具有优异的流动性、耐气体缺陷性、韧性和被削性的铁素体系耐热铸钢和由其构成的排气系统零件

摘要

一种具有优异的流动性、耐气体缺陷性、韧性和被削性的铁素体系耐热铸钢，和由其构成的排气系统零件，其具有如下组成：以质量比计，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(W+Mo)3.2％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，并具有如下组织：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％。

说明书

技术领域

本发明涉及具有优异的流动性、耐气体缺陷性、韧性和被削性，适于 汽车用汽油机和柴油机的排气系统零件，特别是适于排气集管、涡轮机壳 体等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

为了防止全球变暖，强烈要求削减从汽车排放的CO₂的量。为了削减 CO₂排放量，主要需要提高汽车的燃油效率性能(低油耗化)。作为低油耗 化技术，可列举燃料的直喷化、压缩比的增大、通过增压化带来的发动机 的轻量小型化(缩小化)、增压器的增压压力的上升等。随着这些技术的 导入，汽车用发动机的燃料的燃烧有更加高温和高压的倾向，其结果是从 发动机排出的废气的温度上升至接近1000℃，排气集管、催化剂室、涡轮 机壳体等的排气系统零件的温度达到约900℃。对如如此曝露在高温的废 气中的排气系统零件，就要求有优异的耐热特性(耐氧化性、高温强度、 耐热变形性和耐热龟裂性)。

曝露在高温而严酷使用条件下的汽车的排气集管等的排气系统零件 中，历来所使用的是高Si球状石墨铸铁、耐蚀高镍铸铁(Ni-Cr系奥氏体 铸铁)等的耐热铸铁，和铁素体系耐热铸钢、奥氏体系耐热铸钢等。

现有的耐热铸铁和耐热铸钢之中，铁素体系的4％Si-0.5％Mo的球状石 墨铸铁，直至800℃附近都显示出比较的良好的耐热特性，但是在超过这 一温度时耐久性差。为了同时满足800℃以上的耐氧化性和耐热龟裂性的 条件，大量含有Ni、Cr、Co等的稀有金属(rare metal)的耐蚀高镍铸 铁等的耐热铸铁和奥氏体系耐热铸钢被用于排气系统零件。

但是，耐蚀高镍铸铁不仅高价的Ni的含量多，而且基体组织为奥氏 体，线膨胀率大，在微观组织中存在作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，虽然不含作为破坏的起点的石墨，但 是因为线膨胀率大，所以在900℃附近的耐热龟裂性不充分。而且，奥氏 体系耐热铸钢大量含有稀有金属，因此，不仅高价，经济性差，而且还容 易受到世界经济局势的影响，抱有原材料的稳定供给令人担忧等问题。

排气系统零件所使用的耐热材料，除了从经济性和原材料的稳定供给 的观点出发以外，从地球资源的有效利用的观点出发，也希望能够以极少 量的稀有金属确保需要的耐热特性。由此就可以提供廉价的排气系统零 件，使用于低油耗化的技术也可以适用于低端车等，能够为削减CO₂作出 贡献。为了极力抑制稀有金属的含量，将基体组织作为铁素体比作为奥氏 体的方法有利。而且，因为铁素体系的材料比奥氏体系的材料的线膨胀率 小，所以发动机的起动和开动时所发生的热应力小，耐热龟裂性优异。

但是，一般的铁素体系铸钢，C少至大约0.2质量％以下，另外不像奥 氏体系铸钢这样含有使熔点降低的Ni等的合金元素，因此为高熔点。因 此，一般的铁素体系铸钢其熔液的流动性(以下称为“流动性”)低，所 以铸造性差，在铸造时容易发生浇铸不满、冷隔、缩孔等的铸造缺陷。特 别是在具有复杂和/或薄壁的形状的排气系统零件中，若C含量少，则不 能确保良好的流动性，产生浇铸不满和冷隔等的铸造缺陷，生产成品率低。 此外与奥氏体系铸钢不同，因为铁素体系铸钢几乎不含间隙固溶元素，所 以有容易发生氢造成的气体缺陷这样的缺点。还有，所谓气体缺陷，就是 熔液在所含有的氢，随着铸造时的熔液温度的降低，不能溶解在熔液中(液 相)，另外在固相中也不固溶，而是在凝固的铸造品中作为空穴残存，从 而发生的缺陷。

以铸造性的改善等为目标，本申请人在特开平7-197209号中提出有 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)相变为α+ 碳化物的相(以下称为“α’相”)，α’相的面积率{α’/(α+α’)} 为20～70％。该铁素体系耐热铸钢，因为900℃以上的耐热特性优异，所 以适于排气系统零件，因为增多了C含量，所以具有良好的流动性，铸造 性得到改善。

在特开平7-197209号的铁素体系耐热铸钢中，通过含有作为Nb和C 的碳化物的NbC其形成所消耗的量以上的C，作为奥氏体化元素的C在基 体组织中固溶，凝固时在高温下生成γ相，在冷却至常温的过程中生成 从γ相相变而来α’相，因而延展性和耐氧化性提高。但是，在铸态下 从γ相到α’相的相变无法充分进行，而是从γ相向马氏体相变。因为 马氏体是高硬度，所以使常温下的韧性和被削性显著恶化。为了得到良好 的韧性和被削性，需要进行使马氏体消失而使α’相析出的热处理，但热 处理使制造成本上升，因此使经济性降低。另外热处理需要大量能源，从 节能的观点出发也存在问题。

作为相比一般的铁素体系铸钢而C含量多的铁素体系不锈钢铸钢所构 成的铸造零件，特开2007-254885号公开有一种薄壁铸造零件，其由含有 C：0.10～0.50质量％、Si：1.00～4.00质量％、Mn：0.10～3.00质量％、 Cr：8.0～30.0质量％、以及Nb和/或V：合计0.1～5.0质量％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。在由特开 2007-254885号的铁素体系不锈钢铸钢构成铸造零件中，在厚5mm以下的 薄壁部提高铸造时的冷却速度，从而减小铁素体相的平均晶粒直径，因而 使薄壁部在高温下的屈服强度、抗拉强度和断裂伸长率提高。

但是，在排气系统零件中，像气缸盖装配法兰、隔热板安装凸耳、螺 栓紧固部、壁厚交叉部等这样壁厚达5mm以上的部分很多，另外即使是 厚5mm以下的薄壁部，在靠近用于防止缩孔的冒口的部分处，和制品模 腔邻接而砂型容易过热的部分，熔液的冷却速度仍然缓慢。排气系统零件 之中，在这样的部分，平均晶粒直径变大，韧性(特别是常温下的韧性) 变低。特开2007-254885号没有公开用于抑制因形状、壁厚变动、铸造方 案等引起的韧性的降低的对策。

另外，特开2007-254885号的铁素体系不锈钢铸钢，通过大量含有Si 达1.00～4.00质量％(实施例中约2质量％以上)，降低熔点而改善熔液的 流动性，另外也改善高温强度、耐氧化性、耐渗碳性和被削性。但是，该 铁素体系不锈钢铸钢，有大量的Si在铁素体系基体组织中固溶，常温下 的韧性差。另外，因为在铁素体系基体组织中固溶的Si使氢的固溶度极 限降低，所以会增多凝固时的氢放出量，助长气体缺陷的发生。

另外，作为比一般的铁素体系铸钢的C含量多的铁素体系耐热铸钢， 本申请人在特开平11-61343号中提出有一种铁素体系耐热铸钢，其具有 如下组成：以重量比率计含有C：0.05～1.00％、Si：2％以下、Mn：2％以下、 Cr：16.0～25.0％、Nb：4.0～20.0％、W和/或Mo：1.0～5.0％、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α相 以外，因为还具有莱夫斯相(Fe₂M)，所以具有优异的高温强度(特别是蠕 变断裂强度)。但是，该铁素体系耐热铸钢虽然具有优异的高温强度和良 好的流动性，但是在含有大量的Nb时，可知气体缺陷的发生显著。因此 该铁素体系耐热铸钢至今为止都没有被用于排气系统零件。

如上述，现有的铁素体系耐热铸钢，虽然流动性良好，但是韧性和被 削性差，也容易发生气体缺陷，因此未必适合用于排气系统零件。韧性和 被削性虽然能够通过热处理改善，但是热处理招致制造成本的增加。另外， 因为去除气体缺陷困难，所以具有气体缺陷的铸造零件不得不作为废品被 销毁，生产成品率恶化。

发明内容

因此本发明的目的在于，提供一种既确保在900℃附近的耐氧化性、 高温强度、耐热变形性、耐热龟裂性等的耐热特性，又具有优异的流动性、 耐气体缺陷性、韧性和被削性的铁素体系耐热铸钢。

本发明还有一个目的在于，提供由这种铁素体系耐热铸钢构成的排气 集管和涡轮机壳体等的汽车用排气系统零件。

鉴于上述目的，以15～20Cr铁素体系耐热铸钢为基础，就耐热特性、 流动性、耐气体缺陷性、韧性和被削性与合金元素、组成范围、金属组织 (微观组织)和凝固形态的关系进行了锐意研究，其结果得到以下的结论。 本发明正是基于这样的结论而完成。

(1)制造排气系统零件这样的薄壁而复杂形状的铸件时，对于铸造材 料要求有良好的流动性。为了确保流动性，已知有效的是增加C含量，使 凝固开始温度降低，但仅仅只是增加C含量，不仅Cr碳化物的析出量增 加而韧性降低，而且相变成马氏体的γ相的结晶出来，导致韧性和被削 性恶化。但是，本发明者发现，通过与C一起增加Nb，既抑制了韧性和被 削性的降低，又能够得到由铸钢的凝固开始温度的降低带来的流动性的改 善。如果是相同的C量，则Nb量多的方法能够使凝固开始温度进一步降 低。铸钢的凝固开始温度降低的理由，是由于Nb的增加导致初晶的δ相 (δ铁素体相)的凝固开始温度降低。

(2)一般来说，若提高强度的合金元素在基体组织中固溶，或者形成 结晶物和析出物，则韧性降低。在本发明的铁素体系耐热铸钢中，若使C 和Nb一起大量含有，则碳化物增加，预见的也是韧性显著降低，但韧性 却反而大幅提高。其理由是因为，若C和Nb的含量增加，则初晶δ相的 凝固开始温度降低而接近共晶(δ+NbC)相的凝固温度范围，因此初晶 δ相的晶粒的生长和共晶(δ+NbC)相的晶粒的生长相互抑制。由于晶 粒的微细化而使韧性提高。使初晶δ相的晶粒和共晶(δ+NbC)相的晶 粒微细化，需要控制两者的结晶量，为此，需要调整C和Nb的添加量。

(3)除了初晶δ相的晶粒和共晶(δ+NbC)相的晶粒的微细化之外， 为了防止对韧性有害的γ相的结晶，和抑制Nb向δ相的固溶，C和Nb 的含量的平衡也很重要。通过使Nb和C的含量的比(Nb/C)为期望的范 围，剩余的C作为Nb碳化物(NbC)结晶，C和Nb几乎不会在铁素体系基 体组织中固溶，γ相不结晶，Nb向δ相的固溶也达到最低限度，因而可 知能够抑制韧性和被削性的劣化。

(4)若Nb变多，则初晶的δ相的凝固开始温度降低，虽然流动性改 善，但是气体缺陷增加。气体缺陷之所以随着Nb的增加而增加，是由于 初晶δ相的结晶递减，另一方面，凝固温度范围狭窄的共晶(δ+NbC) 相递增，由此导致熔液的凝固温度范围缩小。相比氢对于液相的溶解度， 氢对于固相的固溶度极限的一方要小得多，因此在凝固时氢从固相被排出 到液相。如果凝固温度范围变宽，则能够有更多的氢从固相经由固液共存 相而移动到液相，通过通气性铸模逃散到大气中。但是，若凝固温度范围 狭窄，则可推测液相急速消失，因此氢不能充分逃散，被禁锢在铸件内部 而使气体缺陷发生。因此，为了抑制气体缺陷，需要限制Nb含量的上限。

(5)作为用于抑制气体缺陷而扩大凝固温度范围的方法，研究出如下 方法：(a)降低共晶(δ+NbC)相的结晶温度的方法；(b)提高初晶δ 相的结晶温度的方法；和(c)在共晶(δ+NbC)相结晶后，使共晶(δ +NbC)相与另外的相结晶的方法。(a)的方法需要大幅变更合金元素的 种类和含量，偏离了15～20Cr的铁素体系耐热铸钢。(b)的方法虽然通 过减少C和Nb的含量来达成，但因为使凝固开始温度上升，所以流动性 恶化。因此，(a)和(b)的方法均不适于本发明的目的。

在研究于共晶(δ+NbC)相的结晶后使之与另外的结晶相结晶的(c) 的方法时，通过差示扫描量热(DSC)调查具有良好的耐气体缺陷性的特 开平7-197209号的铁素体系耐热铸钢的凝固过程时，发现初晶δ相和共 晶(δ+NbC)相顺序结晶后，γ相结晶，凝固结束，凝固温度范围也变 宽。由此结构推测，特开平7-197209号的铁素体系耐热铸钢，在共晶(δ +NbC)相发生结晶后结晶出来的γ相的作用下，凝固温度范围扩大，耐 气体缺陷性提高。因为γ相使韧性和被削性恶化，所以在共晶(δ+NbC) 相的结晶后，使不会让韧性和被削性恶化的相结晶而替代γ相，对于可 以使这样的相结晶出来的合金元素进行研究的结果发现，若含有适量的S， 则在共晶(δ+NbC)相的结晶后，作为固溶有Cr的硫化物的锰铬硫化物 (MnCr)S结晶出来，凝固结束温度降低，并且凝固温度范围扩大，能够得 到良好的耐气体缺陷性。

(6)若随着Nb含量的增加而共晶(δ+NbC)相的结晶量变多，则氢 从固相向液相的排出量变多，气体缺陷的发生倾向提高。为了使更多的氢 从材料内部向大气逃散，需要增多作为氢的逃散路径的固液共存相。若凝 固后期的锰铬硫化物(MnCr)S的结晶量变多，则固液共存相增加，因此S 含量多的方法为宜。另一方面，如果在能够确保流动性和韧性的范围内减 少Nb，则氢的排出量也减少，因此也能够降低S含量。因此，为了提高耐 气体缺陷性，需要根据Nb含量而调整(增减)S含量。

(7)若用于提高耐气体缺陷性而添加的S的含量过多，则有韧性受损 的倾向。因此，需要限制S含量的上限而使之不让韧性劣化。

通过差示扫描量热(DSC)求得的本发明的铁素体系耐热铸钢的凝固 过程模式化地显示在图1中。在A点凝固开始，最初，初晶δ相结晶(B 点)，其次，共晶(δ+NbC)相结晶(C点)，最后，锰铬硫化物(MnCr)S 结晶(D点)，在E点凝固结束。在本发明的铁素体系耐热铸钢中，在共晶 (δ+NbC)相结晶后的凝固后期，锰铬硫化物(MnCr)S结晶出来，由此凝 固结束温度降低，凝固温度范围扩大。因此，增加了作为氢向外部逃散的 路径的固液共存相，耐气体缺陷性提高。

具有优异的流动性、耐气体缺陷性、韧性和被削性的本发明的铁素体 系耐热铸钢，其特征在于，具有如下组成：以质量比计，含有

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(W+Mo)3.2％以下，

余量由Fe和不可避免的杂质构成，并具有如下组织：

δ相和Nb碳化物(NbC)的共晶(δ+NbC)相以面积率计为60～80％， 并且锰铬硫化物(MnCr)S以面积率计为0.2～1.2％。

本发明的排气系统零件，其特征在于，由所述铁素体系耐热铸钢构成。 排气系统零件的具体例，有排气集管、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和排气口。

本发明的铁素体系耐热铸钢，即使不进行热处理，仍可确保900℃附 近的耐氧化性、耐热龟裂性、耐热变形性等的耐热特性，同时具有优异的 流动性、耐气体缺陷性、韧性和被削性，并且通过抑制稀有金属的含量而 抑制了成本，不仅具有经济性的优点，还具有能够稳定获取原料这样的优 点。此外，因为不需要热处理，所以能够削减制造成本，并且也有助于节 能。

具有这样特征的本发明的铁素体系耐热铸钢适合于汽车的排气系统 零件。这样的排气系统零件不仅廉价，而且具备优异的耐热特性，因此对 低油耗化和CO₂的削减有所贡献。

附图说明

图1是表示铁素体系耐热铸钢由差示扫描量热(DSC)进行的热分析 结果的曲线图。

具体实施方式

[1]铁素体系耐热铸钢

以下，对于本发明的铁素体系耐热铸钢的组成和组织详细地进行说 明。各合金元素的量除非特别告知，否则均以质量％表示。

(A)组成

(1)C(碳)：0.32～0.45％

在C的作用下，凝固开始温度下降，不仅熔液的流动性，即流动性(铸 造性)提高，而且在初晶δ相的作用下，凝固开始温度进一步降低，流 动性提高。在制造排气系统零件这样薄壁而复杂形状的铸件时，为了确保 作为重要的特性之一的流动性，期望凝固开始温度大约低于1440℃，但为 了具有如此低的凝固开始温度，需要本发明的铁素体系耐热铸钢含有 0.32％以上的C。但是，若C含量超过0.45％，则δ相和Nb碳化物的共晶 (δ+NbC)相变得过多而发生脆化，常温韧性降低。因此，C含量为0.32 ～0.45％。C含量优选为0.32～0.44％，更优选为0.32～0.42％，最优选为 0.34～0.40％。

(2)Si(硅)：0.85％以下

Si作为熔液的脱氧剂发挥作用，并且改善耐氧化性。但是，若超过 0.85％，Si在铁素体系基体组织中固溶，不仅使基体组织显著脆化，而且 还使氢向铁素体的固溶度极限降低，使铁素体系耐热铸钢的耐气体缺陷性 恶化。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0.3～0.6％。

(3)Mn(锰)：0.15～2％

Mn与Si同样，不仅作为熔液的脱氧剂发挥作用，而且对于确保耐气 体缺陷性也是有效的元素。虽然详情后述，但Mn在凝固的末期与Cr和S 结合，形成使氢向外部逃散的路径即锰铬硫化物(MnCr)S，有助于耐气体 缺陷性的提高。为了形成(MnCr)S，需要Mn至少为0.15％。但是，超过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0.15 ～2％。Mn含量优选为0.15～1.85％，更优选为0.15～1.25％，最优选为 0.15～1.0％。

(4)Ni(镍)：1.5％以下

Ni是奥氏体稳定化元素，形成γ相。奥氏体在冷却至常温期间相变 成使韧性和被削性显著恶化的马氏体。因此，希望Ni含量极少，但是Ni 在作为原料的不锈钢系废料含有，因此作为不可避免的杂质而混入的可能 性高。实质上对韧性和被削性没有不良影响的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改善耐氧化性，是使铁素体组织稳定化的元素。为了确保900℃附 近的耐氧化性，需要Cr至少为16％。另外，Cr与Mn和S结合，形成使氢 向外部逃散的路径即锰铬硫化物(MnCr)S，有助于耐气体缺陷性的提高。 但是，若Cr超过23％，则容易发生σ相脆性，韧性和被削性显著恶化。 因此，Cr含量为16～23％。Cr含量优选为17～23％，更优选为17～22.5％， 最优选为17.5～22％。

(6)Nb(铌)：3.2～4.5％

Nb具有很强的碳化物形成能力。Nb在凝固时将C固定为碳化物(NbC)， 防止作为强力的奥氏体稳定化元素的C在铁素体系基体组织中固溶而使 γ相结晶出来，γ相使韧性和被削性降低。另外共晶(δ+NbC)相的形 成使高温强度提高。此外Nb还使凝固开始温度降低，确保良好的流动性。 而且，Nb使初晶δ相的晶粒和共晶(δ+NbC)相的晶粒微细化，使韧性 显著提高。为了发挥这样的作用，Nb的含量需要在3.2％以上。

但是，共晶(δ+NbC)相具有狭窄的大约30℃的凝固温度范围，凝 固的进行迅速。因此，由于Nb含量的增加，导致凝固温度范围狭窄的共 晶(δ+NbC)相的结晶量增加，凝固温度范围缩小。而且，初晶δ相的 凝固开始温度的降低也有助于凝固温度范围的狭窄化。结局是，由于Nb 含量的增加，导致(a)初晶δ相的凝固开始温度降低，并且(b)凝固温 度范围狭窄的共晶(δ+NbC)相的结晶量增加，出于这两个原因，导致 凝固温度范围大幅缩小。

若Nb超过4.5％，则随着凝固温度范围的缩小，凝固时从液相排出的 氢难以向外部逃散，气体缺陷的发生倾向提高，耐气体缺陷性的恶化显著。 另外若Nb含量超过4.5％，则共晶(δ+NbC)相变得过剩，铁素体系耐热 铸钢脆化。此外，若Nb超过5.0％，则已经结晶出来的初晶δ相消失，只 有共晶(δ+NbC)相结晶，凝固在狭窄的大约30℃的凝固温度范围内短 时间结束。若是如此，则从液相排出的氢几乎没有向外部逃散的机会，气 体缺陷的发生显著。因此，Nb的含量为3.2～4.5％。Nb含量优选为3.3～ 4.4％，更优选为3.4～4.2％，最优选为3.4～4.0％。

(7)Nb/C：9～11.5

将Nb和C的含量比(Nb/C)限制在规定的范围，这是本发明的铁素 体系耐热铸钢为了平衡地得到应该兼备的特性所需的最重要的要件。C过 剩时，即Nb/C过小时，不能与Nb结合的剩余的C在基体组织中固溶，导 致δ相不稳定化，使γ相结晶出来。结晶出来的γ相会相变成使韧性 和被削性降低的马氏体直至到达常温。另外，若Nb/C小，则初晶δ相的 结晶量变得过多，其生长得到促进，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，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过剩时，即Nb/C过大时，Nb在δ相中固溶，对δ相 施加晶格应变，使δ相的韧性降低。另外，若Nb/C过大，则共晶(δ+ NbC)相的结晶量变得过多，其生长得到促进，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在11.5 以下。根据以上，Nb/C为9～11.5。Nb/C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。所形成的γ相在冷却至 常温的期间马氏体化，使韧性和被削性劣化。因此，期望N极少的方法， 但N原来在熔解材料(废料)中含有，因此作为不可避免的杂质混入。因 为在实质上不会使韧性和被削性恶化的N的上限为0.15％，所以N含量为 0.15％以下(含0％)。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)：(Nb/20-0.1)～0.2％

S在赋予本发明的铁素体系耐热铸钢以充分的耐气体缺陷性上是重要 的元素。S与Mn和Cr结合而形成锰铬硫化物(MnCr)S，使耐气体缺陷性提 高。(MnCr)S在共晶(δ+NbC)相的凝固之后，作为(MnCr)S和δ相的 共晶硫化物(δ+(MnCr)S)结晶出来。由于共晶硫化物(δ+(MnCr)S) 比共晶(δ+NbC)相凝固得慢，致使凝固结束温度下降，凝固温度范围 扩大。由于比共晶(δ+NbC)相凝固得慢的共晶硫化物(δ+(MnCr)S) 结晶出来，可推测在共晶(δ+NbC)相的结晶时从液相排出的氢，通过 凝固前的共晶硫化物(δ+(MnCr)S)的固液共存相的液相而从铸模向外 部逃散，气体缺陷得到抑制。

若共晶(δ+NbC)相的结晶量增加，则氢的排出量也变多，因此为 了确保作为氢的逃散路径的固液共存相的量，需要使共晶硫化物(δ+ (MnCr)S)的结晶量增大。在本发明的组成范围中，共晶(δ+NbC)相的 结晶量依存于Nb含量，共晶硫化物(δ+(MnCr)S)的结晶量依存于S含 量。为了抑制气体缺陷，需要根据共晶(δ+NbC)相的结晶量来确保共 晶硫化物(δ+(MnCr)S)的结晶量，为此需要与Nb含量成正比而增大S 的需要量(下限量)。在调查Nb和S的含量与气体缺陷的发生状况的关系 时可知，抑制气体缺陷所需要的S的量为(Nb/20-0.1)％以上。但是，若S 过剩地含有而超过0.2％，则韧性的降低显著。因此，S的含量为(Nb/20- 0.1)～0.2％。在本发明中，S含量的下限值，在Nb为3.2％时，成为0.06％， 在Nb为4.5％时，成为0.125％，因此S含量限制在0.06～0.2％的范围内。 S含量优选为0.125～0.2％，更优选为0.13～0.2％，最优选为0.13～0.17％。

(10)W(钨)和/或Mo(钼)：合计(W+Mo)为3.2％以下

W和Mo在基体组织的δ相中固溶，从而改善高温强度。W和Mo的添 加效果在添加任意一方时，在各元素的含量约3％时饱和，添加两者时，两 者的合计含量约3％时饱和。此外，单独添加W和Mo时，若各元素的含量 超过3.2％，另外添加两者时，若合计量(W+Mo)超过3.2％，则生成粗大 的碳化物而使韧性和被削性显著劣化。因此，W和/或Mo的含量合计(W +Mo)为3.2％以下(含0％)。W和/或Mo的含量合计优选为0～3.0％，更 优选为0～2.5％。特别需要韧性时，W和/或Mo的含量合计优选为0～1.0％， 更优选为0～0.5％，最优选为0～0.3％。另外，特别需要高温强度时，W 和/或Mo的含量合计优选为0.8～3.2％，更优选为1.0～3.2％，最优选为 1.0～2.5％。

(B)组织

(1)共晶(δ+NbC)相的面积率：60～80％

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，这在确保韧性上很重要。本发明的铁素体 系耐热铸钢，在铸造时的凝固中，初晶δ相凝固之后在短时间内有比较 大量的共晶(δ+NbC)相凝固，其结果是，由于共晶(δ+NbC)的凝固 相导致初晶δ相的生长受到妨碍、抑制，初晶δ相的晶粒变得微细。另 一方面，共晶(δ+NbC)相的生长也被初晶δ相的凝固相妨碍、抑制， 共晶(δ+NbC)相的晶粒也变得细微。如此，本发明的铁素体系耐热铸 钢中，初晶δ相和共晶(δ+NbC)相的双方互相抑制晶粒的生长，晶粒 都得到微细化，因而可推定韧性大幅提高。为了得到该效果，设组织的总 面积为100％时，需要共晶(δ+NbC)相的面积比例(面积率)为60～80％。 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 韧性的提高效果。另一方面，若共晶(δ+NbC)相的面积率超过80％，则 不仅共晶(δ+NbC)相的结晶量过剩，而且其晶粒也粗大化，因此脆化， 韧性显著降低。因此，共晶(δ+NbC)相的面积率控制在60～80％。为了 将共晶(δ+NbC)相的面积率控制在60～80％，将C和Nb的含量以及Nb/C 的比规定在前述的范围。共晶(δ+NbC)相的面积率优选为60～78％，更 优选为60～76％，最优选为60～74％。

(2)锰铬硫化物(MnCr)S的面积率：0.2～1.2％

在本发明的铁素体系耐热铸钢中，控制锰铬硫化物(MnCr)S的结晶量， 这在确保耐气体缺陷性上很重要。为了使比共晶(δ+NbC)相凝固得慢 的(MnCr)S和δ相的共晶硫化物(δ+(MnCr)S)适量结晶，使凝固结束 温度下降而扩大凝固温度范围，得到充分的耐气体缺陷性，设组织的总面 积为100％时，需要锰铬硫化物(MnCr)S的面积比例(面积率)为0.2％以上。 但是，若(MnCr)S的面积率超过1.2％，则共晶硫化物(δ+(MnCr)S)的 结晶量过剩，由于脆化而损害韧性。因此，锰铬硫化物(MnCr)S的面积率 控制在0.2～1.2％。为了控制(MnCr)S的面积率，将S含量限制在前述的 范围。锰铬硫化物(MnCr)S的面积率优选为0.2～1.0％，更优选为0.3～ 1.0％，最优选为0.5～1.0％。

[2]排气系统零件

使用上述铁素体系耐热铸钢制造的本发明的排气系统零件，虽然任何 铸造排气系统零件均包含，但其优选的示例，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、排气口等。 当然，本发明的排气系统零件并不限定于此，例如也包括与板金制或管制 的构件焊接的铸造零件。

本发明的排气系统零件，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，仍确保着充分的耐氧化性、耐热龟裂性、 耐热变形性等的耐热特性，因此适合作为排气集管、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和排气口，发挥高 耐热性和耐久性。另外，因为兼备优异的流动性、耐气体缺陷性、韧性和 被削性，并且抑制稀有金属的含量，不需要进行热处理，所以能够以高制 品成品率而廉价地制造。因此，有助于低油耗化，并且具有高耐热性和耐 久性的廉价的排气系统零件，在低端车这样的低价格的汽车中也可以使 用，对CO₂削减的贡献值得期待。

通过以下的实施例更详细地说明本发明，但本发明不受这些实施例的 任何限定。在此除非特别告知，否则构成合金的各元素的含量均以质量％ 表示。

实施例1～39和比较例1～34

各铸钢的供试材的化学组成显示在表1-1和表1-2中。实施例1～39 是本发明的铁素体系耐热铸钢，比较例1～30是本发明的范围外的铸钢。 具体来说，

比较例1是C和Nb的含量过少的铸钢，

比较例2～6、16和17是S过少的铸钢，

比较例7～9是C和Nb的含量过多的铸钢，

比较例10是S过少，并且Cr过多的铸钢，

比较例11是C过少的铸钢，

比较例12是C过多的铸钢，

比较例13是Si过多的铸钢，

比较例14是Mn过少的铸钢，

比较例15是Mn过多的铸钢，

比较例18和19是S过多的铸钢，

比较例20是Ni过多的铸钢，

比较例21是Cr过少的铸钢，

比较例22是Cr过多的铸钢，

比较例23是W过多的铸钢，

比较例24是Mo过多的铸钢，

比较例25和26是Nb过少的铸钢，

比较例27是Nb过多的铸钢，

比较例28是Nb/C过小的铸钢，

比较例29是Nb/C过大的铸钢，

比较例30是N过多的铸钢。

比较例31是相当于CB-30的普通的铁素体系铸钢，

比较例32是特开平7-197209号所述的铁素体系耐热铸钢的一例，

比较例33是特开2007-254885号所述的铁素体系不锈钢铸钢的一例，

比较例34是特开平11-61343号所述的铁素体系耐热铸钢的一例。

【表1-1】

注：(1)余量是Fe和不可避免的杂质。

(2)根据(Nb/20-0.1)的算式计算的S的量。

(3)W和Mo一栏中的“-”意思是低于0.1质量％。

【表1-2】

注：(1)余量是Fe和不可避免的杂质。

(2)根据(Nb/20-0.1)的算式计算的S的量。

(3)W和Mo一栏中的“-”意思是低于0.1质量％。

使用100kg高频熔解炉(碱性炉衬)，大气熔解实施例1～39和比较 例1～34的各铸钢后，以1600～1650℃出包，立即以大约1550℃，分别 注入凝固开始温度测量用的带R热电偶的壳杯铸模、涡旋形流动性试验片 铸模、耐气体缺陷性评价用的平板试验片铸模、1英寸Y块型铸模，阶梯 Y块型铸模和被削性评价用的圆柱状块型铸模，制作供试材。对于铸态的 (未经热处理)的各铸钢，就凝固开始温度、流动长度、微观组织、气体 缺陷的数量、常温冲击值/工具寿命、氧化减量、高温强度和热疲劳寿命 进行评价。以下显示评价方法和结果。

(1)凝固开始温度

通过注汤到带R热电偶的壳杯铸模，测量凝固开始温度。结果显示在 表2-1和表2-2中。如前述，期望凝固开始温度低于1440℃，实施例1～ 39均满足该条件。另一方面，比较例1、11、25和31～33的凝固开始温 度均在1440℃以上。这是由于C或Nb的含量在本发明的范围外。Nb含量 多的比较例33的凝固开始温度为1430℃，虽然低于1440℃，但比较例33 如后述，气体缺陷多，耐气体缺陷性差。

(2)流动长度

测量旋涡形流动性试验片的流道内所形成的铸件的长度，即从直浇口 至熔液到达的前端的距离(mm)，作为流动长度。流动长度的测量结果显 示在表2-1和表2-2中。流动长度长的一方因为流动性良好，所以根据流 动长度的长短来评价流动性。如表2-1和表2-2所表明的，实施例1～39 均具备长达1100mm以上的流动长度。另一方面，在C和/或Nb含量比本 发明的范围少的比较例1、11、25、31和32中，流动长度短，为1100mm 以下。若比较C含量相同，Nb含量不同的实施例14和比较例32，则可知 Nb含量为4.4％的实施例14的流动长度为1275mm，相对于此，Nb含量为 2.0％的比较例32的流动长度为1012mm，只有实施例14的约80％，流动 性差。比较例33不论C含量少至0.25％，流动长度仍为1247mm，显示出 良好的流动性。其理由被认为是由于，含有2.80％的具有改善熔液的流动 性作用的Si。但是，比较例33虽然流动性得到改善，但是常温冲击值小， 韧性不充分。根据这些结果可知，大量含有C和Nb的本发明的铁素体系 耐热铸钢具有良好的流动性。

(3)微观组织

从1英寸Y块型的各供试材上切下组织观察用的试验片，测量锰铬硫 化物(MnCr)S和共晶(δ+NbC)相的面积率。锰铬硫化物(MnCr)S的面积 率，是通过对于无腐蚀的试验片，观察光学显微镜(倍率100倍)的任意 的5个视野，使用图像分析装置测量各视野的面积率，进行平均而求得。 共晶(δ+NbC)相的面积率，是通过对于镜面研磨后进行了腐蚀蚀刻处 理的观察面，拍摄光学显微镜(倍率100倍)的任意的5个视野的照片， 将各视野的共晶(δ+NbC)相的部分涂黑后，使用图像分析装置测量黑 色部分的面积率，进行平均而求得。锰铬硫化物(MnCr)S的面积率的测量 结果显示在表2-1和表2-2中，共晶(δ+NbC)相的面积率的测量结果 显示在表3-1和表3-2中。

(4)气体缺陷的数

对于气体缺陷评价用的各铸造平板试验片进行透过X射线摄影，目视 测量试验片中存在的气体缺陷的数量(个)。气体缺陷的数的测量结果显 示在表2-1和表2-2中。气体缺陷的数量少的一方因为耐气体缺陷性优异， 所以根据气体缺陷的数量的多少评价耐气体缺陷性。实施例1～39均没有 气体缺陷，耐气体缺陷性优异。另一方面，比较例2～δ、10、16、17、33 和34，因为S含量比Nb含量所对应的S的需要量少，所以气体缺陷的数 量多。另外比较例7～9和27，因为Nb含量均超过本发明的上限的4.5％， 所以气体缺陷的数量多。此外，比较例13因为Si含量超过本发明的上限 的0.85％，所以气体缺陷的数量多。此外比较例14，因为Mn含量比本发 明的下限的0.15％少，所以气体缺陷的数量多。因此，这些比较例其耐气 体缺陷性均差。

【表2-1】

【表2-2】

(5)常温冲击值

对于有可能由于机械振动和冲击这样的外力而发生龟裂和裂纹的构 件来说，鉴于龟裂的进展速度快，龟裂的进展速度比拉伸试验快的摆锤冲 击试验的方法适合作为韧性的评价方法。因此，为了评价常温下的韧性， 测量基于摆锤冲击试验的常温冲击值。

从阶梯Y块型的各供试材上，切下JIS Z2242所示的形状和尺寸的 无切口的摆锤冲击试验片。使用容量50J的试验机，遵循JIS Z2242， 对于3个试验片以23℃进行冲击试验，平均所得到的冲击值。冲击试验结 果显示在表3-1和表3-2中。

为了具有在排气系统零件的生产过程等中不会发生龟裂和裂纹的韧 性，优选常温冲击值为7×10⁴J/m²以上，更优选为10×10⁴J/m²以上。实 施例1～32的常温冲击值全部在7×10⁴J/m²以上。本发明的铁素体系耐热 铸钢，因为含有期望量的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，所以认为具有高常温冲击值， 即优异的韧性。

相对于此，比较例10因为Cr过剩，比较例11因为C少，共晶(δ +NbC)相的面积率小，比较例13和33因为Si过剩，比较例19因为S 过剩，比较例20因为Ni过剩，比较例23和24因为W或Mo过剩，比较 例25和26因为Nb少，共晶(δ+NbC)相的面积率小，比较例28因为 Nb/C小，共晶(δ+NbC)相的面积率小，比较例30因为N过剩，所以常 温冲击值均低，韧性均差。

(6)工具寿命

对于从圆柱状的各供试材上切取的试验片的端面，作为工具通过使用 在超硬基体上PVD被覆有TiN的刀片的铣床，在以下的条件下进行切削， 测量刀片的刀后面的最大磨损宽度直至达到0.1mm的切削距离(cm)，作 为工具寿命。工具寿命的测量结果显示在表3-1和表3-2中。切削距离长 的一方因为试验片的被削性良好，所以试验片的被削性能够根据切削距离 的长短进行评价。

切削速度：90m/分

转速：229rpm

单刃进给量：0.2mm/tooth

进给速度：48mm/分

进刀量：1.0mm

切削油：无(干式)

如表3-1和表3-2所表明的，实施例1～39的工具寿命均长达1500cm 以上，具有良好的被削性。相对于此，比较例10和22因为Cr过剩，比 较例15因为Mn过剩，比较例20因为Ni过剩，比较例23和24因为W或 Mo过剩，比较例25，26，31和32因为Nb少，比较例28因为Nb/C小， 比较例30因为N过剩，所以工具寿命均短而低于1500cm，被削性差。

(7)氧化减量

排气系统零件，因为曝露在从发动机排出的含有硫氧化物、氮氧化物 等的高温的氧化性废气中，所以要求具有高耐氧化性。因为从发动机的燃 烧室排出的气体的温度接近1000℃，所以会使排气系统零件也达到900℃ 附近。因此，使耐氧化性的评价温度为900℃。耐氧化性的评价通过如下 方式进行：将从1英寸Y块型的各供试材上切下的直径10mm和长度20mm 的圆棒状试验片，在大气中于900℃保持200小时后，实施喷丸处理而去 除氧化皮，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3-1和表3-2中。

为了使铁素体系耐热铸钢可以用于到达900℃附近的温度的排气系统 零件，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。若氧化减量超过20mg/cm²，则构成龟裂的起点的氧化膜的生成变 多，耐氧化性不充分。如表3-1和表3-2所表明的，实施例1～39的氧化 减量全部在20mg/cm²以下。这意味着，本发明的铁素体系耐热铸钢在到 达900℃附近的温度的排气系统零件中使用而具有充分的耐氧化性。本发 明的铁素体系耐热铸钢之所以具有充分的耐氧化性，是因为含有16％以上 的Cr。相对于此，比较例15因为Mn过剩，比较例21因为Cr少，所以氧 化减量均超过20mg/cm²，耐氧化性差。

(8)高温屈服强度

将从1英寸Y块型的各供试材上切下的标点间距离50mm和直径10mm 的平滑圆棒状的带檐试验片，安装在电气-液压伺服式材料试验机上，在 大气中在900℃测量0.2％屈服强度(MPa)。900℃的0.2％屈服强度为排气 系统零件的高温强度和耐热变形性的指标。900℃的0.2％屈服强度的测量 结果显示在表3-1和表3-2中。

一般来说若金属材料达到高温，则高温强度降低，容易发生热变形。 特别是体心立方晶(bcc)结构的铁素体系耐热铸钢，与面心立方晶(fcc) 结构的奥氏体系耐热铸钢比较，高温强度低。在形状和壁厚以外，对热变 形产生影响的主要原因是高温屈服强度。为了在到达900℃附近的温度的 排气系统零件中使用，优选900℃下的高温屈服强度为20MPa以上，更优 选为25MPa以上。

由表3-1和表3-2可知，实施例1～39的900℃的高温屈服强度高达 20MPa以上。其中，含有W和/或Mo为0.9％以上的实施例17～39，900℃ 下的高温屈服强度为25MPa以上，高温强度和耐热变形性优异。另一方 面，C和Nb的含量少的比较例1和31的高温屈服强度低于20MPa。由此 可知，通过增多C和Nb，不仅韧性提高，高温强度也提高。还有，比较例 32尽管Nb的含量少，但是高温屈服强度高。其理由被认为是由于大量含 有W。另外，比较例33尽管C的含量少，但是高温屈服强度高。其理由被 认为是由于大量含有Si。大量含有C和Nb的本发明的铁素体系耐热铸钢， 具有含有W或Si而提高了高温强度的比较例32和33同等的高温强度。

(9)热疲劳寿命

对于排气系统零件，要求有长的热疲劳寿命，即不会由于发动机的运 转(加热)和停止(冷却)的反复而发生热龟裂这样的性质(耐热龟裂性)。 由于热疲劳试验中的加热冷却循环的反复而产生的龟裂和变形，导致达到 热疲劳破坏的循环数越多，热疲劳寿命越长，耐热性和耐久性越优异。

因此，根据下述的方法，测量作为耐热龟裂性的指标的热疲劳寿命。 即，将从1英寸Y块型的各供试材切下的标点间距离20mm和直径10mm 的平滑圆棒状试验片，以拘束率0.5安装在与高温强度试验相同的电气- 液压伺服式材料试验机上之后，在大气中，以冷却下限温度150℃、加热 上限温度900℃和温度振幅750℃，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分作为一个循环，反复加热冷却循环。在根据随 着加热冷却的反复而来的载荷的变化而求得的载荷-温度线图中，以第二 个循环的最大拉伸载荷作为基准(100％)，统计在各循环中测量到的最大 拉伸载荷降低至75％时的循环数。因为机械性地拘束伴随加热冷却而来的 伸缩，使热疲劳破坏发生，所以能够根据上述循环数判定热疲劳寿命。热 疲劳寿命的评价结果显示在表3-1和表3-2中。

机械性的拘束的程度(拘束率)，由(自由热膨胀伸长率-机械的拘 束下的伸长率)/(自由热膨胀伸长率)表示。例如拘束率1.0，是试验片 例如从150℃被另热至900℃时完全不允许伸长的机械的拘束条件。另外 拘束率0.5，是自由膨胀伸长率例如为2mm时只允许伸长1mm的机械的 拘束条件。因此，拘束率0.5时，在升温中受到压缩载荷，降温中受到拉 伸载荷。实际的汽车发动机的排气系统零件的拘束率为允许一定程度的伸 长率的0.1～0.5左右，因此热疲劳寿命试验中的拘束率为0.5。

为了将铁素体系耐热铸钢用于到达900℃附近的温度的排气系统零 件，期望上述条件下的热疲劳寿命为1000个循环以上。即，如果热疲劳 寿命为1000个循环以上，则可以说铁素体系耐热铸钢具有优异的耐热龟 裂性。如表3-1和表3-2所表明的，实施例1～39的热疲劳寿命均十分长， 达1400个循环以上。这意味着本发明的铁素体系耐热铸钢，即使用于到 达900℃附近的温度的排气系统零件，也发挥着充分的耐热龟裂性。

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高耐热特性(耐氧化性、高温强度、耐热变形性和 耐热龟裂性)，并且流动性、耐气体缺陷性、韧性和被削性也优异。

【表3-1】

注：(1)在900℃测定

【表3-2】

注：(1)在900℃测定

实施例40

使用实施例18的铁素体系耐热铸钢，铸造汽车用排气系统零件的涡 轮机壳体(主要部分的壁厚4.0～6.0mm)后，不实施热处理，而是以铸 态脱模(开框)，进行铸造方案部(进模口部)的切断、喷丸、除去铸件 飞边等铸件整修和机械加工。在所得到的涡轮机壳体上没有龟裂和裂纹发 生发生，也未确认到有缩孔、流动不良、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损、损伤等。

将该涡轮机壳体组装在相当于排气量2000cc的直列四缸高性能汽油 机的排气模拟器上。为了调查直至贯通龟裂发生的寿命，以及龟裂和氧化 的发生状况，以满负载时的废气温度在涡轮机壳体的入口为1000℃、涡轮 机壳体的表面的加热上限温度在废气门阀部(排气气体的下游测)约 950℃、冷却下限温度在废气门阀部约80℃(温度振幅＝约870℃)的条 件，反复由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个循环。

耐久试验的结果是，该涡轮机壳体没有废气的泄漏和产生裂纹，通过 1200个循环的耐久试验。耐久试验后的目视观察和浸透探伤试验的结果 是，包含高温的废气通过的废气门阀部和最薄壁部的涡壳部在内的任意的 部位当然都没有贯通龟裂，龟裂和裂纹也没有发生，零件整体的氧化也少。 由此确认，本发明的涡轮机壳体在900℃附近的耐氧化性和耐热龟裂性优 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，在900℃ 附近具有高耐热性和耐久性，并且兼备优异的流动性、耐气体缺陷性、韧 性和被削性。本发明的排气系统零件，因为由稀有金属的含量少的铁素体 系耐热铸钢构成，所以廉价，能够将低油耗化技术的适用范围也扩大到低 价格的汽车，对CO₂气体的排放量的削减作出贡献。

以上对于汽车发动机用的排气系统零件详细地进行了说明，但本发明 的铁素体系耐热铸钢的用途并不限定于此，例如，在建筑机械、船舶、飞 机等的内燃机，和熔解炉、热处理炉、焚烧炉、窑、锅炉、热电联装置等 的加热设备，和石油化学厂、煤气厂、火力发电厂，原子能发电厂等要求 有优异的耐氧化性、耐热龟裂性、耐热变形性等的耐热性和耐久性，并且 要求流动性、耐气体缺陷性、韧性和被削性的各种的铸造零件中也可以使 用。