(57)【要約】【課題】良好な被削性及び溶接性の両方を確保することができるオーステナイト系耐熱鋳鋼を提供する。【解決手段】本発明に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼は、Ｃ：０．１〜０．６質量％、Ｓｉ：１．０〜３．０質量％、Ｍｎ：０．５〜１．５質量％、Ｐ：０．０８質量％以下、Ｓ：０．０１〜０．０８質量％、Ｃｒ：１４〜２０質量％、Ｎｉ：９〜１６質量％、Ｎ：０．１〜０．２質量％、Ｚｒ：０．０１〜０．２質量％、残部：鉄及び不可避不純物からなるオーステナイト系耐熱鋳鋼であって、基地組織がオーステナイト結晶粒で構成されており、該オーステナイト結晶粒のまわりを覆うように、フェライト相がオーステナイト結晶粒間に分散して介在していることを特徴とする。【選択図】図５
2020041220.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．１〜０．６質量％、
Ｓｉ：１．０〜３．０質量％、
Ｍｎ：０．５〜１．５質量％、
Ｐ：０．０８質量％以下、
Ｓ：０．０１〜０．０８質量％、
Ｃｒ：１４〜２０質量％、
Ｎｉ：９〜１６質量％、
Ｎ：０．１〜０．２質量％、
Ｚｒ：０．０１〜０．２質量％、
残部：鉄及び不可避不純物からなるオーステナイト系耐熱鋳鋼であって、
基地組織がオーステナイト結晶粒で構成されており、該オーステナイト結晶粒のまわりを覆うように、フェライト相がオーステナイト結晶粒間に分散して介在していることを特徴とするオーステナイト系耐熱鋳鋼。
【請求項２】
Ｐの含有量が０．０５質量％以下の範囲内であり、Ｓの含有量が０．０１〜０．０５質量％の範囲内であることを特徴とする請求項１に記載のオーステナイト系耐熱鋳鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、オーステナイト系耐熱鋳鋼に関し、特に良好な被削性及び溶接性の両方を確保することができるオーステナイト系耐熱鋳鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、オーステナイト系耐熱鋳鋼は、例えば、自動車のエキゾーストマニホールドやタービンハウジング等の排気系部品等に使用されている。このような部品は、使用環境が高温で過酷となることから、優れた熱疲労特性を備えることが必要とされている。
【０００３】
このような点から、例えば、特許文献１には、Ｃ：０．１〜０．６質量％、Ｓｉ：１．０〜３．０質量％、Ｍｎ：０．５〜１．５質量％、Ｐ：０．０５質量％以下、Ｓ：０．０５〜０．３質量％、Ｃｒ：１４〜２０質量％、Ｎｉ：９〜１６質量％、Ｎ：０．１〜０．２質量％、残部：鉄及び不可避不純物からなるオーステナイト系耐熱鋳鋼が提案されている。
【０００４】
上記のようなオーステナイト系耐熱鋳鋼においては、高温時における引張強さを保持しつつ、熱膨張を緩和することにより、熱疲労特性を向上させるとともに、Ｓを添加することにより、良好な被削性を確保している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２０１４−２０８８７５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
近年、軽量化を目的として、耐熱鋳鋼を溶接して用いることが検討されている。これに対し、特許文献１で提案されているオーステナイト系耐熱鋳鋼においては、Ｓを添加することにより、低靱性であるＦｅ−ＦｅＳの低融点共晶が粒界に形成され、溶接する際の割れが発生し易くなるため、良好な溶接性の確保が求められている。
【０００７】
本発明は、上記のような点を鑑みてなされたものであり、その目的とするところは、優れた熱疲労特性を備えるとともに、良好な被削性及び溶接性の両方を確保することができるオーステナイト系耐熱鋳鋼を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者らは多くの実験と研究を鋭意行うことにより、Ｚｒを添加すれば、微細なＭｎＳを多数、分散させて生成させ、被削性を向上させることができるので、溶接する際の割れの原因となっている被削性確保のためのＳの含有量を、Ｚｒの添加により、被削性を損なうことなく低減することができるとの新たな知見を得た。
【０００９】
本発明は発明者らの上記新たな知見に基づくものであり、本発明に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼は、Ｃ：０．１〜０．６質量％、Ｓｉ：１．０〜３．０質量％、Ｍｎ：０．５〜１．５質量％、Ｐ：０．０８質量％以下、Ｓ：０．０１〜０．０８質量％、Ｃｒ：１４〜２０質量％、Ｎｉ：９〜１６質量％、Ｎ：０．１〜０．２質量％、Ｚｒ：０．０１〜０．２質量％、残部：鉄及び不可避不純物からなるオーステナイト系耐熱鋳鋼であって、基地組織がオーステナイト結晶粒で構成されており、該オーステナイト結晶粒のまわりを覆うように、フェライト相がオーステナイト結晶粒間に分散して介在していることを特徴とする。
【発明の効果】
【００１０】
本発明によれば、良好な被削性及び溶接性の両方を確保することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１１】
【図１】（ａ）は砂型鋳型を示す概略側面図である。（ｂ）は砂型鋳型を示す概略正面図である。
【図２】（ａ）は鋳鋼品を示す概略側面図である。（ｂ）は鋳鋼品を示す概略正面図である。
【図３】（ａ）は重ね隅肉溶接を模式的に示す概略斜視図である。（ｂ）は重ね隅肉溶接を模式的に示す概略側面図である。
【図４】比較例１−１、実施例１−１〜１−４、及び比較例１−２の試験片及び被溶接材の溶接部の断面組織の写真及びカラーチェック試験後の外観写真である。
【図５】比較例１−１、実施例１−１〜１−４、及び比較例１−２の試験片のＳ及びＰの含有量に対する溶接性を示すグラフである。
【図６】実施例２−１〜２−３及び比較例２−１の試験片のＺｒの含有量に対するＭｎＳの平均粒径を示すグラフである。
【図７】実施例２−１〜２−３及び比較例２−１の試験片のＺｒの含有量に対するＭｎＳの粒子数を示すグラフである。
【図８】実施例２−１〜２−３及び比較例２−１の試験片のＺｒの含有量に対するＭｎＳの分散度を示すグラフである。
【図９−１】（ａ）は、比較例２−１の試験片について、５箇所の観察領域のうちの１箇所の組織を撮影した光学顕微鏡画像である。（ｂ）は、実施例２−１の試験片について、５箇所の観察領域のうちの１箇所の組織を撮影した光学顕微鏡画像である。
【図９−２】（ｃ）は、実施例２−２の試験片について、５箇所の観察領域のうちの１箇所の組織を撮影した光学顕微鏡画像である。（ｄ）は、実施例２−３の試験片について、５箇所の観察領域のうちの１箇所の組織を撮影した光学顕微鏡画像である。
【図１０−１】（ａ）は、図９−１（ａ）に示される画像にＭｎＳの粒子間距離を表したものである。（ｂ）は、図９−１（ｂ）に示される画像にＭｎＳの粒子間距離を表したものである。
【図１０−２】（ｃ）は、図９−２（ｃ）に示される画像にＭｎＳの粒子間距離を表したものである。（ｄ）は、図９−２（ｄ）に示される画像にＭｎＳの粒子間距離を表したものである。
【図１１】（ａ）及び（ｂ）は、実施例２−５の試験片の溶接試験直後の溶接部を撮影した写真である。
【図１２】（ａ）及び（ｂ）は、実施例２−５の試験片の溶接試験から１週間経過後の溶接部を撮影した写真である。
【図１３】（ａ）及び（ｂ）は、比較例２−２の試験片の溶接試験直後の溶接部を撮影した写真である。
【図１４】（ａ）は、比較例２−３の試験片の観察領域の組織を撮影した光学顕微鏡画像である。（ｂ）は、比較例２−４の試験片の観察領域の組織を撮影した光学顕微鏡画像である。（ｃ）は、比較例２−５の試験片の観察領域の組織を撮影した光学顕微鏡画像である。
【図１５】比較例２−３〜２−５の試験片の加工回転数に対する旋削チップの摩耗幅を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
以下、本発明の実施形態に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼を説明する。
【００１３】
本実施形態に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼は、Ｃ：０．１〜０．６質量％、Ｓｉ：１．０〜３．０質量％、Ｍｎ：０．５〜１．５質量％、Ｐ：０．０８質量％以下、Ｓ：０．０１〜０．０８質量％、Ｃｒ：１４〜２０質量％、Ｎｉ：９〜１６質量％、Ｎ：０．１〜０．２質量％、Ｚｒ：０．０１〜０．２質量％、残部：鉄及び不可避不純物からなるものである。
【００１４】
そして、本実施形態に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼は、基地組織がオーステナイト結晶粒で構成されており、該オーステナイト結晶粒のまわりを覆うように、フェライト相がオーステナイト結晶粒間に分散して介在している。
【００１５】
このようにして得られたオーステナイト系耐熱鋳鋼は、フェライト相自体が結晶粒として組織内に偏在せず、オーステナイト結晶粒の周りをフェライト相が覆うように分散されている。この結果、オーステナイト結晶粒そのものに起因した、高温時におけるオーステナイト系耐熱鋳鋼の引張強さを高めることができる。また、フェライト相自体は、オーステナイト相に比べて熱膨張が小さいので、オーステナイト系耐熱鋳鋼の熱膨張を抑えることができる。このような結果、オーステナイト系耐熱鋳鋼の熱疲労特性を優れたものにすることができる。
【００１６】
また、上記オーステナイト系耐熱鋳鋼は、上記範囲の化学成分を有し、Ｚｒが添加されていることで、結晶粒が微細化する結果、微細なＭｎＳが多数、分散して生成されている。これにより、内部応力集中源が分散することで、加工のせん断変形時のミクロな割れが発生し易くなり、切削抵抗が低減する結果、被削性が向上する。したがって、本実施形態によれば、溶接する際の割れの原因となっている被削性確保のためのＳの含有量を、Ｚｒの添加により、被削性を損なうことなく低減することができる。よって、良好な被削性及び溶接性の両方を確保することができる。
【００１７】
なお、Ｃｒ炭化物についても、同様に分散生成させることで切削抵抗の低減に寄与させることができる。
【００１８】
以下、上記オーステナイト系耐熱鋳鋼について、上記化学成分を中心に詳細に説明する。
【００１９】
１．化学成分
上記オーステナイト系耐熱鋳鋼において、上記化学成分の各元素の含有量の範囲を上記のように限定した理由は、以下の通りである。
【００２０】
（１）Ｃ：０．１〜０．６質量％
Ｃは、上記範囲で、オーステナイト安定化元素として作用すると共に、高温強度の向上と鋳造性の改善に有効である。しかし、０．１質量％未満では鋳造性の効果が少ない。一方、０．６質量％を超えるとＣｒＣの生成により組織硬さが増加するとともに靱性が低下する。これにより、オーステナイト系耐熱鋳鋼の被削性が低下することがある。
【００２１】
（２）Ｓｉ：１．０〜３．０質量％
Ｓｉは、上記範囲で、耐酸化性と鋳造性の改善に有効である。しかし、１．０質量％未満では、鋳造性が損なわれるおそれがあり、一方、３．０質量％を超えるとオーステナイト系耐熱鋳鋼の被削性が低下する。
【００２２】
（３）Ｍｎ：０．５〜１．５質量％
Ｍｎは、上記範囲で、脱酸反応を促し、オーステナイト相を安定化させるとともに、オーステナイト組織にＭｎＳを生成する。しかし、０．５質量％未満では、脱酸効果がなく鋳造欠陥が生じてしまう。また、ＭｎＳがオーステナイト組織に十分に生成されないため、耐熱鋳鋼の被削性の向上が十分に望めない。一方、１．５質量％を超えると鋳造時に酸化ケイ素（ＳｉＯ２）鋳型との反応により、鋳造品に凹凸が形成されて、肌荒れを起こすことがある。
【００２３】
（４）Ｐ：０．０８質量％以下
Ｐは、上記範囲で、鋳造割れ等を回避することができる。０．０８質量％を超えてしまうと、加熱冷却の繰り返しによる熱劣化が発生し易くなり、靱性も低下するため、鋳造割れの原因となる。
【００２４】
Ｐの含有量は、上記範囲の中でも０．０５質量％以下の範囲内が好ましい。加熱冷却の繰り返しによる熱劣化の発生及び靱性の低下を効果的に抑制することで、鋳造割れ等を効果的に回避することができるからである。
【００２５】
（５）Ｓ：０．０１〜０．０８質量％
Ｓは、上記範囲で、溶接性及び被削性の両方を確保することができる。しかし、０．０１質量％未満では、ＭｎＳがオーステナイト組織に十分に生成されないため、耐熱鋳鋼の被削性の向上が十分に望めない。０．０８質量％を超えると、低靱性であるＦｅ−ＦｅＳの低融点共晶が粒界に形成されることにより、溶接する際の割れが発生し易くなり、溶接性を低下させてしまう。
【００２６】
Ｓの含有量は、上記範囲の中でも０．０１〜０．０５質量％の範囲内が好ましい。Ｆｅ−ＦｅＳの低融点共晶が粒界に形成され、溶接する際の割れが発生し易くなることを効果的に抑制することで、溶接性の低下を効果的に抑制することができるからである。
【００２７】
（６）Ｃｒ：１４〜２０質量％
Ｃｒは、上記範囲で、耐酸化性を高め、高温強度の改善に有効である。１４質量％未満では耐酸化性の効果が低下する。一方、２０質量％を超えるとＣｒＣの生成により組織硬さが増加する。これにより、オーステナイト系耐熱鋳鋼の被削性が低下することがある。
【００２８】
（７）Ｎｉ：９〜１６質量％
Ｎｉは、上記範囲で、フェライト相をオーステナイト結晶粒の周りに結晶粒を覆うように均一に分散させることができる。９質量％未満ではフェライト相の面積率が１０％を超えるとともに、フェライト相の結晶粒が生成される。この結果、高温時におけるオーステナイト系耐熱鋳鋼の引張強さが低下してしまい、熱疲労特性が損なわれてしまう。一方、１６質量％を超えた場合には、フェライト相の面積率が１％未満となり、オーステナイト結晶粒が起因となってオーステナイト系耐熱鋳鋼の熱膨張が大きくなる。この結果、オーステナイト系耐熱鋳鋼の熱疲労特性が損なわれてしまう。
【００２９】
（８）Ｎ：０．１〜０．２質量％
Ｎは、上記範囲で、高温強度の向上とオーステナイト相の安定化、組織の微細化に有効である。しかし、０．１質量％未満ではその効果は十分でなく、０．２質量％を超える添加は歩留まりが極端に低下して、ガス欠陥の原因となる。
【００３０】
（９）Ｚｒ：０．０１〜０．２質量％
Ｚｒは、上記範囲で、オーステナイト結晶粒が微細化され、結晶粒界に偏析するＣｒ（クロム）を分散させ、オーステナイト組織の安定化を図ることができる。また、結晶粒の微細化によってＭｎＳがオーステナイト組織中に細かく分散され、被削性が向上する。
【００３１】
ここで、その含有量が０．０１質量％未満では、オーステナイト結晶粒の微細化による被削性改善効果が見込めない。一方、その含有量が０．２質量％を超えると、オーステナイト結晶粒の過剰な微細化により高温強度が低下する。また、Ｚｒ酸化物がスラグとして鋳造品にかみ込み、鋳造品質を低下させることがある。
【００３２】
Ｚｒの含有量は、上記範囲の中でも０．０１〜０．１質量％の範囲内が好ましい。鋳鋼の製造コストを低減できるからである。さらに、オーステナイト結晶粒の過剰な微細化による高温強度の低下を効果的に抑制することができ、Ｚｒ酸化物がスラグとして鋳造品にかみ込むことによる鋳造品質の低下を効果的に抑制することができるからである。
【００３３】
（１０）その他
上記オーステナイト系耐熱鋳鋼の製造方法において、上記溶湯に１．０〜３．０質量％のＣｕをさらに添加することにより、上記オーステナイト系耐熱鋳鋼に上記範囲のＣｕをさらに含有させてもよい。上記範囲のＣｕをさらに含有させることにより、オーステナイト結晶粒にＣｕが固溶する。これにより、耐熱鋳鋼の引張強さをさらに向上させることができる。このような結果、耐熱鋳鋼の熱疲労特性をさらに向上させることができる。
【００３４】
ここで、Ｃｕの含有量が１．０質量％未満である場合には、耐熱鋳鋼の引張強さの向上をあまり期待することができない。一方、Ｃｕの含有量が３．０質量％を超える場合には、フェライト相の生成が阻害され、耐熱鋳鋼の熱膨張が大幅に増大することになる。このような結果、Ｃｕを含有しないもの以上に、耐熱鋳鋼の熱疲労特性が低下してしまうおそれがある。
【００３５】
２．ＭｎＳの生成状態
本実施形態においては、微細なＭｎＳを多数、分散させて生成させることで、被削性を向上している。以下、ＭｎＳの生成状態について説明する。
【００３６】
（１）平均粒径
ＭｎＳの平均粒径は、特に限定されないが、５．５μｍ以下の範囲内であることが好ましく、中でも４．６μｍ以下の範囲内、特に４．２μｍ以下の範囲内であることが好ましい。ＭｎＳの平均粒径が大き過ぎると、亀裂発生の起点や亀裂進展を促進させ、優れた熱疲労特性を損なうおそれがあるからである。
【００３７】
「ＭｎＳの平均粒径」とは、例えば、光学顕微鏡や走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、耐熱鋳鋼の断面で観察される１００個以上のＭｎＳの平均粒径を意味し、具体的には、これらのＭｎＳのそれぞれについて、同一面積の円の直径を求め、平均した値を意味する。
【００３８】
（２）分布密度
ＭｎＳの分布密度は、特に限定されないが、耐熱鋳鋼の断面において、２８０個／ｍｍ２〜５００個／ｍｍ２の範囲内であることが好ましく、中でも３５０個／ｍｍ２〜５００個／ｍｍ２の範囲内、特に４００個／ｍｍ２〜５００個／ｍｍ２の範囲内であることが好ましい。ＭｎＳの分布密度が小さ過ぎると、被削性改善効果が見込めないおそれがあるからである。
【００３９】
「ＭｎＳの分布密度」とは、例えば、光学顕微鏡や走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、耐熱鋳鋼の断面における０．５ｍｍ２以上の面積の領域で観察されるＭｎＳの単位面積当たりの個数を意味する。
【００４０】
（３）分散度
ＭｎＳの分散度は、特に限定されないが、粒子間距離について、３４μｍ以下の範囲内であることが好ましく、中でも３０μｍ以下の範囲内、特に２８μｍ以下の範囲内であることが好ましい。ＭｎＳの分散度が大き過ぎると、被削性改善効果が見込めないおそれがあるからである。
【００４１】
「ＭｎＳの分散度」とは、耐熱鋳鋼の断面における０．５ｍｍ２以上の面積の領域で観察されるＭｎＳの交差点のない５０組以上の粒子間の距離の標準偏差を意味する。
【００４２】
３．その他
本実施形態において、基地組織がオーステナイト結晶粒で構成されており、該オーステナイト結晶粒のまわりを覆うように、フェライト相がオーステナイト結晶粒間に分散して介在している。また、フェライト相の面積率は、特に限定されないが、オーステナイト系耐熱鋳鋼の組織全体に対して１〜１０％の範囲となることが好ましい。
【００４３】
組織観察及びフェライト面積率の測定は、例えば、電子後方散乱回折像解析（ＥＢＳＤ法：Electron BackScatter Diffraction）により行うことができる。なお、フェライト面積率は、例えば、３０μｍ×３０μｍの矩形状の観察視野内における、組織全体（視野全体）の面積に対してフェライトが占有している面積の割合を画像処理により算出することによって求められる。
【００４４】
ここで、フェライト相の面積率が、オーステナイト系耐熱鋳鋼の組織全体に対して、１％未満である場合には、オーステナイト結晶粒の割合が多くなることにより、オーステナイト系耐熱鋳鋼の引張強さは確保できる。しかしながら、オーステナイト系耐熱鋳鋼の熱膨張が大きくなる。このような結果、オーステナイト系耐熱鋳鋼の熱疲労特性が低下してしまうおそれがある。
【００４５】
一方、フェライト相の面積率が、オーステナイト系耐熱鋳鋼の組織全体に対して、１０％を超えた場合には、フェライト相が増加することにより、オーステナイト系耐熱鋳鋼の熱膨張を抑えることができる。しかしながら、フェライト相が結晶粒として組織内に偏在し易くなる。これにより、高温時におけるオーステナイト系耐熱鋳鋼の引張強さが低下してしまう。このような結果、オーステナイト系耐熱鋳鋼の熱疲労特性が低下してしまうおそれがある
【００４６】
４．製造方法
本実施形態に係るオーステナイト系耐熱鋳鋼の製造方法は、特に限定されないが、上記範囲の化学成分を有する溶湯により鋳鋼を鋳造する工程と、該鋳鋼を、加熱温度７００℃〜８００℃、加熱時間２０〜３００時間の加熱条件で熱処理する工程と、を含む製造方法が好ましい。基地組織がオーステナイト結晶粒で構成されており、該オーステナイト結晶粒のまわりを覆うように、フェライト相がオーステナイト結晶粒間に分散して介在した組織を得ることができるからである。さらに、フェライト相の面積率は、オーステナイト系耐熱鋳鋼の組織全体に対して１〜１０％の範囲となるからである。
【実施例】
【００４７】
以下、実施例及び比較例を挙げて、本発明をさらに具体的に説明する。
【００４８】
１．溶接性の評価
実施例及び比較例を挙げて、溶接性を評価した結果を説明する。
【００４９】
［比較例１−１］
鋳鋼品が下記表１に示す化学成分となるように適量した各出発原料を合計で５０ｋｇ準備した。次に、準備した各出発原料を高周波誘導炉に投入し、大気溶解した。次に、溶湯を１６００℃で出湯し、砂型鋳型（余熱なし）に１５５０℃で注湯した。次に、砂型鋳型内の溶湯を室温中で自然凝固させ、室温まで冷却した後に砂型鋳型からばらすことで鋳鋼素材を得た。その後、鋳鋼素材を大気炉で、加熱温度７００〜８００℃、加熱時間２０時間の熱処理を行い、オーステナイト系耐熱鋳鋼からなる鋳鋼品（粗材）を作製した。ここで、図１（ａ）及び図１（ｂ）は、それぞれ、砂型鋳型を示す概略側面図及び概略正面図である。砂型鋳型はＣＯ２鋳型であり、砂型鋳型の寸法及び形状は、図１（ａ）及び図１（ｂ）に示す通りである。なお、図１中の寸法の単位はｍｍである。
【００５０】
［実施例１−１〜１−４］
鋳鋼品が下記表１に示す化学成分となるように適量した各出発原料を準備した点を除いて、比較例１−１と同様に、オーステナイト系耐熱鋳鋼の鋳鋼品（粗材）を作製した。
【００５１】
［比較例１−２］
鋳鋼品が下記表１に示す化学成分となるように適量した各出発原料を準備した点を除いて、比較例１−１と同様に、オーステナイト系耐熱鋳鋼の鋳鋼品（粗材）を作製した。
【００５２】
【表１】
2020041220.tif 000003
【００５３】
［溶接性の評価］
図２（ａ）は、実施例及び比較例の鋳鋼品を示す概略側面図であり、図２（ｂ）は、実施例及び比較例の鋳鋼品を示す概略正面図である。溶接性の評価では、まず、比較例１−１、実施例１−１〜１−４、及び比較例１−２の鋳鋼品から試験片をそれぞれ採取した。試験片の寸法及び形状は、図２（ａ）及び図２（ｂ）に示される通りである。なお、図２中の寸法の明記がない箇所の単位はｍｍである。
【００５４】
次に、比較例１−１、実施例１−１〜１−４、及び比較例１−２の試験片を被溶接材に重ね隅肉溶接する溶接試験を行った。溶接試験で用いられた被溶接材及び溶接条件は、以下の通りである。図３（ａ）及び図３（ｂ）は、それぞれ、重ね隅肉溶接を模式的に示す概略斜視図及び概略側面図である。なお、図３中の寸法の単位はｍｍである。
【００５５】
（被溶接材）
材質：フェライト系ＳＵＳ
長さ×幅：１００ｍｍ×５０ｍｍ
板厚：ｔ２（板厚ｔ＝２．０ｍｍ）
※形状及び寸法は鋳鋼品の試験片と同一である。
【００５６】
（溶接条件）
溶接電流：９０Ａ
溶接電圧：１８．３Ｖ
溶接速度：６０ｃｍ／ｍｉｎ
トーチ角度：１０．８°
シールドガス：Ａｒ＋２体積％ＣＯ２
溶接ワイヤ：ＳＵＳ３０４
※溶接ワイヤの具体的な材質及び化学成分は下記表２に示す通りである。
【００５７】
【表２】
2020041220.tif 000004
【００５８】
溶接試験後に、比較例１−１、実施例１−１〜１−４、及び比較例１−２の試験片及び被溶接材の溶接部の断面組織を観察し、さらにそれらの溶接部に対してカラーチェック試験を行って外観を観察した。図４は、比較例１−１、実施例１−１〜１−４、及び比較例１−２の試験片及び被溶接材の溶接部の断面組織の写真及びカラーチェック試験後の外観写真である。図５は、比較例１−１、実施例１−１〜１−４、及び比較例１−２の試験片のＳ及びＰの含有量に対する溶接性を示すグラフである。
【００５９】
図４に示されるように、比較例１−１及び実施例１−１〜１−３の試験片及び被溶接材の溶接部では、未接合部及びひけのどちらも発生しなかった。実施例１−４の試験片及び被溶接材の溶接部では、未接合部は発生しなかったが、ひけが発生した。これに対し、比較例１−２の試験片及び被溶接材の溶接部では、未接合部が発生した。従って、図５に示されるように、Ｐの含有量が０．０８質量％以下の範囲内であり、Ｓの含有量が０．０１〜０．０８質量％の範囲内である実施例１−１〜１−４の鋳鋼では、上記の被溶接材及び溶接条件での溶接により接合可能である。中でも、Ｐの含有量及びＳの含有量が好ましい範囲内である実施例１−１〜１−３の鋳鋼では、ひけを発生させずに、接合可能である。
【００６０】
２．被削性及び溶接性の評価
実施例及び比較例を挙げて、被削性及び溶接性の両方を評価した結果を説明する。
【００６１】
（１）被削性の評価
まず、実施例及び比較例について、被削性を評価した結果を説明する。
【００６２】
［実施例２−１〜２−３］
下記表３に示す化学成分を有する、Ｆｅをベースとしたオーステナイト系耐熱鋳鋼の出発原料５０ｋｇを準備し、高周波誘導炉を用いて大気溶解を行った。得られた溶湯を、１６００℃で出湯し、砂型鋳型（余熱なし）に１５５０℃で注湯し凝固させて鋳鋼品（粗材）を鋳造により作製した。鋳鋼品を大気炉で、下記表３に示す温度で、下記表３に示す時間熱処理を行って、オーステナイト系耐熱鋳鋼からなる実施例２−１〜２−３の試験片を作製した。なお、砂型鋳型としては、被削性試験用の粗材が採取できる２０ｍｍ×４０ｍｍ×２２００ｍｍの砂型鋳型を用いた。
【００６３】
［比較例２−１］
実施例２−１〜２−３と同じように、オーステナイト系耐熱鋳鋼からなる比較例２−１の試験片を作製した。この際には、下記表３に示す化学成分を有する出発原料を用いて鋳鋼品を鋳造し、下記表３に示す条件で鋳鋼品に対して熱処理を行った。
【００６４】
［被削性の評価］
実施例２−１〜２−３及び比較例２−１の試験片の断面における５箇所の０．４５ｍｍ×０．３ｍｍの領域の組織を、光学顕微鏡を用いて観察し、全箇所に存在するＭｎＳの平均粒径［μｍ］、ＭｎＳの１箇所あたりの平均粒子数（以下、「粒子数」と略すことがある。）［個］、及び全箇所に存在するＭｎＳの分散度（耐熱鋳鋼の断面における０．５ｍｍ２以上の面積の領域で観察されるＭｎＳの交差点のない５０組以上の粒子間の距離の標準偏差）［μｍ］を求めた。
【００６５】
図６は、実施例２−１〜２−３及び比較例２−１の試験片のＺｒの含有量に対するＭｎＳの平均粒径を示すグラフである。図７は、実施例２−１〜２−３及び比較例２−１の試験片のＺｒの含有量に対するＭｎＳの粒子数を示すグラフである。図８は、実施例２−１〜２−３及び比較例２−１の試験片のＺｒの含有量に対するＭｎＳの分散度を示すグラフである。なお、図９−１（ａ）、図９−１（ｂ）、図９−２（ｃ）、及び図９−２（ｄ）は、それぞれ、比較例２−１及び実施例２−１〜２−３の試験片について、５箇所の観察領域のうちの１箇所の組織を撮影した光学顕微鏡画像である。図１０−１（ａ）、図１０−１（ｂ）、図１０−２（ｃ）、及び図１０−２（ｄ）は、それぞれ、図９−１（ａ）、図９−１（ｂ）、図９−２（ｃ）、及び図９−２（ｄ）に示される画像にＭｎＳの粒子間距離を表したものである。
【００６６】
ＭｎＳの平均粒径は、図６に示されるように、Ｚｒの含有量が大きくなるに従い小さくなっている。ＭｎＳの粒子数は、図７に示されるように、Ｚｒの含有量が大きくなるに従い大きくなっている。ＭｎＳの分散度は、図８に示されるように、Ｚｒの含有量が大きくなるに従い小さくなっている。これらの結果は、図９及び図１０の光学顕微鏡画像と概ね対応している。
【００６７】
このように、実施例２−１〜２−３及び比較例２−１の試験片においては、Ｚｒの含有量の増加に伴って、より微細なＭｎＳが、より多数、より分散した状態で生成されている。よって、これらの試験片の化学成分が、下記表３に示されるようにＺｒ以外の元素の含有量が同一になっていることを考慮すると、Ｚｒの含有量が大きくなることで試験片の被削性が向上していると考えられる。これらの被削性の評価結果を下記表３に示す。
【００６８】
【表３】
2020041220.tif 000005
【００６９】
（２）溶接性の評価
続いて、実施例及び比較例について、溶接性を評価した結果を説明する。
【００７０】
［実施例２−４及び２−５］
下記表４に示す化学成分を有する出発原料を準備した点、砂型鋳型として、溶接性試験用の粗材が採取できる２００ｍｍ×１５０ｍｍ×１５ｍｍの砂型鋳型を用いた点、下記表４に示す条件で試験片に対して熱処理を行った点を除いて、実施例２−１〜２−３と同じように、オーステナイト系耐熱鋳鋼からなる実施例２−４及び２−５の試験片を作製した。
【００７１】
［比較例２−２］
実施例２−４及び２−５と同じように、オーステナイト系耐熱鋳鋼からなる比較例２−２の試験片を作製した。この際には、下記表４に示す化学成分を有する出発原料を用いて鋳鋼品を鋳造し、下記表４に示す条件で鋳鋼品に対して熱処理を行った。
【００７２】
［溶接性の評価］
実施例２−４及び２−５並びに比較例２−２の試験片を被溶接材に溶接する溶接試験を行った。溶接試験で用いられた被溶接材及び溶接条件は以下の通りである。
【００７３】
（被溶接材）
材質：ステンレス（ＳＵＳ４４４Ｔ）
板厚：ｔ１．５
【００７４】
（溶接条件）
溶接方法の種別：ＭＩＧ溶接
溶接ワイヤ：インコネル系ワイヤ
溶接電流：１８０Ａ
溶接電圧：２３Ｖ
溶接速度：６０ｃｍ／ｍｉｎ
入熱量：４１４０Ｊ／ｃｍ
【００７５】
溶接試験後に、実施例２−４及び２−５並びに比較例２−２の試験片の溶接部に対してカラーチェック試験を行って割れの有無を判定した。図１１（ａ）及び（ｂ）は、実施例２−５の試験片の溶接試験直後の溶接部を撮影した写真である。図１２（ａ）及び（ｂ）は、実施例２−５の試験片の溶接試験から１週間経過後の溶接部を撮影した写真である。図１３（ａ）及び（ｂ）は、比較例２−２の試験片の溶接試験直後の溶接部を撮影した写真である。これらの写真において赤くて細い筋状の発色が割れの発生を意味する。
【００７６】
図１１（ａ）及び（ｂ）並びに図１２（ａ）及び（ｂ）に示されるように、実施例２−５の試験片については、溶接試験直後及び１週間経過後のいずれにおいても、溶接部の発色は見られなかった。すなわち、高温割れも遅れ破壊も発生していなかった。また、図示しないが、実施例２−４の試験片についても、同様の結果であった。一方、図１３（ａ）及び（ｂ）に示されるように、比較例２−２の試験片については、溶接試験直後において溶接部の発色が見られた。
【００７７】
したがって、実施例２−４及び２−５並びに比較例２−２の化学成分が、下記表４に示されるように、Ｓ以外の元素の含有量が同一になっていることを考慮すると、Ｓの含有量が大きくなることで割れが発生し易くなっていると考えられる。これらの溶接性の評価結果を下記表４に示す。
【００７８】
【表４】
2020041220.tif 000006
【００７９】
（３）既存鋼の被削性及び溶接性の評価
続いて、既存鋼に相当する比較例について、被削性及び溶接性を評価した結果を説明する。
【００８０】
［比較例２−３〜２−５］
下記表５に示す化学成分を有する出発原料を準備した点及び下記表５に示す条件で試験片に対して熱処理を行った点を除いて、実施例２−１〜２−３と同じように、オーステナイト系耐熱鋳鋼からなる比較例２−３〜２−５の試験片を作製した。
【００８１】
［被削性の評価］
比較例２−３〜２−５の試験片の断面の組織を光学顕微鏡を用いて観察した。図１４（ａ）〜（ｃ）は、それぞれ、比較例２−３〜２−５の試験片の観察領域の組織を撮影した光学顕微鏡画像である。図１４（ａ）〜（ｃ）に示されるように、比較例２−３〜２−５の試験片のうち、Ｓの含有量が少ないものほど、ＭｎＳの粒子数が減少している。
【００８２】
比較例２−３〜２−５の試験片に対して、旋削加工を行う切削試験を行った。切削試験の試験条件及び切削条件は以下の通りである。
【００８３】
（試験条件）
使用機械：ＣＮＣ旋盤（ＤＭＧ森精機株式会社製ＮＬ−３０００）
使用工具（旋削チップ）：ＷＮＭＧ０８０４０８−ＧＫ  ＴＧＣ１０８
使用工具（ホルダ）：ＤＷＬＮＲ２５２５Ｍ０８
潤滑油：サンコークールＳＥ１９００  １０倍希釈
【００８４】
（切削条件）
切削速度：１２０ｍ／ｍｉｎ
１回転送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ
切込量：２．０ｍｍ
加工回数：１２０ｐａｓｓ
【００８５】
切削試験においては、比較例２−３〜２−５の試験片に対して、１０、２０、４０、６０、９０、及び１２０ｐａｓｓ後において、下記評価項目での評価を実施する。
【００８６】
（評価項目）
・旋削チップの摩耗幅の計測
・旋削チップの外観写真の撮影
・切削抵抗（主分力、背分力、送り分力、合力）の測定
【００８７】
図１５は、比較例２−３〜２−５の試験片の加工回転数に対する旋削チップの摩耗幅を示すグラフである。
【００８８】
図１５に示されるように、比較例２−３〜２−５の試験片において、旋削チップの摩耗幅は、Ｓの含有量が大きいほど小さくなっている。よって、Ｓの含有量が大きくなることで試験片の被削性が向上していると考えられる。これらの被削性の評価結果を下記表５に示す。
【００８９】
［溶接性の評価］
比較例２−３〜２−５の試験片を被溶接材に溶接する溶接試験を行った。溶接試験で用いられた被溶接材及び溶接条件は、上記「（２）溶接性の評価」で行われた溶接試験と同一である。
【００９０】
溶接試験後に、比較例２−３〜２−５の試験片の溶接部に対してカラーチェック試験を行って割れの有無を判定した。この結果、図示しないが、比較例２−３の試験片については、溶接試験直後において溶接部の発色が見られたのに対し、比較例２−４及び２−５の試験片については、溶接試験直後において溶接部の発色が見られなかった。これらの溶接性の評価結果を下記表５に示す。
【００９１】
【表５】
2020041220.tif 000007
【００９２】
（４）総評
上述した既存鋼の被削性及び溶接性の評価においては、Ｓの含有量が、特許文献１に記載されている耐熱鋳鋼の範囲（０．０５〜０．３質量％）から本発明の好ましい範囲（０．０１〜０．０５質量％）あるいは当該範囲未満にまで減少するのに伴い、溶接性が良好となるのに対し、被削性が損なわれる。これは、本発明の課題を裏付けるものである。本発明によれば、溶接する際の割れの原因となっている被削性確保のためのＳの含有量を、Ｚｒの添加により被削性を損なうことなく低減することができる。これにより、本発明の課題を解決し、良好な被削性及び溶接性の両方を確保することができる。これらのことは、実施例及び比較例により立証されている。
【００９３】
以上、本発明の実施形態について詳述したが、本発明は、上記の実施形態に限定されるものではなく、特許請求の範囲に記載された本発明の精神を逸脱しない範囲で、種々の設計変更を行うことができるものである。
【図１】
2020041220.tif 000008
【図２】
2020041220.tif 000009
【図３】
2020041220.tif 000010
【図４】
2020041220.tif 000011
【図５】
2020041220.tif 000012
【図６】
2020041220.tif 000013
【図７】
2020041220.tif 000014
【図８】
2020041220.tif 000015
【図９−１】
2020041220.tif 000016
【図９−２】
2020041220.tif 000017
【図１０−１】
2020041220.tif 000018
【図１０−２】
2020041220.tif 000019
【図１１】
2020041220.tif 000020
【図１２】
2020041220.tif 000021
【図１３】
2020041220.tif 000022
【図１４】
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【図１５】
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