專利名稱：：切削性優(yōu)異的析出硬化型馬氏體系不銹鋼鑄鋼及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及具有良好的鑄造性和高強(qiáng)度，并且在回火狀態(tài)下具有優(yōu)異的切削性，適合于機(jī)械部件和結(jié)構(gòu)用部件的析出硬化型馬氏體系不銹鋼鑄鋼及其制造方法。
背景技術(shù)：
：作為適合于要求有高強(qiáng)度的機(jī)械部件和結(jié)構(gòu)用部件的不銹鋼鑄造材，歷來已知有SCS、SCH等。SCS是析出硬化型馬氏體系不銹鋼鑄鋼，其含有Cu、Al等，通過淬火或固溶化熱處理(以下統(tǒng)稱為"淬火處理")使基體組織的主相成為馬氏體相之后，再通過回火或時(shí)效處理(以下統(tǒng)稱為"回火處理")使馬氏體基體中生成由Cu、Al等構(gòu)成的析出物和金屬間化合物，由此賦予期望的強(qiáng)度、硬度、韌性、耐腐蝕性、耐磨耗性等。其中JISG5121的SCS24是含有Cu作為析出硬化元素的代表性的析出硬化型馬氏體系不銹鋼鑄鋼，被廣泛用于汽車、船舶、建筑土木機(jī)械、化工廠、工業(yè)機(jī)械等的機(jī)械部件和結(jié)構(gòu)用部件。但是，析出硬化型馬氏體系不銹鋼鑄鋼雖然具有高的硬度和強(qiáng)度，但是切削性(機(jī)械加工性)差。與SCS24—樣，作為具有強(qiáng)度、硬度、韌性、耐腐蝕性和耐磨耗性的析出硬化型馬氏體系不銹鋼，還已知有SUS630，但在回火(時(shí)效)狀態(tài)下馬氏體基體中具有分散有析出物的組織，從而具有高的硬度和強(qiáng)度，因此鍛造、軋制、壓出等的塑性加工性(冷加工性和溫加工性)及切削性差。因此，對于回火狀態(tài)的SUS系鋼種實(shí)施加工量大的塑性加工或機(jī)械加工后實(shí)施回火。為了改善析出硬化型的SUS系鋼種的加工性，例如提出有如下方式(a)通過將C降低至0.030.05%，將N降低至0.0250.035%，由此使淬火后的硬度降低，使加工性提高；(b)添加少量的S或Se而使硫化物或硒化物析出，從而改善切削性；(C)使組織范圍最適當(dāng)化，并且在軋制進(jìn)退火，使淬火條件最適當(dāng)化，由此降低淬火后的硬度，使加工性提高。但是，sus系鋼種用的上述方法不適于scs系鑄鋼的切削性改善。作為向馬氏體基體侵入的侵入型固溶元素的C和N的降低雖然會(huì)降低馬氏體的硬度，但卻使鑄造性顯著降低。特別是在具有復(fù)雜或薄壁形狀的鑄鋼中，若C少則不能確保良好的熔液流動(dòng)性，產(chǎn)生冷紋和不流(不廻0)等的熔液流動(dòng)(湯廻0)缺陷。另外只通過S或Se的添加并不能獲得充分的切削性的改善。另外上述方法均是改善淬火后的加工性，但沒有顧及回火后的加工性。在被鑄造成接近最終制品的形狀(近終形nearnetshape)的析出硬化型馬氏體系不銹鋼鑄鋼中，通常會(huì)在淬火后實(shí)施粗加工，通過回火處理而賦予高的硬度和強(qiáng)度以及耐磨耗性等之后，再除去因回火處理而產(chǎn)生的氧化皮和應(yīng)變，并且進(jìn)行用于得到期望的表面粗糙度和尺寸精度的精加工。因此，對于析出硬化型馬氏體系不銹鋼鑄鋼來說，不僅是淬火后的切削性很重要，回火后的切削性也很重要。特開2004-332020號(hào)提出有一種SUS系的析出硬化型馬氏體系不銹鋼，其具有如下組成以質(zhì)量基準(zhǔn)計(jì)含有0.0050.030%的C、0.10,5%的Si、0.10.7。/o的Mn、56%的Ni、1517。/。的Cr、0.051.5%的Mo、25%的Cu、0.100.40%的Nb和0.0050.030%的N，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，并通過如下方式改善回火后的切削性，(l)從比較低的溫度淬火而成為C和N的固溶量少的低應(yīng)變馬氏體組織后，(2)通過第一時(shí)效處理，即以高達(dá)70080(TC的溫度保持15分鐘20小時(shí)后冷卻至室溫，由此使作為析出硬化元素的Cu粗大化而使硬化能消失，(3)再通過第二時(shí)效處理，即，在從馬氏體相生成的逆相變奧氏體量成為最大的60068(TC下保持15分鐘20小時(shí)后冷卻到室溫，由此使低硬度的逆相變奧氏體析出30體積％以上，并使奧氏體彼此連結(jié)，從而改善了回火后的切削性。在該析出硬化型馬氏體系不銹鋼中，通過降低C和N的含量，抑制固溶化熱處理后的硬度，并且通過進(jìn)行(1)(3)的組織控制而得到切削性優(yōu)異的組織。但是，在該析出硬化型馬氏體系不銹鋼中，為了降低硬度而使C含量為0.03質(zhì)量％以下，因此鑄造性差。另外還存在的問題是，為了改善切削性而使多達(dá)30體積％以上的大量的逆相變奧氏體析出，因此若實(shí)施切削加工，則由于加工誘導(dǎo)馬氏體相變而導(dǎo)致切削性顯著降低。而且，在固溶化熱處理(相當(dāng)于淬火處理)之后，以比通常高的溫度進(jìn)行第一和第二時(shí)效處理(相當(dāng)于回火處理)，因此不僅熱處理次數(shù)多，而且需要大量的熱能，也有容易產(chǎn)生矯正困難的熱處理應(yīng)變，制造成本變高這樣的問題。如此在SUS系的析出硬化型馬氏體系不銹鋼中，進(jìn)行了以淬火狀態(tài)下的加工性的提高為目標(biāo)的各種嘗試，也提出以回火狀態(tài)下的切削性的改善為目標(biāo)的提案(特開2004-332020號(hào))。但是，在SCS系的析出硬化型馬氏體系不銹鋼鑄鋼中，還沒有改善回火狀態(tài)下的切削性的提案
發(fā)明內(nèi)容，因此本發(fā)明的目的在于，提供一種具有良好的鑄造性和高強(qiáng)度，并且在回火狀態(tài)下具有優(yōu)異的切削性的析出硬化型馬氏體系不銹鋼鑄鋼及其制造方法。鑒于上述目的銳意研究的結(jié)果，本發(fā)明者們發(fā)現(xiàn)，通過使組成范圍最適當(dāng)化，并且控制回火溫度，成為在以回火馬氏體為主體的基體組織中分散有Cu析出物的組織，便能夠得到具有良好的鑄造性和高強(qiáng)度，并且在回火狀態(tài)下的切削性大幅改善的析出硬化型馬氏體系不銹鋼鑄鋼，從而想到本發(fā)明。艮P，本發(fā)明的切削性優(yōu)異的析出硬化型馬氏體系不銹鋼鑄鋼，其中，具有如下組成以質(zhì)量基準(zhǔn)計(jì)含有0.080.18%的C、1.5°/。以下的Si、2.0%以下的Mn、0.0050.4%的S、13.516.5%的Cr、3.05.5%的Ni、0.52.8。/。的Cu、1.02.0。/o的Nb和0.12。/o以下的N，并且C、N和Nb的含量滿足一0.2《9(C。/。+0.86N。/。)一Nb。/?！?.0的條件，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，并具有在以回火馬氏體為主體的基體中分散有平均粒徑為0.10.4(im的Cu析出物的組織。優(yōu)選所述組織中的殘留奧氏體的面積率為10%以下。本發(fā)明的析出硬化型馬氏體系不銹鋼鑄鋼也可以還含有1.0質(zhì)量％以下的Mo禾口/或1.0質(zhì)量％以下的W。本發(fā)明的析出硬化型馬氏體系不銹鋼鑄鋼，優(yōu)選在回火狀態(tài)下具有880MPa以上的常溫下的0.2%屈服強(qiáng)度。本發(fā)明的析出硬化型馬氏體系不銹鋼鑄鋼，通過在淬火后以55(TCTTC(其中T-710—27Ni。/。)的溫度實(shí)施回火處理而獲得。制造切削性優(yōu)異的析出硬化型馬氏體系不銹鋼鑄鋼的本發(fā)明的方法，對于具有如下組成的不銹鋼鑄鋼進(jìn)行鑄造，并在淬火后，在55(TCT'C的溫度實(shí)施回火處理，其中，T=710—27Ni%，所述不銹鋼鑄鋼以質(zhì)量基準(zhǔn)計(jì)，含有0.080.18%的C、1.5%以下的Si、2.0。/。以下的Mn、0.0050.4%的S、13.516.5%的Cr、3.05.5%的Ni、0.52.8%的Cu、1,02.0%的Nb和0.12Q/。以下的N，并且C、N和Nb的含量滿足一0.2《9(C。/。+0.86N。/。)一Nb。/。《1.0的條件，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。使組成范圍和回火溫度最適當(dāng)化而得到的本發(fā)明的析出硬化型馬氏體系不銹鋼鑄鋼，因?yàn)榫哂性谝曰鼗馂轳R氏體為主體的基體組織中分散有期望的大小的Cu析出物的組織，所以具有高強(qiáng)度，并且在回火狀態(tài)下具有優(yōu)異的切削性。而且，因?yàn)楹?.08質(zhì)量n/。以上的C，所以具有良好的鑄造性，即使是具有復(fù)雜和/或薄壁形狀的鑄造品也能夠抑制鑄造缺陷，進(jìn)行高成品率的制造。具有如此特征的本發(fā)明的析出硬化型馬氏體系不銹鋼鑄鋼，鑄造成品率高，在熱處理工序中能夠節(jié)約能源，并且能夠抑制熱處理應(yīng)變，并且可以實(shí)現(xiàn)大幅的加工效率的提高和工具的長壽命化。圖1是表示本發(fā)明的鑄鋼F的回火溫度和0.2%屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和殘留奧氏體的面積率的關(guān)系的曲線圖。含量和As點(diǎn)的實(shí)測值的關(guān)系的曲線圖。圖3(a)是表示熔液流動(dòng)試驗(yàn)?zāi)＞邇?nèi)的橫澆口和直澆口的形狀的概略平面圖。圖3(b)是圖3(a)的A-A剖面圖。具體實(shí)施例方式本發(fā)明的析出硬化型馬氏體系不銹鋼鑄鋼，含有13.516.5質(zhì)量％的Cr禾B3.05.5質(zhì)量％的Ni，并且C、N和Nb的含量滿足一0.2《9(C。/。+0.86N。/。)一Nb。/?！?.0的條件。因此，降溫時(shí)的馬氏體相變開始溫度(Ms點(diǎn))和馬氏體相變結(jié)束溫度(Mf點(diǎn))均在常溫以上，在鑄造狀態(tài)下成為在以淬火馬氏體(從奧氏體相變)為主相，含有少量的S鐵素體相和殘留奧氏體相的基體組織中，含有Nb(CN)共晶碳氮化物、硫化物和Cr碳化物等的組織。鑄造狀態(tài)的鑄鋼，因?yàn)樵诮Y(jié)晶晶界有粗大的Cr碳化物析出，所以缺乏韌性，脆而難以進(jìn)行切削等機(jī)械加工。為了提高韌性，在鑄造后加熱至900105(TC后，實(shí)施以水、油、空氣等急冷的淬火處理。通過淬火處理，奧氏體相變?yōu)榇慊瘃R氏體，Cr碳化物在淬火馬氏體基體中固溶，能夠?qū)崿F(xiàn)組織的均質(zhì)化。其結(jié)果是鑄鋼的韌性提高到能夠進(jìn)行粗加工的程度。但是，韌性仍不充分，另外抗拉強(qiáng)度和0.2%屈服強(qiáng)度也低。而且，有比較高溫的淬火處理造成的熱應(yīng)變和由粗加工帶來的變形殘留。這不能直接用于有大的韌性和高強(qiáng)度要求的機(jī)械部件和結(jié)構(gòu)用部件，因此要實(shí)施進(jìn)一步的以賦予韌性和去除應(yīng)變?yōu)槟康牡幕鼗鹛幚?。圖l表示關(guān)于實(shí)施例1的鑄鋼F，回火溫度與常溫下的0.2X屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度及殘留奧氏體的面積率的關(guān)系。強(qiáng)度和殘留奧氏體的面積率根據(jù)回火溫度而發(fā)生很大變化，在大約45(TC的回火溫度下能夠得到最大的強(qiáng)度，在大約62(TC的回火溫度下能夠得到殘留奧氏體的最大面積率。若以40(TC以上的溫度對本發(fā)明的鑄鋼實(shí)施回火，則由于馬氏體中的位錯(cuò)的消失導(dǎo)致淬火馬氏體變成回火馬氏體，并且在基體組織中生成被稱為所謂Cu富相的微細(xì)的Cu析出物，鑄鋼的硬度和強(qiáng)度提高。還有，除非特別指出，否則將鑄造狀態(tài)的馬氏體和淬火狀態(tài)的馬氏體稱為"淬火馬氏體"，回火狀態(tài)的馬氏體稱為"回火馬氏體"。隨著回火溫度的上升，來自Cu的析出硬化得到促進(jìn)，在大約450。C下硬度和強(qiáng)度最大，在超過這一溫度時(shí)Cu析出物粗大化，硬度和強(qiáng)度反而降低。顯示出最大的硬度和強(qiáng)度的溫度稱為"回火峰值溫度"。若使回火溫度約為55(TC以上，則由回火馬氏體生成逆相變奧氏體。逆相變奧氏體在冷卻中相變?yōu)榇慊瘃R氏體。逆相變奧氏體中有成分偏析部，在這部分Ms點(diǎn)降低，因此即使冷卻至常溫仍會(huì)有逆相變奧氏體殘留。逆相變奧氏體軟，使鑄鋼的硬度和強(qiáng)度降低。在本說明書中除非特別指出，否則殘留在鑄造狀態(tài)和淬火狀態(tài)的組織中的奧氏體，和回火后冷卻至常溫卻仍殘留的逆相變奧氏體統(tǒng)稱為"殘留奧氏體"。在圖1所示的鑄鋼中，殘留奧氏體從大約60(TC的回火溫度急劇增加，0.2%屈服強(qiáng)度大大降低，但是抗拉強(qiáng)度只稍有降低。這被認(rèn)為是由于殘留奧氏體的增加導(dǎo)致0.2%屈服強(qiáng)度顯著降低，但是常溫拉伸試驗(yàn)的殘留奧氏體的加工誘導(dǎo)馬氏體相變使得抗拉強(qiáng)度顯現(xiàn)了一些。如此，0.2%屈服強(qiáng)度的降低不僅是由于Cu析出物的粗大化，而且由殘留奧氏體的增加引起。若迸一步提高回火溫度，則在大約62(TC殘留奧氏體最多。因此在大約620。C被認(rèn)為是鑄鋼F的奧氏體相變開始溫度(As點(diǎn))。在As點(diǎn)以上的溫度大部分的Cu析出物固溶在基體中，組織也均一化。因此，在冷卻中大部分的逆相變奧氏體相變?yōu)榇慊瘃R氏體，成為以淬火馬氏體為主相的組織。若以As點(diǎn)以上的溫度進(jìn)行回火處理，則常溫下的殘留奧氏體減少，但是會(huì)回到鑄造狀態(tài)或淬火狀態(tài)的組織，回火處理的效果消失。在回火峰值溫度下由于微細(xì)的Cu析出物的析出硬化使得鑄鋼的硬度和強(qiáng)度成為最大，但是切削性卻比淬火狀態(tài)顯著地低。為了改善切削性，考慮以比回火峰值溫度低或高的溫度進(jìn)行回火處理，但以比峰值溫度低的溫度并不能達(dá)成回火處理的本來目的(析出硬化帶來的強(qiáng)度和韌性的賦予以及應(yīng)變和變形的去除)，另外，若是比回火峰值溫度的高出過多的溫度，則由于Cu析出物的再溶解以及淬火馬氏體和殘留奧氏體的大量生成，導(dǎo)致無法獲得回火效果。由于大量含有殘留奧氏體致使加工誘導(dǎo)馬氏體相變發(fā)生，因此鑄鋼的切削性降低。對于回火溫度與強(qiáng)度和組織的關(guān)系進(jìn)行銳意研究的結(jié)果可知，若是使組織范圍最適當(dāng)化，并且若以比回火峰值溫度高的適當(dāng)?shù)臏囟冗M(jìn)行回火處理，則鑄鋼組織被最適當(dāng)?shù)乜刂疲軌虮３至己玫蔫T造性和高的強(qiáng)度，并且能夠大幅改善切削性。最適當(dāng)?shù)蔫T鋼組織是，在通過馬氏體中的位錯(cuò)的消滅而從淬火馬氏體變化的軟的回火馬氏體為主體的基體中，分散有適當(dāng)?shù)拇笮〉腃u析出物。研究最適當(dāng)?shù)腃u析出物的大小時(shí)發(fā)現(xiàn)，如果Cu析出物的平均粒徑為0.10.4pm，則切削性大幅地提高。為了獲得優(yōu)異的切削性，優(yōu)選鑄鋼組織中的殘留奧氏體的面積率為10%以下。為了得到上述鑄鋼組織，可知如下(a)需要使回火溫度的下限為比回火峰值溫度高的550°C;(b)需要使回火溫度的上限T為比As點(diǎn)低的溫度，但是因?yàn)锳s點(diǎn)在本發(fā)明的鑄鋼中很大程度上依賴于Ni含量，所以需要根據(jù)Ni含量決定上限T。銳意研究的結(jié)果可知，為了一邊抑制淬火馬氏體的再生，維持以回火馬氏體為主體的基體組織，一邊極力抑制殘留奧氏體的生成，并且阻止Cu析出物的再熔解，需要回火溫度的上限T成為由(710—27Ni%)決定的溫度。如果在該溫度范圍實(shí)施回火處理，則具有的組織是，在以回火馬氏體為主體的基體組織中分散有平均粒徑為0.10.4pm的Cu析出物，能夠得到切削性大幅得到改善的析出硬化型馬氏體系不銹鋼鑄鋼。在回火后，利用優(yōu)異的切削性，進(jìn)行用于除去氧化皮和應(yīng)變，得到期望的表面粗糙度和尺寸精度的精加工。[l]組織在本發(fā)明的析出硬化型馬氏體系不銹鋼鑄鋼中，即使是成分元素的稍許變動(dòng)，馬氏體、S鐵素體和殘留奧氏體、Nb(CN)共晶碳氮化物等的量也會(huì)發(fā)生變動(dòng)，導(dǎo)致組織變化而使機(jī)械的性和切削性受到影響。若使S鐵素體大量結(jié)晶，則強(qiáng)度和韌性降低，此外因?yàn)镾鐵素體的優(yōu)先腐蝕，所以耐腐蝕性也降低。殘留奧氏體如上述使回火狀態(tài)下的切削性降低。若使適量的Nb(CN)共晶碳氮化物結(jié)晶，則鑄造性、強(qiáng)度和韌性提高，但過剩時(shí)，則延性和切削性降低。為了得到以回火馬氏體為主體的組織，不僅需要回火溫度的最適當(dāng)化，而且需要組成范圍的最適當(dāng)化。(1)0.080.18質(zhì)量。/。的CC與N—起與Nb結(jié)合，使Nb(CN)共晶碳氮化物結(jié)晶，使鑄鋼的強(qiáng)度和韌性提高，并且使凝固溫度降低，使鑄造性(熔液的流動(dòng)性)提高。由于有良好的鑄造性，即使是具有復(fù)雜和/或薄壁形狀的鑄造品，也能夠抑制鑄造缺陷，高成品率地進(jìn)行制造。在本發(fā)明中，通過增加C來確保良好的鑄造性，但為了這種鑄鋼的切削性改善，這基于的考慮與歷來所采用的C的降低正好相反。為了良好的鑄造性，需要至少0.08質(zhì)量。/。的C，但若超過0.18質(zhì)量％，則Cr等的碳化物和Nb(CN)共晶碳氮化物增加，另外C向馬氏體基體的固溶也變多，基體硬化，切削阻抗增大(切削性降低)。因此，C含量為0.080.18質(zhì)量％，優(yōu)選為0.100.15質(zhì)量％。(2)1.5質(zhì)量。/。以下的SiS具有脫氧作用，其防止CO氣體等引起的氣體缺陷，確保鑄造性。但是若Si超過1.5質(zhì)量y。，則切削性降低。因此，Si為1.5質(zhì)量。/。以下。(3)2.0質(zhì)量。/。以下的MnMn具有脫氧作用，并且生成非金屬夾雜物而改善切削性。但是若Mn超過2.0質(zhì)量％，則韌性降低，另外助長熔解爐的耐火材的侵蝕，使生產(chǎn)性和制造成本降低。因此Mn為2.0質(zhì)量％以下。(4)0.0050.4質(zhì)量°/。的S極微量的S生成Mn和Cr的硫化物[MnS或(MnCr)S]，使切削性提高，并且使熔液的流動(dòng)性提高。為了得到這樣的效果，S需要為0.005質(zhì)量％以上，但是若超過0.4質(zhì)量％，則韌性降低。因此S為0.0050.4質(zhì)量％。(5)13.516.5質(zhì)量。/。的CrCr是用于賦予耐腐蝕性所必須的元素，并且其與Ni組合而使基體組織成為馬氏體，具有提高強(qiáng)度的作用。為了得到這樣的效果，需要Cr為13.5質(zhì)量％以上。但是，若Cr超過16.5質(zhì)量。/。，Cr碳化物增加，延性和切削性降低，并且5鐵素體增加，強(qiáng)度和韌性降低，此外在淬火處理時(shí)殘留奧氏體增加，切削性增加。因此Cr為13.516.5質(zhì)量％。(6)3.05.5質(zhì)量。/。的NiNi通過與Cr組合，使鑄鋼的強(qiáng)度、韌性和耐腐蝕性提高。Ni是特別重要的元素，本發(fā)明的鑄鋼的組織和特性很大程度上受到其含量的左右。Ni通過基體的馬氏體化而使強(qiáng)度、韌性和耐腐蝕性提高。為了得到這樣的效果，需要Ni為3.0質(zhì)量。/。以上。但是，若大量含有使Ms點(diǎn)降低的Ni，則馬氏體相變難以發(fā)生，不僅在鑄造狀態(tài)和淬火狀態(tài)，在回火狀態(tài)下殘留奧氏體也會(huì)增加，使切削性降低，并且析出硬化能變小，難以獲得充分的強(qiáng)度和韌性。特別是在回火處理中逆相變奧氏體增加，在回火處理的冷卻時(shí)從逆相變奧氏體向淬火馬氏體的相變增加，因此切削性顯著降低。若Ni超過5.5質(zhì)量。/。則上述問題變得顯著，因此Ni的上限為5.5質(zhì)量M。因此，Ni為3.05.5質(zhì)量0/。，優(yōu)選為3.35.0質(zhì)量％。(7)0.52.8質(zhì)量。/。的CuCu通過回火處理由馬氏體基體使Cu析出物(CU富相)析出，使硬度和強(qiáng)度增大，并且通過比較大的粒徑的Cu析出物的析出改善切削性。Cu還會(huì)改善不銹鋼鑄鋼的耐腐蝕性。為了得到這樣的效果，需要Cu為0.5質(zhì)量％以上。但是若Cu過多，則不僅析出硬化過剩，而且在淬火時(shí)由于Cu的晶界偏析造成的脆化顯著，Cu的晶界偏析開始的溫度也降低。另一方面，為了在鑄鋼中消除微偏析，只有進(jìn)行淬火處理(固溶化熱處理)，特別是在微偏析容易發(fā)生的厚壁鑄件中優(yōu)選極力提高淬火溫度。如此就存在互相矛盾的要求，即為了Cu的晶界偏析抑制而必須降低淬火溫度，但為了消除微偏析又必須提高淬火溫度。為了過剩的析出硬化的抑制、晶界偏析的抑制和微偏析的抑制，Cu含量的上限為2.8質(zhì)量。/c)。若Cu超過2.8質(zhì)量％，則出于上述的理由，切削性和延性的降低顯著。因此，Cu為0.52.8質(zhì)量％，優(yōu)選為0.82.5質(zhì)量％。(8)1.02.0質(zhì)量。/。的NbNb與C和N結(jié)合而使Nb(CN)共晶碳氮化物結(jié)晶，提高鑄鋼的強(qiáng)度。另外，Nb改善熔液流動(dòng)性，并且防止縮孔、收縮裂紋(熱龜裂)等鑄造缺陷。此外，Nb抑制Cr碳化物等的粗大碳化物的析出，抑制延性的降低，確保切削性。為了得到這樣的效果，需要1.0質(zhì)量。/。以上的Nb。另一方面，若Nb超過2.0質(zhì)量％，則共晶碳氮化物過剩，反而使切削性降低，另外由于過剩的Nb的偏析而使鑄鋼脆化。因此Nb為1.02.0質(zhì)量％。(9)0.12質(zhì)量。/。以下NN和C一起與Nb結(jié)合而使Nb(CN)共晶氮化物結(jié)晶，鑄鋼的強(qiáng)度、耐腐蝕性和鑄造性提高。另外N抑制使強(qiáng)度和韌性劣化的S鐵素體的生成。為了得到上述效果，N為0.12質(zhì)量。/。以下。若N超過0.12質(zhì)量。/。，則Nb(CN)共晶碳氮化物過剩的結(jié)晶導(dǎo)致韌性降低。N含量的下限不是限定性的，但如果為0.005質(zhì)量％以上，則上述效果顯著。(10)—0.2《9(C%+0.86N%)—Nb%《1.0本發(fā)明的鑄鋼在鑄造時(shí)，即使實(shí)施淬火和回火，在晶界析出的Nb(CN)共晶碳氮化物也不會(huì)消失，因此以比回火峰值溫度高的溫度實(shí)施回火處理，強(qiáng)度也不會(huì)大幅降低。因?yàn)镹b為共晶碳氮化物而將C和N固定，所以C和N在馬氏體基體中固溶而降低Ms點(diǎn)，由此帶來的殘留奧氏體的增加能夠得到抑制。為了適當(dāng)?shù)乜刂芅b(CN)共晶碳氮化物，C、N和Nb的含量的平衡很重要。該平衡的程度能夠由[9(C%+0.86N%)—Nb%](CNNb值)表示。若將CNNb值調(diào)整到一0.21.0的范圍內(nèi)，則利用適量的Nb(CN)共晶碳氮化物能夠得到良好的鑄造性、強(qiáng)度和切削性。若CNNb值超過l.O，則相對于C和N來說Nb不足，因此殘留奧氏體增加，切削性和強(qiáng)度降低。另一方面，若CNNb值低于一0.2，則相對于C和N來說Nb過剩，由于Nb的偏析造成鑄鋼脆化。因此，C、N和Nb的含量需要滿足一0.2《9(C。/。+0.86N。/。)一Nb。/?！?.0的條件。(11)1.0質(zhì)量。/。以下的Mo和/或1.0質(zhì)量％以下的W本發(fā)明的鑄鋼，也可以還含有1.0質(zhì)量％以下的Mo和/或1.0質(zhì)量％以下的W。Mo和W均提高鑄鋼的強(qiáng)度，Mo還具有提高耐腐蝕性的效果。但是若過多，則均使延性降低。(12)不可避免的雜質(zhì)如果在原料和熔解工序中混入的P、0等不可避免的雜質(zhì)均在0.05質(zhì)量％以下，則不會(huì)使切削性、強(qiáng)度和韌性顯著劣化。[2]組織(1)以回火馬氏體為主體的基體組織如果淬火和回火后得到的本發(fā)明的鑄鋼的基體組織以回火馬氏體為主相，則能夠在維持高強(qiáng)度的狀態(tài)下使切削性提高。所謂"以回火馬氏體為主體"，意思是基體組織中的回火馬氏體的面積率約70%以上。除回火馬氏體以外，也可以存在Nb(CN)共晶碳氮化物和少量的5鐵素體、殘留奧氏體和硫化物。(2)平均粒徑為0.10.4)im的Cu析出物本發(fā)明的鑄鋼具有的組織是，在以回火馬氏體為主體的基體組織中分散有平均粒徑為0.10.4pm的Cu析出物，因此具有來自析出硬化的高強(qiáng)度和大幅提高的切削性。Cu析出物的大小影響強(qiáng)度的理由雖然尚不明確，但推定為如下(a)比較微細(xì)的Cu析出物大量析出時(shí)，組織中產(chǎn)生應(yīng)變，位錯(cuò)的活動(dòng)受到約束，硬度和強(qiáng)度上升；(b)但粗大的Cu析出物少量析出時(shí)，位錯(cuò)的約束減少，并且軟的Cu的成長使切削性提高。"平均粒徑"是在電子顯微鏡照片的任意3個(gè)視野中的10pmX10pm的區(qū)域，按大小順序選擇出5個(gè)大的CU析出物，求得各Cu析出物粒子的短徑Ds與長徑Dl的平均值(Ds+Dl)/2，將全部15個(gè)各Cu析出物粒子進(jìn)行平均的值。還有，之所以按大小順序選擇5個(gè)大的Cu析出物，是由于微細(xì)的Cu析出物幾乎不會(huì)對切削性的提高造成影響。因此，即使也有平均粒徑不滿O.lnm的微細(xì)的Cu析出物分散在基體組織中，仍滿足"有平均粒徑為0.10.4pm的Cu析出物分散"這樣的要件。在回火處理后Cu析出物的平均粒徑為O.ljam時(shí)切削性差。另一方面，若Cu析出物的平均粒徑超過0.4pm，則Cu析出物開始向基體的固溶，強(qiáng)度降低。因此，本發(fā)明的鑄鋼需要具有的組織是，在以回火馬氏體為主體的基體組織中分散有平均粒徑為0.10.4|im的Cu析出物。Cu析出物的平均粒徑通過回火溫度控制。若Cu析出物的平均粒徑為0.150.3,，則切削性進(jìn)一步提高。平均粒徑為0.10.4pm的Cu析出物的量不是限定性的，但從切削性的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選基體組織每100|_11112中有5個(gè)以上，更優(yōu)選為IO個(gè)以上。(3)10%以下的殘留奧氏體的面積率殘留奧氏體在機(jī)械加工時(shí)發(fā)生加工誘導(dǎo)馬氏體相變，使鑄鋼的切削性降低。因此，優(yōu)選殘留奧氏體盡可能地少，具體來說，優(yōu)選其面積率為10%以下，更優(yōu)選為5%以下。特性滿足本發(fā)明的組成和組織的要件析出硬化型馬氏體系不銹鋼鑄鋼，在回火狀態(tài)下具有880MPa以上的0.2X屈服強(qiáng)度(常溫)。為了確保優(yōu)異的切削性和高的強(qiáng)度而使組成范圍和回火溫度最適當(dāng)化，因此，即使以比回火峰值溫度高的溫度實(shí)施回火處理，析出硬化型馬氏體系不銹鋼鑄鋼仍具有不遜色于SCS24等的強(qiáng)度。鑄造部件中，抗拉強(qiáng)度和0.2%屈服強(qiáng)度是重要的特性?？墒?，如圖1所示，若回火溫度達(dá)到60(TC以上，則抗拉強(qiáng)度只會(huì)稍稍降低，但0.2%屈服強(qiáng)度顯著降低。因此如果著眼于0.2%屈服強(qiáng)度，則比起抗拉強(qiáng)度來自回火溫度的影響能夠更清楚地確認(rèn)。如果回火狀態(tài)下的0.2%屈服強(qiáng)度(常溫)為880MPa以上，則適合機(jī)械部件和結(jié)構(gòu)用部件?；鼗馉顟B(tài)下的0.2%屈服強(qiáng)度(常溫)更優(yōu)選為900MPa以上，最優(yōu)選為980MPa以上。在機(jī)械部件和結(jié)構(gòu)用部件中，除了強(qiáng)度以外，還要求不會(huì)產(chǎn)生龜裂和裂紋的延性。雖然根據(jù)用途要求的延性有所不同，但本發(fā)明的析出硬化型馬氏體系不銹鋼鑄鋼實(shí)用上優(yōu)選具有1.0%以上，更優(yōu)選為3.0%以上的常溫拉伸率。制造方法為了得到在以回火馬氏體為主體的基體組織中分散有平均粒徑為0.10.4nm的Cu析出物的組織，需要使回火處理溫度為550。CT'C(其中T=710—27Ni%)。通過調(diào)整到上述組成范圍，并且采用55(TCT。C的回火溫度，能夠得到具有高強(qiáng)度和優(yōu)異的切削性的析出硬化型馬氏體系不銹鋼鑄鋼?；鼗饻囟鹊南孪逓?5(TC。通過以比作為本發(fā)明的鑄鋼的回火峰值溫度的約45(TC高約IO(TC以上的溫度進(jìn)行回火，會(huì)促進(jìn)馬氏體中的位錯(cuò)的消失，使淬火馬氏體變成軟的回火馬氏體，并且使Cu析出物粗大化而使硬化能降低。由此，既能夠保持高強(qiáng)度，又能夠大幅地改善切削性?；鼗饻囟鹊南孪薜陀?5(TC時(shí)，馬氏體的軟化和Cu析出物的硬化能的減少不充分，不能期待切削性的提高。為了將回火溫度控制在比As點(diǎn)低的溫度，回火溫度的上限為T。C(其中T=710—27Ni%)。若回火溫度超過As點(diǎn)，則Cu析出部大部分再熔解，從回火馬氏體大量生成逆相變馬氏體。逆相變馬氏體在冷卻中相變?yōu)榇慊瘃R氏體，并且一部分作為殘留奧氏體殘留。其結(jié)果是，強(qiáng)度和切削性顯著降低。圖2表示析出硬化型馬氏體系不銹鋼鑄鋼(除Ni以外滿足本發(fā)明的組成要件)的Ni含量和實(shí)測As點(diǎn)的關(guān)系。As點(diǎn)是由使用熱機(jī)械分析裝置(TMA)測定的常溫，根據(jù)加熱時(shí)的溫度位移曲線通過相變溫度分析法求得。如圖2表明的，本發(fā)明的析出硬化型馬氏體系不銹鋼鑄鋼的As點(diǎn)隨著Ni的增加而降低。為了不使Cu析出物再熔解，不使逆相變奧氏體生成，需要以不超過根據(jù)Ni含量而變動(dòng)的As點(diǎn)實(shí)施回火處理。即使Ni含量在同程度下As點(diǎn)也能看到偏差，這被認(rèn)為是由于Ni含量以外的要因也會(huì)多少影響到As點(diǎn)?？紤]到As點(diǎn)的偏差，而將回火溫度的上限設(shè)定得比As點(diǎn)的實(shí)測值的偏差的下限更低。具體來說，如果將圖2中的由虛線[T=710—27Ni。/。]的表示的溫度Ti:作為回火溫度的上限，則能夠阻止由于Cu物出物的再熔解帶來的強(qiáng)度降低，和由逆相變奧氏體的生成引起的切削性的降低。因此，回火溫度的上限T。C比As點(diǎn)低，為仆710—27Ni。/o所表示的溫度。對上述組成范圍的鑄鋼進(jìn)行淬火后，以滿足上述要件的溫度實(shí)施回火處理，由此得到在以回火為馬氏體為主體的基體組織中分散有平均粒徑為0.10.4pm的Cu析出物的析出硬化型馬氏體系不銹鋼鑄鋼。該析出硬化型馬氏體系不銹鋼鑄鋼具有良好的鑄造性和高強(qiáng)度，并且具有在回火狀態(tài)下大幅地得到了改善的切削性。根據(jù)本發(fā)明的方法，鑄造成本品提高，能夠達(dá)成熱處理中的節(jié)能化和熱處理應(yīng)變的抑制，也可以實(shí)現(xiàn)大幅的加工效率的提高和工具的長壽命化?；鼗饡r(shí)間根據(jù)鑄造品的尺寸、形狀等決定，但工業(yè)上優(yōu)選26小時(shí)左右。冷卻優(yōu)選爐冷或空冷。還有，淬火處理不是限定性的，與這種鑄鋼所對應(yīng)的現(xiàn)有條件相同即可。例如，保持在9001050°C，通過水冷、油冷或鼓風(fēng)冷卻急冷即可。由此，基體組織的主相成為淬火馬氏體，也能夠?qū)崿F(xiàn)組織的均質(zhì)化。保持時(shí)間根據(jù)鑄造品的尺寸、形狀等決定，但工業(yè)上優(yōu)選0.53小時(shí)左右。通過以下的實(shí)施例更詳細(xì)地說明本發(fā)明，但本發(fā)明并不受其限定。實(shí)施例1用100kg容量的高頻熔解爐熔解具有表1所示的組成的鑄鋼，以大約1650出鋼到鑄桶中，以大約1600。C鑄造1英寸Y塊體，直徑120mm和高150mm的圓柱狀塊體，以及圖3所示的旋渦形熔液流動(dòng)性試驗(yàn)片。鑄鋼AL是本發(fā)明的范圍內(nèi)的鑄鋼，鑄鋼MU是組成和CNNb值[一0.2《9(C。/。+0.86N。/。)一NbQ/?！?.0]的某一項(xiàng)脫離本發(fā)明的范圍的鑄鋼。其中，鋼鑄U相當(dāng)于現(xiàn)有的析出硬化型馬氏體系不銹鋼鑄鋼SCS24。<table>tableseeoriginaldocumentpage16</column></row><table>根據(jù)利用透射電子顯微鏡的組織觀察和x射線衍射及位錯(cuò)密度的測定特定基體組織，利用掃描電子顯微鏡求得Cu析出物的平均粒徑，用X射線衍射法求得殘留奧氏體的面積率。(3)切削性從各供試材的圓柱狀塊體上切割直徑95mm和高150mm的試驗(yàn)片，作為工具使用在超硬母材上以PVD被覆有TiAlN的刀片，在以下的條件下用旋床切削外徑。切削方式連續(xù)切削切削速度140m/分進(jìn)給量0.1mm/rev.切入量0.2mm切削油水溶性切削液(連續(xù)注油)各供試材的切削性由工具壽命[刀片的后刀面的磨耗量達(dá)到0.25mm的切削時(shí)間(分)]表示。各供試材的基體組織、Cu析出物的平均粒徑、殘留奧氏體的面積率、常溫下的拉伸試驗(yàn)結(jié)果和工具壽命顯示表2中。<table>tableseeoriginaldocumentpage17</column></row><table>表2續(xù)組織、機(jī)械性質(zhì)以及切削性的評價(jià)<table>tableseeoriginaldocumentpage18</column></row><table>注(1)淬火M:淬火馬氏體。回火M:回火馬氏體。本發(fā)明的組成范圍內(nèi)的鑄鋼AL之中，.以滿足55(TCTTC(其中T=710_27Ni%)的要件的溫度進(jìn)行了回火處理的本發(fā)明的范圍內(nèi)的供試材A1L1，均具有以回火馬氏體為主體的基體組織，基體組織每100pm2中平均粒徑為0.1|am以上的比較大的Cu析出物分析有5100個(gè)左右。如表2所示，供試材A1L1中，Cu析出物的平均粒徑均處于0.10.4pm的范圍內(nèi)，殘留奧氏體的面積率為10%以下，作為切削性的指標(biāo)的工具壽命為50分鐘以上，0.2%屈服強(qiáng)度為880MPa以上，抗拉強(qiáng)度為950MPa以上。由這些數(shù)據(jù)可知，本發(fā)明的范圍內(nèi)的供試材A1L1具有優(yōu)異的切削性和高的強(qiáng)度。特別是Cu析出物的平均粒徑處于0.150.3nm的優(yōu)選范圍內(nèi)的供試材C3、D2、D3、F2、F3以及Mn和S含量多的供試材Gl，工具壽命在70分鐘以上，顯示出優(yōu)異的切削性。含有Mo和W的供試料Hl和Il，與同程度含有Mo和W以外的元素的供試材F2相比，0.2%屈服強(qiáng)度高。由此可知，通過Mo和W的添加，強(qiáng)度提高。對于Ni含量為4.0質(zhì)量％的鑄鋼F，以與上述相同的條件進(jìn)行淬火后，實(shí)施以各溫度保持4小時(shí)后空冷至常溫的回火處理，測定常溫下的抗拉強(qiáng)度和0.2%屈服強(qiáng)度，并且測定殘留奧氏體量。結(jié)果顯示在圖1中。適合鑄鋼F的回火溫度的上限T為710—27X4.0(Ni%)=602°C。通過圖l與本發(fā)明的范圍內(nèi)供試材F1F3和本發(fā)明的范圍外的供試材F11F13的對比可知，在550。C60(TC的回火溫度下得到的鑄鋼F，Cu析出物的平均粒徑處于0.120.25pm的范圍，殘留奧氏體的面積率少至10%以下，0.2%屈服強(qiáng)度高達(dá)880MPa以上，工具壽命長至60分鐘以上，具有優(yōu)異的切削性和高的強(qiáng)度。相對于此，雖然處于本發(fā)明的組成范圍內(nèi)，但以低于下限溫度(550°C)的溫度進(jìn)行了回火處理的供試材Cll、Dll、Ell、Fll、Kll和Lll，只有平均粒徑低于O.lpm(數(shù)十nm左右)的微細(xì)的Cu析出物分散在基體組織中，殘留奧氏體為微量的1.0%以下，0.2%屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度雖然高，但工具壽命在30分鐘以下，切削性不充分。這被認(rèn)為是由于回火溫度過低，因此來自馬氏體的軟化和Cu析出物的粗大化的硬化能的降低不充分。另外，雖然處于本發(fā)明的組成范圍內(nèi)，但以超過上限溫度T的溫度進(jìn)行了回火處理的供試材C12、D12、E12、F12、K12和L12，在基體組織中未觀察到Cu析出物，殘留奧氏體的面積率超過10%，工具壽命短至30分鐘，0.2X屈服強(qiáng)度低至大約650MPa以下，切削性和強(qiáng)度均差。這被認(rèn)為是由于回火溫度過高，因此不僅Cu析出物在基體中固溶，而且大量的逆相變奧氏體和淬火馬氏體生成。以比上述溫度T高約8(TC的68(TC進(jìn)行回火處理的供試材F13，雖然殘留奧氏體的面積率少至3.3%，但是工具壽命短到24分鐘，0.2%屈服強(qiáng)度也低至683MPa，切削性和強(qiáng)度差。供試材F13的基體組織以淬火馬氏體為主體，基體組織中沒有Cu析出物。這被認(rèn)為是由于回火溫度顯著過高，因此Cu析出物在基體中固溶，逆相變奧氏體相變?yōu)榇慊瘃R氏體，雖然殘留奧氏體減少，但是基體組織成為淬火馬氏體主體，回火效果消失。組成和CNNb值某一項(xiàng)在本發(fā)明的范圍外的供試材MllT11，切削性、0.2%屈服強(qiáng)度、強(qiáng)度和拉伸率至少有一個(gè)差。Cr含量、CNNb值和Ni含量超過本發(fā)明的上限的供試材Mll、Qll和Tll，殘留奧氏體的面積率超過10%，工具壽命短至30分鐘以下，另外0.2%屈服強(qiáng)度不充分。超過上限T的回火處理溫度的供試材Tll中不存在Cu析出物。C過多的供試材Nll雖然0.2%屈服強(qiáng)度高，但是Nb(CN)共晶碳氮化物的過剩析出導(dǎo)致切削性差。Cu含量過少的比較例011雖然切削性良好，但0.2%屈服強(qiáng)度低。這被推測是由于Cu不足導(dǎo)致無法顯現(xiàn)出充分析出硬化。Cu過多的供試材Pll，Nb過多CNNb值低于本發(fā)明的下限的供試材Rll和N過多的供試材Sll雖然切削性良好，但是殘留奧氏體的面積率均少，常溫拉伸率在1.0%以下，延性差。拉伸率降低的原因被認(rèn)為是由于，在供試材P11中，因?yàn)橛羞^剩的Cu，所以在淬火時(shí)發(fā)生Cu的晶界偏析，在供試材Rll中，由于過剩的Nb而產(chǎn)生的Nb(CN)共晶碳氮化物和Nb偏析，另外在供試材S11中，在馬氏體基體中有大量的N固溶，這些分別導(dǎo)致了組織的脆化。特別是供試材的Rll的拉伸率顯著降低至0.1%，0.2%屈服強(qiáng)度不能測定。作為析出硬化型馬氏體系不銹鋼鑄鋼，即使具有優(yōu)異的切削性和高的強(qiáng)度，而拉伸率低得低于1.0%，延性不充分，仍不能用于機(jī)械部件和結(jié)構(gòu)用部件。對相當(dāng)于SCS24材的鑄鋼U進(jìn)行本發(fā)明的回火處理而得到的供試材Ull，關(guān)于殘留奧氏體的面積率、工具壽命、0.2%屈服強(qiáng)度均滿足，但因?yàn)镃含量少，所以鑄造性差。實(shí)施例2為了評價(jià)C含量不同的鑄鋼C、F、J和U的鑄造性，使用圖3(a)和(b)所示的熔液流動(dòng)試驗(yàn)?zāi)＞?(酯固化堿性酚醛樹脂系有機(jī)自硬砂模具)，進(jìn)行熔液注以動(dòng)試驗(yàn)。該試驗(yàn)?zāi)＞?具有配置在中央的截面圓形的直澆口2，和連結(jié)于直澆口2的約有3.5周的旋渦狀的截面矩形的橫澆口3。進(jìn)入橫澆口3的熔液會(huì)形成與鑄造性(熔液流動(dòng)性)相應(yīng)的長度的鑄件。因此，測定在橫澆口3內(nèi)所形成的鑄件的長度(熔液流動(dòng)長度)，據(jù)此能夠評價(jià)熔液流動(dòng)性。在圖3中，各部分尺寸如下。Rb32.9mm，R2二53.4mm，R3=73.6mm，R4=93.9mm，R5=l14.3mm,R6=134.6mm，R7=155,2mm，P=20.8mm，L=108mm，H=100mm，D=35mm，W=10mm，t=10mm。將與實(shí)施例1相同的條件下熔解的各鑄鋼C、F、J和U的熔液以1550。C士5。C的溫度從直澆口2澆鑄到橫澆口3。熔液沿橫澆口3—邊流動(dòng)一邊降溫，凝固。測定熔液從直澆口2流動(dòng)至到達(dá)的前端的距離(mm)，作為熔液流動(dòng)長度。進(jìn)行2次測定，求得平均值。結(jié)果顯示在表3中。[表3]熔液流動(dòng)性的評價(jià)<table>tableseeoriginaldocumentpage21</column></row><table>如表3所示，含有0.08質(zhì)量。/。以上的C的本發(fā)明的鑄鋼C、F禾口J，熔液流動(dòng)長度均為1000mm以上，鑄造性優(yōu)異。相對于此，相當(dāng)于現(xiàn)有的析出硬化型馬氏體系不銹鋼鑄鋼A|SCS24的鑄鋼U(含有0.05質(zhì)量％的C)的熔液流動(dòng)長度為810mm，是鑄鋼C、F和J的80。/。左右，鑄造性差。若比較鑄鋼C、F和J，則可知隨著C含量的增加，熔液流動(dòng)長度變長，鑄造性提高。產(chǎn)業(yè)上的利用可能性本發(fā)明的析出硬化型馬氏體系不銹鋼鑄鋼，適用于在回火后需要進(jìn)行機(jī)械加工，并需要有良好的切削性的用途，例如用于船舶、土木建筑機(jī)械、汽車、化學(xué)工業(yè)、工業(yè)機(jī)械等的螺旋槳(propdler)、軸、泵、閥、旋塞(cock)、葉輪(impeller)、襯板(liner)、套管(casing)、叉鉗(jaw)、鋸齒等機(jī)械或結(jié)構(gòu)用部件。另外利用優(yōu)異的鑄造性，也適于制造具有復(fù)雜和/或薄壁形狀的鑄造品。權(quán)利要求1.一種切削性優(yōu)異的析出硬化型馬氏體系不銹鋼鑄鋼，其特征在于，具有如下組成以質(zhì)量基準(zhǔn)計(jì)含有0.08～0.18％的C、1.5％以下的Si、2.0％以下的Mn、0.005～0.4％的S、13.5～16.5％的Cr、3.0～5.5％的Ni、0.5～2.8％的Cu、1.0～2.0％的Nb和0.12％以下的N，并且C、N和Nb的含量滿足-0.2≤9(C％+0.86N％)-Nb％≤1.0的條件，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，并具有在以回火馬氏體為主體的基體中分散有平均粒徑為0.1～0.4μm的Cu析出物的組織。2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的析出硬化型馬氏體系不銹鋼鑄鋼，其特征在于，所述組織中的殘留奧氏體的面積率為10%以下。3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的析出硬化型馬氏體系不銹鋼鑄鋼，其特征在于，含有1.0質(zhì)量％以下的Mo和/或1.0質(zhì)量％以下的W。4.根據(jù)權(quán)利要求13中任一項(xiàng)所述的析出硬化型馬氏體系不銹鋼鑄鋼，其特征在于，常溫下的0.2%屈服強(qiáng)度為880MPa以上。5.根據(jù)權(quán)利要求14中任一項(xiàng)所述的析出硬化型馬氏體系不銹鋼鑄鋼，其特征在于，通過在淬火后在550。CT。C的溫度實(shí)施回火處理而獲得，其中，T=710—27Ni%。6.—種制造切削性優(yōu)異的析出硬化型馬氏體系不銹鋼鑄鋼的方法，其特征在于，對于具有如下組成的不銹鋼鑄鋼進(jìn)行鑄造，并在淬火后，在550。CT。C的溫度實(shí)施回火處理，其中，T=710—27Ni%，所述不銹鋼鑄鋼以質(zhì)量基準(zhǔn)計(jì)，含有0.080.18%的C、1.5%以下的Si、2.0%以下的Mn、0.0050.4%的S、13.516.5%的Cr、3.05.5%的Ni、0.52.8%的Cu、1.02.0。/。的Nb和0.12。/。以下的N，并且C、N和Nb的含量滿足一0.2《9(C%+0.86N%)—Nb°/?！?.0的條件，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。全文摘要一種析出硬化型馬氏體系不銹鋼鑄鋼，其具有如下組成以質(zhì)量基準(zhǔn)計(jì)，含有0.08～0.18％的C、1.5％以下的Si、2.0％以下的Mn、0.005～0.4％的S、13.5～16.5％的Cr、3.0～5.5％的Ni、0.5～2.8％的Cu、1.0～2.0％的Nb和0.12％以下的N，并且C、N和Nb的含量滿足-0.2≤9(C％+0.86N％)-Nb％≤1.0的條件，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，并具有在以回火馬氏體為主體的基體中分散有平均粒徑為0.1～0.4μm的Cu析出物的組織。文檔編號(hào)C22C38/42GK101688273SQ200880009340公開日2010年3月31日申請日期2008年3月21日優(yōu)先權(quán)日2007年3月22日發(fā)明者原雅德,大塚公輝,川畑將秀,遠(yuǎn)藤誠一申請人:日立金屬株式會(huì)社