2以下的Mn、16.0 25.0的Cr、1.05.0的W和/或Mo、0.406.0的Nb、0.12.0的Ni、0.01 0.15的N、以及余量Fe和不可避免的杂质构成，除了通常的相(铁素体相)以外，还具有从相(奥氏体相)相变成+碳化物的相(相)，通过使相的面积率 / (+)为2070，使铸造性得到改善。因为该铁素体系耐热铸钢含有NbC形成需要量以上的C(奥氏体化元素)，所以固溶在基体组织中的C在凝固时生成相，在冷却过程中相相变成相，因此延展性和耐氧化性提高。因此，该铁素体系耐热铸钢适用于在 900以上使用。

12、的排气系统零件。 0009 但是，铸态下从相向相的相变未充分进行，而是从相相变成马氏体相。因为马氏体相为高硬度，所以使常温下的韧性和被削性显著恶化。为了确保韧性和被削性，需要进行升温而使马氏体相消失，使相析出的热处理。热处理一般使制造成本上升，因此会损害到稀有金属的含量少这样的铁素体系耐热铸钢在经济上的优点。 0010 特开平11-61343号公开有一种铁素体系耐热铸钢，其具有如下组成：以重量比率计，由0.051.00的C、2以下的Si、2以下的Mn、16.025.0的Cr、4.020.0 的Nb、1.05.0的W和/或Mo、0.12.0的Ni、0.010.15的N、以及余量Fe和不。

13、可避免的杂质构成，除了通常的相以外，还具有Laves相(Fe 2 M)，由此高温强度、特别是蠕变断裂强度优异。该铁素体系耐热铸钢通过Nb、W、Mo、Ni和N的组合而具有Laves相，因此使高温强度、特别是蠕变断裂强度提高、但因为大量含有合金元素，所以常温韧性未必充分。发明内容 0011 因此本发明的目的在于，提供一种既能够确保900附近的耐氧化性和耐热龟裂性，常温韧性又优异的铁素体系耐热铸钢，以及由该铁素体系耐热铸钢构成的排气集管等的排气系统零件。说明书CN 102822370 A 3/13页 5 0012 鉴于上述目的，关于以含有大约1520质量的Cr的铁素体系耐热铸钢为基。

14、础，不会使耐热特性劣化，并在铸态下使常温韧性提高进行锐意研究，其结果可知如下。 0013 (1)由排气系统零件的这样的薄壁制造复杂形状的铸件时，对于铸造材料要求有良好的流动性。在流动性的提高中，一般有效的是增加C含量，使凝固开始温度降低，但仅仅是增加C，由于Cr碳化物的析出量的增加和相变成马氏体的相的结晶导致韧性恶化。为了一边抑制韧性的降低一边使流动性提高，可知需要使Nb与C一起增加。一般来说，由体心立方晶(BCC)构造构成的相，若以强度提高等为目的而使合金元素固溶在基体组织中，或者形成结晶物或析出物，则韧性降低，因此若在铁素体系耐热铸钢中使C和Nb一起大量含有，则可以预想到韧性。

15、降低，但与预想相反的是韧性大幅提高。韧性提高的理由被推测是由于，若C和Nb增加，则相和Nb碳化物(NbC)的共晶(+NbC)相增加，另一方面，初晶的相减少，因此在初晶相的生长之前，共晶(+NbC)相就开始结晶出来，両者相互抑制生长，其结果是，初晶相和共晶(+NbC)相这两方的晶粒微细化。为了使初晶相和共晶(+NbC)相的晶粒微细化，需要将两者的结晶量控制到最佳。 0014 (2)除了初晶相和共晶(+NbC)相的晶粒的微细化以外，还可知为了阻止对韧性有害的相的结晶以及抑制Nb向相的固溶，C和Nb的含量的平衡很重要。若将Nb 与C的含量的比(Nb/C)限制在预期的范围，则Nb和C几乎不会。

16、在基体组织的铁素体中固溶，另外也不会生成剩余的C，而是作为Nb碳化物(NbC)结晶出来。其结果是，相不会结晶，Nb向相的固溶得到最小化，韧性的劣化受到抑制。 0015 因此，若将C、Si、Nb等的含量控制在预期的范围，使初晶相(铁素体相)和相与Nb碳化物(NbC)的共晶(+NbC )相以最佳的比例共存，则能够得到既确保900 附近的耐氧化性和耐热龟裂性，又具有优异的常温韧性的铁素体系耐热铸钢。 0016 即，本发明的常温韧性优异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 0017 0.320.48的C、 0018 0.85以下的Si、 0019 2以下的Mn、 002。

17、0 1.5以下的Ni、 0021 1619.8的Cr、 0022 3.25的Nb、 0023 911.5的Nb/C、 0024 0.15以下的N、 0025 0.0020.2的S以及合计为 0026 0.8以下的W和/或Mo，余量由Fe和不可避免的杂质构成，其具有如下组织：相和Nb碳化物(NbC)的共晶(+NbC)相的面积率为6090。 0027 本发明的排气系统零件，其特征在于，由上述铁素体系耐热铸钢构成。作为该排气系统零件，可列举排气集管、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、或排气口，特别是优选排气集管、催化剂室、催化剂室一体排气集管、排气口。 002。

18、8 本发明的铁素体系耐热铸钢，即使不进行热处理，仍既可确保900附近的耐氧化性和耐热龟裂性，又具有优异的常温韧性，因此高性能且廉价。而且，因为抑制稀有金属的说明书CN 102822370 A 4/13页 6 含量，所以不仅抑制了原料成本，而且有助于资源的有效利用和稳定供给。具有这样的特征的本发明的铁素体系耐热铸钢所构成的排气系统零件能够廉价地制造，因此使低油耗化技术的适用范围扩大，有助于汽车等的CO 2 气体的排放量的削减。附图说明 0029 图1是表示实施例8的铁素体系耐热铸钢的显微组织的光学显微镜照片(100 倍)。 0030 图2是表示切割下试验片的1英寸楔型试块(Y)的铸。

19、锭A的概略图。 0031 图3是表示切割下试验片的阶梯状楔型试块的铸锭B的概略图。 0032 图4是表示Nb含量与常温冲击值的关系的曲线图。 0033 图5表示Nb含量与共晶(+NbC)相的面积率的关系的曲线图。具体实施方式 0034 1铁素体系耐热铸钢 0035 以下详细说明本发明的铁素体系耐热铸钢的组成及组织。还有，表示各元素的含量的“”除非特别限定，否则为“质量”。 0036 (A)组成 0037 (1)C(碳)：0.320.48 0038 C具有的作用是，使凝固开始温度下降，使熔汤的流动性，即流动性(铸造性)良好。另外C与Nb结合而形成相和Nb碳化物(NbC)的共晶(+NbC)相。

20、，具有提高高温强度的作用。为了有效地发挥这样的作用，C含量需要在0.32以上。但是，若C含量超过0.48，则共晶(+NbC)相变得过多，铁素体系耐热铸钢脆化，常温韧性降低。因此，C 含量为0.320.48。C含量优选为0.320.45，更优选为0.320.44，最优选为 0.320.42。 0039 (2)Si(硅)：0.85以下 0040 Si除了作为熔汤的脱酸剂发挥作用以外，还具有改善耐氧化性的作用。但是，若 Si超过0.85，则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含量优选为0.20.85，更优选为0.30.85，最优选为 0.。

21、350.85。 0041 (3)Mn(锰)：2以下 0042 Mn与Si同样，作为熔汤的脱氧剂有效，但是若超过2，则使铁素体系耐热铸钢的耐氧化性劣化。因此，Mn含量为2以下(不含0)。Mn含量优选为0.12，更优选为0.11.5，最优选为0.21.2。 0043 (4)Ni(镍)：1.5以下 0044 Ni为奥氏体稳定化元素，形成相，在奥氏体冷却至常温期间相变成马氏体，马氏体使常温韧性恶化。因此，优选Ni含量极少，但Ni通常在原料废料中被含有，所以会不可避免地混入铁素体系耐热铸钢中。能够防止对常温韧性产生不良影响的Ni含量的临界为 1.5以下，因此Ni含量为01.5。Ni含量优选为01。

22、.25，更优选为01.0，最优选为00.9。说明书CN 102822370 A 5/13页 7 0045 (5)Cr(铬)：1619.8 0046 Cr改善耐氧化性，是使铁素体组织稳定的元素。为了确保900附近的耐氧化性， Cr至少需要为16。另一方面，在铁素体基体中若Cr超过19.8，则容易发生西格马脆性，韧性降低，被削性也恶化。因此，Cr含量为1619.8。Cr含量优选为1719.8，更优选为1719.5，最优选为17.519.0。 0047 (6)Nb(铌)：3.25 0048 Nb与C结合而形成共晶(+NbC)相，使高温强度提高，并且使凝固开始温度降低。由于凝固开始温度的。

23、降低，在排气系统零件这样的薄壁下，对于复杂形状的铸件的制造来说重要的流动性提高。另外Nb在凝固时作为结晶碳化物(NbC)将C固定，因此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，防止相结晶出来，因此防止韧性的降低。另外Nb通过初晶相和共晶(+NbC)相的晶粒的微细化，使常温韧性显著提高。为了发挥Nb的上述效果，Nb含量需要在3.2以上。但是，若Nb超过5，则共晶(+NbC) 相的结晶量过剩，铁素体系耐热铸钢脆化。因此，Nb含量为3.25。还有，在本发明的铁素体系耐热铸钢中，Nb带来的高温强度、流动性及韧性的提高效果大约在其为4时能够大致达成，另外Nb是高价的稀有金属，所。

24、以Nb含量优选为3.24.0。Nb含量更优选为3.23.9，最优选为3.33.9。 0049 (7)Nb/C：911.5 0050 为了既确保900附近的耐氧化性和耐热龟裂性，又得到优异的常温韧性，Nb与C 的含量比(Nb/C)的限制最为重要。Nb与C形成碳化物，但若C过剩(若Nb/C比小)，则未形成Nb碳化物的剩余的C在基体组织中固溶，相不稳定，相结晶出来。结晶的相相变成使常温韧性降低的马氏体直至达到常温。另外若Nb/C比小，则初晶相的生长被促进，因此初晶相的晶粒的微细化不充分，韧性无法提高。为了一边抑制相的结晶一边使初晶相和共晶(+NbC)相的晶粒微细化，Nb/C比需要在9以上。。

25、 0051 另一方面，若Nb过剩(若Nb/C比大)，则Nb在相固溶，带给相晶格应变，使相的常温韧性降低。另外若Nb/C比大，则共晶(+NbC)相的生长被促进，因此共晶 (+NbC)相的晶粒的微细化不充分，韧性无法提高。为了一边抑制Nb对相的固溶，一边使初晶相和共晶(+NbC)相的晶粒微细化，Nb/C比需要在11.5以下。根据以上，Nb/C 比为911.5。Nb/C比优选为911.3，更优选为9.311，最优选为9.510.5。 0052 (8)N(氮)：0.15以下 0053 N是强力的奥氏体稳定化元素，形成相。相在冷却至常温期间马氏体化，使常温韧性恶化。因此，优选N含量极少的方法，但N。

26、不可避免地混入原料废料中。对常温韧性不产生不良影响的N的临界是0.15以下，因此N含量为00.15。N含量优选为0 0.13，更优选为00.11，最优选为00.10。 0054 (9)S(硫)：0.0020.2 0055 S在铸钢中生成球状或块状的硫化物，在硫化物的润滑作用下使被削性提高。为了得到这一效果，S需要在0.002以上。但是，若S超过0.2，则铁素体系耐热铸钢的常温韧性降低。因此，S含量为0.0020.2。S含量优选为0.0050.2，更优选为0.008 0.2，最优选为0.010.2。 0056 (10)W(钨)和/或Mo(钼)：合计0.8以下说明书CN 1028223。

27、70 A 6/13页 8 0057 W和Mo在基体组织的相中固溶，带给铁素体基体晶格应变，使常温韧性恶化，因此优选极少的方法。但是，W和Mo通常含有在原料废料中。W和Mo一起被含有时，若它们的合计(W+Mo)含量超过0.8，则粗大的碳化物生成，常温韧性降低。因此，W和/或Mo的含量合计为00.8。W和/或Mo的含量合计优选为00.6，更优选为00.5，最优选为00.3。 0058 (B)共晶(+NbC)相的面积率：6090 0059 在本发明的铁素体系耐热铸钢中，控制相和Nb碳化物(NbC)的共晶(+NbC) 相的结晶量，在确保优异的常温韧性上重要。本发明的铁素体系耐热铸钢在铸造时的凝。

28、固中，相率先作为初晶凝固后比较短的时间后，比较大量的共晶(+NbC)相凝固。借助凝固的共晶(+NbC)相，初晶相的生长受到抑制，另外共晶(+NbC)相的生长也被凝固的初晶相抑制。如此初晶相和共晶(+NbC)相相互抑制生长，因此初晶相和共晶(+NbC)相的晶粒均微细化，推测韧性显著提高。为了得到这一效果，以组织整体的面积作为100，共晶(+NbC)相的面积率需要为6090。共晶(+NbC)相的面积率低于60时，初晶相的晶粒粗大，得不到常温韧性的大幅提高效果。若共晶(+NbC)相的面积率超过90，则共晶(+NbC)相过剩，其晶粒粗大并且脆化，铁素体系耐热铸钢的韧性降低。为了将共晶(。

29、+NbC)相的面积率控制在6090，需要将C和Nb的含量及Nb/ C比限制在上述范围。共晶(+NbC)相的面积率优选为6087，更优选为6085，最优选为6080。 0060 2排气系统零件 0061 由上述铁素体系耐热铸钢构成的本发明的排气系统零件优选的例子，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、以及排气口，但并不限定于此，例如也包含与板金制或管制的构件进行焊接而使用的铸件构件。 0062 本发明的排气系统零件被曝露在1000以上和高温的尾气中，表面温度达到 900附近，但维持着高。

30、耐氧化性及耐热龟裂性，发挥出优异的耐热性和耐久性。因此，特别适合于要求有耐氧化性和耐热龟裂性的排气集管、催化剂室、催化剂室一体排气集管及排气口。此外因为具有优异的常温韧性，所以在排气系统零件的生产过程、组装到发动机的过程等之中即使受到机械的振动和冲击等，也不会产生龟裂和裂纹。而且，因为抑制稀有金属的含量，所以廉价。即本发明的排气系统零件，既具有高耐热性和耐久性，又廉价，因此也可以使用于能够扩大低油耗化技术的低端车，对于CO 2 气体的排放量的削减重大贡献受到期待。 0063 通过以下的实施例更详细地说明本发明，但本发明不受其限定。特别是除非告知，否则各元素的含量均以质量表示。 0。

31、064 实施例120和比较例121 0065 实施例120和比较例121的铸钢的化学组成显示在表1中。实施例1 20是本发明的组成范围内的铁素体系耐热铸钢，比较例118是本发明的组成范围外的铸钢。在比较例1和2中，C和Nb的含量过少，比较例3和4的铸钢C和Nb的含量过多，比较例5的铸钢Cr含量过少，比较例6和7的铸钢Cr含量过多，比较例8的铸钢C含量过少，比较例9的铸钢C含量过多，比较例10的铸钢Nb含量过少，比较例11的铸钢Nb含量过说明书CN 102822370 A 7/13页 9 多，比较例12的铸钢Nb/C比过大，比较例13和14的铸钢Nb/C比过小，比较例15和16 的铸。

32、钢Si含量过多，比较例17的铸钢W含量过多，比较例18的铸钢Mo含量过多。比较例 19的铸钢是特开2007-254885号所述的铁素体系不锈钢铸钢的一例，比较例20的铸钢是特开平7-197209号所述的铁素体系耐热铸钢的一例，比较例21的铸钢是特开平11-61343号所述的铁素体系耐热铸钢的一例。 0066 【表1】 0067 0068 说明书CN 102822370 A 8/13页 10 0069 注：(1)余量是Fe和不可避免的杂质。 0070 (2)“-”的标记意思是W和Mo低于0.1质量。 0071 使用容量100kg的高频熔炉(碱性衬)在大气中熔化各铸钢后，以16001650。

33、出汤，立即以15301560浇注到两种铸模，铸造图2所示的1英寸楔型试块的铸锭A，和图3所示的阶梯状楔型试块的铸锭B。各铸锭的尺寸显示在图2和图3中。从距铸锭A的底部大约30mm的部分切割下试验片，从铸锭B的壁厚10mm的部分切割下试验片，用于以下的评价试验。 0072 (1)冲击试验 0073 为了评价常温韧性，测量摆锤冲击试验的冲击值。韧性的评价中虽然也测量抗张伸展率(延展性)，但为了评价对于机械的振动和冲击的抵抗力(龟裂和裂纹的发生难度)，符合实际情况的方法是，不评价延伸率，而是评价对于龟裂的进展速度快的裂纹的敏感性。因此，通过与拉伸试验相比，龟裂的进展速度更快的摆锤冲击试。

34、验来评价韧性。 0074 从铸锭B的壁厚10mm的部分切下宽7.5mm的试验片，作为没有切口的JIS Z 2242 的摆锤冲击试验片。使用容量50J的摆锤冲击试验机，遵循JIS Z 2242，在23下以相同条件对于3个试验片进行冲击试验，对于测量的冲击值进行平均。冲击试验结果显示在表 2中。 0075 为了具有在排气系统零件的生产过程等之中没有龟裂和裂纹发生这样优异的韧性，优选常温冲击值为1510 4 J/m 2 以上。实施例120的常温冲击值全部为1510 4 J/m 2 以上。图4表示在Nb/C比为10左右的实施例47和比较例14的试验片中，Nb含量和常温冲击值(10 4 J/m 2。

35、 )的关系。如图4表明的，Nb含量在3.25的范围，常温冲击值为1510 4 J/m 2 以上。另外如表示Nb含量和共晶(+NbC)相的面积率的关系的图5表明的，Nb含量在3.25的范围，共晶(+NbC)相的面积率为6090。在满足C和 Nb的含量以及Nb/C比的要件的本发明的铁素体系耐热铸钢中，初晶相和共晶(+NbC) 相以最付佳的比例共存，由此认为初晶相和共晶(+NbC)相的晶粒均微细化，具有高常温冲击值。 0076 另一方面，本发明的组成范围外的比较例14和621的铸钢常温冲击值均低。常温冲击值低的理由被认为如下：(1)比较例1和2，因为C和Nb过少，共晶(+NbC)相不足；(。

36、2)比较例3和4，因为C和Nb过多，共晶(+NbC)相过剩，发生脆化；(3)比较例6和说明书CN 102822370 A 10 9/13页 11 7因为Cr过多；(4)比较例8和10因为C或Nb过少，共晶(+NbC)相不足；(5)比较例9 因为强力的奥氏体化元素的C过剩，有剩余的C固溶的基体组织在凝固时生成的奥氏体在冷却至常温期间，相变成韧性低的马氏体；(6)比较例11因为原子半径大的Nb过剩，剩余的Nb在铁素体基体中固溶时带来晶格应变；(7)比较例12因为Nb/C比过大，与比较例11 同样，Nb剩余；(8)比较例13和14因为Nb/C比过小，与比较例9同样，强力的奥氏体化元素的C。

37、剩余；(9)比较例15和16，因为Si过多，基体组织的铁素体脆化；(10)比较例17和 18分别因为原子半径大的W或Mo过多，W或Mo在基体组织的铁素体中固溶时带来晶格应变。 0077 作为特开2007-254885号所述的铁素体系不锈钢铸钢的比较例19，因为大量含有 Si达2.8，所以Si使基体组织的铁素体脆化，冲击值低。作为特开平7-197209号所述的铁素体系耐热铸钢的比较例20，因为Nb/C比过小，所以共晶(+NbC)相不足，并且与比较例9同样，强力的奥氏体化元素的C过剩，冲击值低。作为特开平11-61343号所述的铁素体系耐热铸钢的比较例21，因为原子半径大的W过多，所以W在。

38、铁素体基体中固溶时带来晶格应变，冲击值低。还有，Cr含量少的比较例5，虽然具有充分的冲击值，但氧化减量多，耐氧化性不充分。 0078 (2)显微组织 0079 对于从冲击试验实施后的各试验片的端部切下的试样进行镜面研磨，腐蚀蚀刻处理后，由倍率100倍的光学显微镜拍摄任意5个视野的照片，通过图像分析测量共晶 (+NbC)相的面积率，进行平均。共晶(+NbC)相的面积率显示在表2中。图1表示实施例8的铁素体系耐热铸钢的显微组织(100倍)。显微组织由初晶相2和层状的共晶 (+NbC)相1构成。在实施例8中，共晶(+NbC)相的面积率为62。 0080 (3)氧化减量 0081 排气系统零件。

39、，因为被曝露在含有氮氧化物等的氧化性的高温尾气中，所以要求有耐氧化性。从发动机排出的尾气的温度约1000，排气集管和催化剂室等的排气系统零件的温度达到近900，因此评价900下的耐氧化性。作为耐氧化性，将从距铸锭A的底面大约30mm的部分切割下的直径10mm和长度20mm的圆棒状的试验片，在大气中、于900 保持200小时后，实施喷丸处理除去氧化皮，求得氧化试验前后的单位面积的质量变化，即氧化减量(mg/cm 2 )。氧化减量的测量结果显示在表2中。 0082 到达900附近的温度的排气系统零件所使用的铁素体系耐热铸钢的氧化减量 (以在900的大气气氛下保持200小时的条件测定)优选为。

40、20mg/cm 2 以下。若氧化减量超过20mg/cm 2 ，则成为龟裂的起点的氧化膜的生成变多，耐氧化性不充分。由表2可知，实施例120的铁素体系耐热铸钢，因为含有对于确保耐氧化性重要的Cr达16以上，所以氧化减量全部在20mg/cm 2 以下，就用于到达900附近的温度的排气系统零件来说，其具有充分的耐氧化性。另一方面，在Cr含量少至15.6的比较例5中，氧化减量多达105mg/cm 2 ，就用于到达900附近的温度的排气系统零件来说，耐氧化性不充分。由这些结果可知，为了使铁素体系耐热铸钢具有必要的耐氧化性，Cr含量需要在16以上。 0083 (4)高温强度和耐热变形性 008。

41、4 一般来说，金属材料越处于高温，强度越降低，越容易发生热变形。体心立方晶 (BCC)构造的铁素体系耐热铸钢，相比面心立方晶(FCC)构造的奥氏体系耐热铸钢，高温说明书CN 102822370 A 11 10/13页 12 强度和耐热变形性低。作为对高温强度和耐热变形性造成影响的主要原因，除了形状和尺寸以外，还有高温屈服强度。为了在到达900附近的温度的排气系统零件上使用，优选 900的0.2屈服强度为20MPa以上。 0085 为了评价排气系统零件的高温强度和耐热变形性，将从距铸锭A的底面约30mm的部分切下的平滑的带檐圆棒状的试验片(直径：10mm，标点间距离：50mm)安装在电。

42、气-液压伺服式试验机上，在大气中以900测量0.2屈服强度。0.2屈服强度的测量结果显示在表2中。 0086 由表2可知，实施例120的900的0.2屈服强度(高温屈服强度)高达20MPa 以上。另一方面，C和/或Nb的含量少的比较例1、2、8和10以及Nb/C比小的比较例13和 14的高温屈服强度低于20MPa。关于共晶(+NbC)相的面积率，实施例120为60以上，相对于此，比较例1、2、8、10、13和14低于60。由此可知，通过使共晶(+NbC)相比较多地结晶，不仅提高韧性，而且也提高了高温强度和耐热变形性。还有，比较例19因为C 含量少，所以不论共晶(+NbC)相是否不足，高。

43、温屈服强度都高。其理由被认为是由于比较例19大量含有Si。另外比较例20因为Nb含量少，所以不论共晶(+NbC)相是否不足，高温屈服强度都高。其理由被认为是由于比较例20大量含有W。使共晶(+NbC)相大量结晶的本发明的铁素体系耐热铸钢，与大量含有Si或W而使高温强度提高的比较例19和 20的耐热铸钢具有同等的高温强度。 0087 (5)热疲劳寿命 0088 排气系统零件，要求在发动机运转(加热)和停止(冷却)的反复作用下而难以产生热龟裂(热疲劳寿命长)。由于加热冷却的反复而产生的龟裂和变形所导致的热疲劳破坏的循环次数越多，可以说热疲劳寿命越长，耐热性(耐热龟裂性)和耐久性越优异。。

44、0089 将从距铸锭A的底面约30mm的部分切割下的平滑圆棒试验片(直径：10mm，标点间距离：20mm)以0.5的拘束率安装到电气-液压伺服式试验机上后，在大气中，在冷却下限温度150、加热上限温度900、温度振幅750，使1个循环为升温时间2分钟、保持时间1分钟和冷却时间4分的合计7分钟，重复此加热冷却循环，机械地拘束伴随加热冷却而来的伸缩而使热疲劳破坏发生，从而测量热疲劳寿命。热疲劳寿命为，在根据伴随加热冷却反复的荷重的变化而求的载荷-温度线图中，以第二个循环的最大拉伸载荷为基准 (100)，直至最大拉伸载荷降低到75的循环次数。热疲劳寿命的测量结果显示在表2 中。 0090 。

45、机械性的拘束的程度，由(自由热膨胀延伸-机械的拘束下的延伸)/(自由热膨胀延伸)定义的拘束率表示。例如，所谓拘束率1.0是指，试验片例如从150被加热至 900时，完全不允许延伸的机械的拘束条件。另外所谓拘束率0.5是指，自由膨胀延伸例如为2mm时只允许延伸1mm的机械的拘束条件。因此，在拘束率0.5时，在升温中施加压缩载荷，在降温中施加拉伸载荷。因为实际的汽车发动机的排气系统零件的拘束率是允许一定程度延伸的0.10.5左右，所以在此使拘束率为0.5。 0091 为了将铁素体系耐热铸钢使用于到达900附近的温度的排气系统零件，优选加热上限温度900、温度振幅750以上和拘束率0.5的。

46、条件下的热疲劳寿命为1000次循环以上。如果热疲劳寿命为1000次循环以上，则铁素体系耐热铸钢可以说具有优异的耐热龟裂性。由表2可知，实施例120的热疲劳寿命均充分长达1400次循环以上。由此可说明书CN 102822370 A 12 11/13页 13 知，本发明的铁素体系耐热铸钢充分地具有到达900附近的温度的排气系统零件所需要的耐热龟裂性。 0092 如上述，本发明的铁素体系耐热铸钢，具有到达900附近的温度的排气系统零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)，并且具有优异的常温韧性。 0093 【表2】 0094 0095 说明书CN 102。

47、822370 A 13 12/13页 14 0096 注：(1)大气中以900测量。 0097 (2)大气中以900测量。 0098 实施例21 0099 使用实施例6的铁素体系耐热铸钢铸造汽车用排气集管(主要壁厚4.06.0mm) 后，不实施热处理，而是在铸态下，经过开模(粉碎)工序、铸造方案部(堰部)的切断工序、由喷丸进行的洁净工序和铸件飞边等的铸造整修工序，实施机械加工。在所得到的排气集管中，未发生龟裂和裂纹，也未确认到缩孔、浇铸不满、气体缺陷等的铸造缺陷。另外也没有机械加工中的切削问题和切削工具的异常磨砂、损伤等。 0100 将该排气集管安装到相当于排气量2000cc的直列4汽缸高性能汽油机的排气模拟器上。为了调查至贯通龟裂发生的寿命，以及龟裂和氧化的发生状况，以全负荷时的尾气温度在排气集管的集合部(尾气的下游侧)的出口约1000，排气集管表面的上限温度在集合部约910，冷却下限温度在集合部约90(温度振幅约820)的条件，反复进行由10分钟的加热和10分钟的冷却构成的加热冷却循环，实施耐久试验。加热冷却循环的目标为1200次循环。 0101 耐久试验的结果为，该排气集管没有发生尾气的漏泄和裂纹，通过了1200次循环的耐久试验。耐久试验后的目视观察和渗透探伤试验的结果是，包。

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