CN103874778A

CN103874778A - 铁素体系不锈钢

Info

Publication number: CN103874778A
Application number: CN201280050477.XA
Authority: CN
Inventors: 中村徹之; 太田裕树; 尾形浩行
Original assignee: NKK Corp
Current assignee: JFE Steel Corp; JFE Engineering Corp
Priority date: 2011-10-14
Filing date: 2012-10-11
Publication date: 2014-06-18
Also published as: JP5304935B2; KR101554835B1; EP2767605B1; EP2767605A1; MY153634A; JP2013100595A; US9290830B2; TWI460291B; US20140241931A1; TW201326423A; EP2767605A4; ES2613452T3; KR20140068199A; WO2013054524A1

Abstract

本发明提供一种不添加昂贵元素Mo、W，并且使Nb含量为最小限度的热疲劳特性、高温疲劳特性和抗氧化性优良的铁素体系不锈钢。所述铁素体系不锈钢的特征在于，以质量%计含有C：0.020%以下、Si：3.0%以下、Mn：3.0%以下、P：0.040%以下、S：0.030%以下、Cr：10～25%、N：0.020%以下、Nb：0.005～0.15%、Al：0.20～3.0%、Ti：5×(C%＋N%)～0.5%、Mo：0.1%以下、W：0.1%以下、Cu：0.55～2.0%、B：0.0002～0.0050%、Ni：0.05～1.0%，余量由Fe和不可避免的杂质构成，其中，5×(C%＋N%)中的C%、N%表示各元素的含量(质量%)。

Description

铁素体系不锈钢

技术领域

本发明涉及一种适合用于汽车(automobile)和摩托车(motorcycle)的排气管(exhaust pipe)、催化剂外筒材料(也称为转换器箱(convertercase))、火力发电厂(thermal electric power plant)的排气管道(exhaust airduct)等在高温环境下使用的排气系统部件的铁素体系不锈钢(ferriticstainless steel)。

背景技术

对于在汽车的排气系统环境下使用的排气歧管(exhaust manifold)、排气管、转换器箱、消声器(muffler)等排气系统部件，要求热疲劳特性(thermal fatigue resistance)、高温疲劳特性(high temperature fatigueresistance)、抗氧化性(oxidation resistance)(以下，将它们总称为“耐热性(heat resistance)”)优良。在要求这样的耐热性的用途中，目前大多使用添加了Nb和Si的钢(例如，JFE429EX(15质量%Cr-0.9质量%Si-0.4质量%Nb系)(以下称为Nb-Si复合添加钢))这种含Cr钢。特别可知，Nb大大提高了耐热性。然而，如果含有Nb，则不仅Nb自身的原料成本高，而且钢的制造成本也变高，因此必须开发一种使Nb含量为最小限度并且具有高耐热性的钢。

对于该问题，专利文献1中公开了一种通过复合添加Ti、Cu、B而提高耐热性的不锈钢板。

专利文献2中公开了一种添加了Cu的加工性优良的不锈钢板。

专利文献3中公开了一种添加了Cu、Ti、Ni的耐热铁素体系不锈钢板。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2010-248620号公报

专利文献2：日本特开2008-138270号公报

专利文献3：日本特开2009-68113号公报

发明内容

发明所要解决的问题

然而，对于专利文献1记载的技术而言，由于添加Cu，因此耐连续氧化性(continuous oxidation resistance)差，并且Ti的添加使氧化皮的密合性下降。如果耐连续氧化性不足，则在高温下使用中，氧化皮增大，母材的壁厚减小，因此无法获得优良的热疲劳特性。此外，如果氧化皮的密合性低，则在使用中氧化皮发生剥离，对其它部件产生的影响成为问题。

通常，在评价氧化皮的增加量时，进行测定在高温下等温保持后的氧化增量(weight gain by oxidation)的连续氧化试验(continuousoxidation test)，并且称为耐连续氧化性。在评价氧化皮的密合性时，进行反复升温和降温，研究氧化皮有无剥离(spalling of scale)的反复氧化试验(cyclic oxidation test in air)，并且称为耐反复氧化性。以下，在称为抗氧化性时，表示耐连续氧化性和耐反复氧化性这两者。

对于专利文献2记载的技术而言，由于未添加适量的Ti，因此钢中的C、N与Cr结合，发生在晶界附近形成Cr缺乏层的敏化(sensitization)。在发生敏化时，由于Cr缺乏层中的抗氧化性下降，因此存在有无法得到作为钢的优良抗氧化性的问题。

在专利文献3记载的技术中，未公开将Cu、Ti、Ni元素同时与B复合添加的例子。如果未添加B，则无法获得ε-Cu析出时的微细化效果，存在有无法获得优良的热疲劳特性的问题。

本发明为了解决上述问题，不添加昂贵元素Mo、W，并且使Nb含量为最小限度，通过添加适量的Ni，改善了添加Cu、Ti时下降的抗氧化性。此外，其目的在于，通过添加Al而提供一种热疲劳特性、高温疲劳特性和抗氧化性优良的铁素体系不锈钢。

用于解决问题的方法

发明人为了改善含有Cu和Ti时的抗氧化性下降而反复进行了深入的研究，结果发现通过含有适量的Ni可以对此进行改善。此外，对于反复升温和降温的热疲劳特性来说，含有Cu产生了有效的作用，而另一方面，对于长时间等温保持的高温疲劳特性来说，含有Cu的效果不大。其原因在于，在ε-Cu的析出温度范围中长时间保持时，ε-Cu在短时间内粗大化，无法对强化作出贡献，而在高于ε-Cu的析出温度范围的温度下保持时，仅能得到作为固溶强化的少量贡献。发明人对于同时提高高温疲劳特性的方法进行了反复研究，结果发现含有Al是有效的。

此处，本发明中所谓的“优良的热疲劳特性”，具体是指在以0.5的约束率(restraint ratio)在800℃和100℃之间反复的热疲劳试验中，具有与Nb-Si复合添加钢同等或以上的热疲劳寿命。“优良的抗氧化性”是指即使在大气中、在1000℃下保持300小时也不会产生异常氧化(氧化增量小于50g/m²)，进而在大气中在1000℃和100℃之间反复进行400个循环后也没有产生氧化皮剥离。

所谓“优良的高温疲劳特性”，是指在800℃下施加70MPa的弯曲应力后的高温疲劳寿命与Nb-Si复合添加钢同等或以上。

本发明是对上述见解作了进一步的研究而完成的，其要点如下所述。

[1]一种铁素体系不锈钢，其特征在于，以质量%计含有C：0.020%以下、Si：3.0%以下、Mn：3.0%以下、P：0.040%以下、S：0.030%以下、Cr：10～25%、N：0.020%以下、Nb：0.005～0.15%、Al：0.20～3.0%、Ti：5×(C%＋N%)～0.5%、Mo：0.1%以下、W：0.1%以下、Cu：0.55～2.0%、B：0.0002～0.0050%、Ni：0.05～1.0%，余量由Fe和不可避免的杂质构成，其中，5×(C%＋N%)中的C%、N%表示各元素的含量(质量%)。

[2]如[1]所述的铁素体系不锈钢，其特征在于，以质量%计进一步含有选自REM：0.001～0.08%、Zr：0.01～0.5%、V：0.01～0.5%、Co：0.01～0.5%中的1种以上。

[3]如[1]或[2]所述的铁素体系不锈钢，其特征在于，以质量%计进一步含有选自Ca：0.0005～0.0030%、Mg：0.0002～0.0020%中的1种以上。

发明效果

根据本发明，可以得到一种在不添加昂贵元素Mo、W，并且使Nb含量为最小限度的情况下，在800℃下具有与Nb-Si复合添加钢同等或以上的热疲劳特性、高温疲劳特性以及抗氧化性的铁素体系不锈钢，因此对于汽车用排气系统部件极其有效。

附图说明

图1是说明热疲劳试验片(thermal fatigue test specimen)的图。

图2是说明热疲劳试验中的温度、约束条件(restraint conditions)的图。

图3是说明Cu量对热疲劳特性(寿命)所产生的影响的图。

图4是说明Ni量对耐连续氧化性(氧化增量(weight gain byoxidation))所产生的影响的图。

图5是说明Ni量对耐反复氧化性(氧化增量和氧化皮有无剥离)所产生的影响的图。

图6是说明进行高温疲劳试验的疲劳试验片的图。

图7是说明Al量对高温疲劳特性(破损循环数)所产生的影响的图。具体实施方式

首先，使用附图对完成本发明的基础试验进行说明。

1.基础试验

以下，规定钢的成分组成的成分%，全部表示质量%。

对成分组成以C：0.010%、N：0.012%、Si：0.5%、Mn：0.3%、Cr：14%、Ti：0.25%、B：0.0015%、Al：0.3%为基础，并且其中Cu、Ni分别在0.3～3.0%、0.03～1.3%的范围内改变多种含量的钢进行实验室熔炼，制成30kg的钢锭(ingot)。加热到1170℃后，进行热轧(hotrolling)，制成厚度35mm×宽度150mm的薄板坯。再将该薄板坯分成两份，对其中一份进行热锻，制成截面为30mm×30mm的方钢，在900～1000℃的温度范围退火，然后进行机械加工，由此制作如图1所示尺寸的热疲劳试验片，进行热疲劳试验。

1.1关于热疲劳试验

图2表示热疲劳试验方法。以10℃/秒的加热速度和10℃/秒的冷却速度在100℃～800℃之间反复加热、冷却热疲劳试验片，同时以0.5的约束率(restraint ratio)反复施加应变，测定热疲劳寿命。在100℃和800℃下的保持时间均设为2分钟。另外，上述热疲劳寿命是根据日本材料学会标准高温低循环试验法标准，将100℃下检测到的载荷除以图1所示的试验片均热平行部的截面积(cross-sectional area)而计算出应力(stress)，并将相对于第5个循环(cycle)的应力下降至75%的循环数作为热疲劳寿命。另外，作为比较，对于Nb-Si复合添加钢(15%Cr-0.9%Si-0.4%Nb)也进行同样的试验。

图3表示热疲劳试验的结果。由图3可知，通过将Cu量设定为0.55%以上且2.0%以下，可以得到与Nb-Si复合添加钢的热疲劳寿命(约900个循环)同等或以上的热疲劳寿命。

对上述分为两份的薄板坯中的另一份，经过热轧、热轧板退火(annealing hot rolled sheets)、冷轧(cold rolling)、最终退火(finishingannealing)的工序，制成板厚为2mm的冷轧退火板。从所得的冷轧退火板上切下30mm×20mm的试验片，在该试验片上部开出4mmφ的孔，并用#320砂纸(emery paper)对表面和端面进行研磨。脱脂后，进行连续氧化试验和反复氧化试验。

1.2关于连续氧化试验

将上述试验片在加热至1000℃的大气气氛的炉中保持300小时，测定保持前后的试验片质量差，求出每单位面积的氧化增量(g/m²)。各实施2次试验，将1次中得到50g/m²以上的结果的情况评价为异常氧化。

图4表示Ni量对耐连续氧化特性所产生的影响。由该图可知，通过将Ni量设定为0.05%以上且1.0%以下，可以防止异常氧化的发生。

1.3关于反复氧化试验

使用上述试验片，在大气中进行400个循环的反复加热、冷却至100℃×1分钟和1000℃×20分钟的热处理。测定试验前后的试验片质量差，计算每单位面积的氧化增量(g/m²)，同时确认有无从试验片表面上剥离的氧化皮。将氧化皮剥离显著的情况评价为不合格，将未观察到剥离的情况评价为合格。另外，上述试验中的加热速度为5℃/秒，冷却速度为1.5℃/秒。

图5表示Ni量对耐反复氧化特性所产生的影响。由该图可知，通过将Ni量设定为0.05%以上且1.0%以下，可以防止氧化皮剥离。

由上可知，为了防止异常氧化和氧化皮剥离，必须将Ni量设定为0.05%以上且1.0%以下。

1.4高温疲劳试验(high temperature fatigue test)

以C：0.010%、N：0.012%、Si：0.5%、Mn：0.3%、Cr：14%、Ti：0.25%、B：0.0015%、Cu：1.4%、Ni：0.3%的成分组成作为基础。并对其中Al量在0.03～3.1%的范围内进行多种变化的钢进行实验室熔炼，制成30kg的钢锭。加热到1170℃后，进行热轧，制成厚度35mm×宽度150mm的薄板坯。再将该薄板坯分成两份，对其中一份进行热轧、热轧板退火、冷轧、最终退火的工序，制成板厚为2mm的冷轧退火板。由如此所得的冷轧退火板制作图6所示形状的疲劳试验片，进行下述的高温疲劳试验。

使用上述试验片，由Schenck式疲劳试验机在800℃下以1300rpm对钢板表面负载70MPa的弯曲应力。将这时试验片发生破损的循环数(破损反复次数)作为高温疲劳寿命进行评价。

图7是表示Al量对破损循环数(=高温疲劳特性)所产生的影响的曲线图。由该图可知，通过含有0.2～3.0%范围的Al，可以得到与Nb-Si复合添加钢同等或以上的高温疲劳特性。

2.成分组成

接着，对本发明铁素体系不锈钢的成分组成的规定理由进行说明。需要说明的是，以下所示的成分%全部表示质量%。

C：0.020%以下

C是对于提高钢的强度有效的元素，但是如果含有超过0.020%，则韧性和成形性显著下降。因此，在本发明中，将C设定为0.020%以下。另外，从确保成形性的观点考虑，C越低越优选，并优选为0.015%以下。更加优选为0.010%以下。另一方面，为了确保作为排气系统部件的强度，C优选为0.001%以上，更优选为0.003%以上。

Si：3.0%以下

Si是用于提高抗氧化性的重要元素。通过含有0.1%以上，可以得到该效果。在需要更优良的抗氧化性时，优选含有0.3%以上。然而，超过3.0%的含量，不仅导致加工性下降，而且导致氧化皮剥离性下降。因此，将Si量设定为3.0%以下。更优选为0.2～2.0%的范围。进一步优选为0.3～1.0%的范围。

Mn：3.0%以下

Mn是提高钢强度的元素，并且还具有作为脱氧剂的作用。此外，还抑制了含有Si时的氧化皮的剥离。为了得到该效果，优选为0.1%以上。然而，超过3.0%的含量，不仅导致氧化增量显著增加，而且在高温下容易生成γ相，导致耐热性下降。因此，将Mn量设定为3.0%以下。优选为0.2～2.0%的范围。进一步优选为0.2～1.0%的范围。

P：0.040%以下

P是导致韧性下降的有害元素，优选尽可能地降低。因此，在本发明中，将P量设定为0.040%以下。优选为0.030%以下。

S：0.030%以下

S是使伸长率和r值下降，从而对成形性产生不良影响，同时还导致作为不锈钢基本特性的耐腐蚀性下降的有害元素，因此优选尽可能地降低。因此，在本发明中，将S量设定为0.030%以下。优选为0.010%以下。进一步优选为0.005%以下。

Cr：10～25%

Cr是对于提高作为不锈钢特征的耐腐蚀性、抗氧化性有效的重要元素，当其低于10%时，无法获得充分的抗氧化性。另一方面，Cr是在室温下使钢固溶强化、硬质化、低延展性化的元素。特别是在含有超过25%时，上述弊端变得显著，因此将上限设定为25%。因此，将Cr量设定为10～25%的范围。更优选为12～20%的范围。进一步优选为14～16%的范围。

N：0.020%以下

N是使钢的韧性和成形性下降的元素，如果含有超过0.020%，则成形性显著下降。因此，将N设定为0.020%以下。另外，从确保韧性、成形性的观点考虑，优选尽可能地减少N，并优选为0.015%以下。

Nb：0.005～0.15%

Nb是具有与C、N形成碳氮化物而将其固定，从而提高耐腐蚀性、成形性、焊接部的耐晶界腐蚀性的作用，同时还具有使高温强度上升而提高热疲劳特性、高温疲劳特性效果的元素。特别是在本发明中，可以通过使ε-Cu的析出更微细化，从而大大提高热疲劳特性和高温疲劳特性。为了获得该效果，必须含有0.005%以上。但是，Nb是昂贵的元素，并且当其在热循环中形成Laves相(Fe₂Nb)且粗大化时，存在有无法对高温强度作出贡献的问题。此外，含有Nb会导致钢的再结晶温度上升，因此需要提高退火温度，导致制造成本提高。因此，将Nb量的上限设定为0.15%。因此，将Nb量设定为0.005～0.15%的范围。优选为0.01～0.15%的范围，更优选为0.02～0.10%的范围。

Mo：0.1%以下

Mo是通过固溶强化而显著增加钢的强度，并由此提高耐热性的元素。然而Mo是昂贵的元素，而且在本发明这种含有Ti、Cu、Al的钢中导致抗氧化性下降，因此从本发明的宗旨考虑，并不积极添加。但有时会从作为原料的废料等中混入0.1%以下。因此，将Mo量设定为0.1%以下。优选为0.05%以下。

W：0.1%以下

W和Mo同样地是通过固溶强化而显著增加钢的强度，并由此提高耐热性的元素。然而，W和Mo同样也是昂贵的元素，而且具有使不锈钢的氧化皮稳定化的效果，增加了在除去退火中生成的氧化皮时的负荷，因此并不积极添加。但有时会从作为原料的废料等中混入0.1%以下。因此，将W量设定为0.1%以下。优选为0.05%以下。更优选为0.02%以下。

Al：0.20～3.0%

Al是公知的有效提高抗氧化性和耐高温盐害腐蚀性的元素。在本发明中，Al是提高高温疲劳特性的重要元素。当其为0.20%以上时，可以实现该效果。另一方面，如果超过3.0%，则钢的韧性显著下降，容易产生脆性断裂，从而无法得到优良的高温疲劳特性，因此将Al量设定为0.20～3.0%的范围。优选为0.30～1.0%的范围。可以最为均衡地获得高温疲劳特性、抗氧化性和韧性的范围是0.3～0.6%的范围。

Cu：0.55～2.0%

Cu是对提高热疲劳特性非常有效的元素。这是由ε-Cu的析出强化引起的，如图3所示，Cu量必须为0.55%以上。另一方面，Cu会导致抗氧化性和加工性下降，而如果超过2.0%，则导致ε-Cu的粗大化，反而会使热疲劳特性下降。因此，将Cu量设定为0.55～2.0%的范围。优选为0.7～1.6%的范围。如后所述，仅含有Cu，无法获得充分的热疲劳特性提高效果。通过复合添加B，使得ε-Cu微细化，提高了热疲劳特性。

Ti：5×(C%＋N%)～0.5%

Ti和Nb同样地具有固定C、N，提高耐腐蚀性、成形性、焊接部的耐晶界腐蚀性的作用。在本发明中，由于不积极添加Nb，因此Ti成为用于固定C、N的重要元素。为了获得该效果，必须含有5×(C%＋N%)以上。此处，5×(C%＋N%)中的C%、N%表示各元素的含量(质量%)。当含量小于该值时，无法完全固定C、N，发生敏化，结果抗氧化性下降。此外，由于在Ti不足的情况下，Al与N发生结合，因此将无法获得在本发明中重要的通过Al的固溶强化而产生的高温疲劳特性提高效果。另一方面，如果超过0.5%，则钢的韧性和氧化皮的密合性(=耐反复氧化性)下降，因此将Ti量设定为5×(C%＋N%)～0.5%的范围。优选为0.15～0.4%的范围。更优选为0.2～0.3%的范围。

B：0.0002～0.0050%

B不仅提高加工性、特别是二次加工性，而且在含Cu钢中使ε-Cu微细化，从而提高高温强度，因此在本发明中是对提高热疲劳特性有效的重要元素。如果不添加B，则ε-Cu容易粗大化，无法充分获得通过含有Cu而产生的热疲劳特性提高效果。该效果可以通过含有0.0002%以上的B而获得。另一方面，如果超过0.0050%，则导致钢的加工性、韧性下降。因此，将B量设定为0.0002～0.0050%的范围。优选为0.0005～0.0030%的范围。

Ni：0.05～1.0%

Ni是本发明中的重要元素。Ni是不仅提高钢的韧性，而且提高抗氧化性的元素。为了获得该效果，必须含有0.05%以上。当未添加Ni或其含量少于该范围时，因含Cu和含Ti而导致抗氧化性下降。如果抗氧化性下降，则氧化量增加，导致母材的板厚减小。此外，由于氧化皮剥离，成为了裂纹的起点，从而无法获得优良的热疲劳特性。另一方面，由于Ni是昂贵的元素，并且是强力的γ相形成元素，因此超过1.0%的含量，会在高温下生成γ相，反而会导致抗氧化性下降。因此，将Ni量设定为0.05%～1.0%的范围。优选为0.08%～0.5%的范围，更优选为0.15～0.3%的范围。

以上是本发明的铁素体系不锈钢的基本化学成分。此外，从提高耐热性的观点考虑，可以在下述范围内含有选自REM、Zr、V和Co中的1种以上作为可选元素。

REM：0.001～0.08%、Zr：0.01～0.5%

REM(稀土元素)和Zr均为改善抗氧化性的元素，在本发明中根据需要而添加。为了获得该效果，REM优选为0.001%以上，Zr优选为0.01%以上。但是，含有超过0.08%的REM，使钢脆化，并且，含有超过0.5%的Zr，导致Zr金属间化合物析出，使钢脆化。因此，在含有REM时，其量优选为0.001～0.08%的范围，在含有Zr时，其量优选为0.01～0.5%的范围。

V：0.01～0.5%

V不仅是对提高抗氧化性有效的元素，而且是对提高高温强度有效的元素。为了获得该效果，优选为0.01%以上。但是，超过0.5%的含量，会析出粗大的V(C、N)，使韧性下降。因此，在含有V时，其量优选为0.01～0.5%的范围。更优选为0.03～0.4%的范围。进一步优选为0.05～0.25%的范围。

Co：0.01～0.5%

Co是提高韧性的有效元素，同时还是提高高温强度的元素。为了获得该效果，优选为0.01%以上。但是，Co是昂贵的元素，并且即使含有超过0.5%，上述效果也饱和。因此，在含有Co时，其量优选为0.01～0.5%的范围。更优选为0.02～0.2%的范围。

进一步，从提高加工性、制造性的观点考虑，可以在下述范围内含有选自Ca、Mg中的1种以上作为可选元素。

Ca：0.0005～0.0030%

Ca是防止因连铸时容易产生的Ti系夹杂物析出而导致喷嘴闭塞的有效成分。通过含有0.0005%以上，可以实现该效果。然而，为了获得不产生表面缺陷的良好的表面性状，必须将其设定为0.0030%以下。因此，在含有Ca时，其量优选为0.0005～0.0030%的范围。更优选为0.0005～0.0020%的范围。进一步优选为0.0005～0.0015%的范围。

Mg：0.0002～0.0020%

Mg是对提高钢坯的等轴晶率从而提高加工性、韧性有效的元素。在本发明这种添加Ti的钢中，还具有抑制Ti的碳氮化物粗大化的效果。通过含有0.0002%以上，可以实现该效果。如果Ti的碳氮化物粗大化，则会成为脆性裂纹的起点，因此钢的韧性大大下降。另一方面，如果Mg量超过0.0020%，则导致钢的表面性状变差。因此，在含有Mg时，其量优选为0.0002～0.0020%的范围。更优选为0.0002～0.0015%的范围。进一步优选为0.0004～0.0010%的范围。

3.制造方法

接着，对本发明的铁素体系不锈钢的制造方法进行说明。

对于本发明的不锈钢的制造方法而言，只要是铁素体系不锈钢的常规制造方法则可以适宜使用，没有特别限定。例如，可以通过转炉(steel converter)、电炉(electric furnace)等公知的熔炼炉(melting furnace)熔炼钢，或进一步经过钢包精炼(ladle refining)、真空精炼(vacuumrefining)等二次精炼(secondary refining)，制成具有上述本发明成分组成的钢。接着，优选通过连铸法(continuous casting)或铸锭(ingot casting)-开坯轧制法(blooming rolling)制成钢片(钢坯、slab)，之后经过热轧(hotrolling)、热轧板退火(hot rolled annealing)、酸洗(pickling)、冷轧(coldrolling)、最终退火(finishing annealing)、酸洗(pickling)等各工序，制成冷轧退火板(cold rolled and annealed sheet)。

另外，对于上述冷轧而言，可以进行一次冷轧或者隔着中间退火(process annealing)的两次以上的冷轧。此外，冷轧、最终退火、酸洗各工序可以重复进行。进一步，根据情况，也可以省略热轧板退火，在要求钢板表面的光泽性时，在冷轧后或最终退火后，还可以实施平整轧制(skin pass rolling)。

对于更优选的制造方法而言，优选将热轧工序和冷轧工序的一部分条件设定为特定的条件。在炼钢中，优选通过转炉或电炉等熔炼含有前述必要成分和根据需要添加的成分的钢水，再通过VOD法(Vacuum Oxygen Decarburization method)进行二次精炼。熔炼后的钢水可以通过公知的制造方法制成钢原材，但从生产率和品质的观点考虑，优选采用连铸法。

将连铸所得的钢原材例如加热至1000～1250℃，并通过热轧制成所期望板厚的热轧板。当然，也可以加工成板材以外的形式。对于该热轧板，根据需要，实施600～900℃的罩式退火(batch annealing)或者900～1100℃的连续退火(continuous annealing)，然后通过酸洗等脱去氧化皮，制成热轧板制品。此外，根据需要也可以在酸洗前通过抛丸清理(shot blasting)除去氧化皮(descale)。

进一步，为了得到冷轧退火板，将上述所得的热轧退火板经过冷轧工序而制成冷轧板。在该冷轧工序中，根据生产情况，可以根据需要进行含中间退火的两次以上的冷轧。将一次或由两次以上的冷轧构成的冷轧工序的总轧制率设定为60%以上，优选为70%以上。

对于冷轧板，实施850～1150℃，更优选为850～1050℃的连续退火(最终退火)，接着实施酸洗，制成冷轧退火板。此外，根据用途，还可以在酸洗后施加轻度的轧制(平整轧制等)，对钢板形状、品质进行调整。

使用如此制造所得的热轧板制品或冷轧退火板制品，根据各自的用途施加弯曲加工等，成形为汽车或摩托车的排气管、催化剂外筒材料和火力发电厂的排气管道或燃料电池相关部件(例如隔板(separator)、互连器(inter connector)、改质器)等。

用于焊接这些部件的焊接方法，没有特别限定，可以应用MIG(Metal Inert Gas)、MAG(Metal Active Gas)、TIG(Tungsten Inert Gas)等通常的电弧焊接(arc welding)方法；点焊(spot welding)、缝焊(seamwelding)等电阻焊接(resistance welding)方法；以及电缝焊接(electricresistance welding)方法等高频电阻焊接(high frequency resistancewelding)、高频感应焊接(high frequency induction welding)。

实施例1

在真空熔炼炉中熔炼具有表1所示的成分组成的No.1～23、27～40的钢，进行铸造，制成30kg钢锭。加热至1170℃后，进行热轧，制成厚度35mm×宽度150mm的薄板坯。再将该薄板坯分成两份，对其中一份进行锻造，制成截面为30mm×30mm的方钢，在850～1050℃下退火，然后进行机械加工，制作如图1所示尺寸的热疲劳试验片。接着，进行下述的热疲劳试验。对于退火温度来说，一边在记载的范围内确认组织，一边针对每种成分进行设定。以后的退火也同样如此。

热疲劳试验(thermal fatigue test)

将上述试验片在100～800℃之间反复加热、冷却的同时，以图2所示的0.5的约束率反复施加应变，测定热疲劳寿命。在100℃和800℃下的保持时间均设为2分钟。另外，上述热疲劳寿命是根据日本材料学会标准高温低循环试验法标准，将100℃下检测到的载荷除以图1所示的试验片均热平行部的截面积而计算出应力，并将相对于初始应力下降至75%的循环数作为热疲劳寿命。另外，作为比较，对于Nb-Si复合添加钢(15%Cr-0.9%Si-0.4%Nb)也进行同样的试验。

对上述分为两份的薄板坯中的另一份，加热至1050℃后，进行热轧，制成板厚为5mm的热轧板。然后在900～1050℃下进行热轧板退火，酸洗，并通过对热轧退火板进行冷轧，使板厚达到2mm，再在850～1050℃下进行最终退火，制成冷轧退火板。将其进行下述的氧化试验。另外，作为参考，对于Nb-Si复合添加钢(表1的No.27)，也与上述同样地制作冷轧退火板，并进行评价试验。

连续氧化试验(continuous oxidation test)

从上述所得的各种冷轧退火板上切下30mm×20mm的样品，在该样品上部开出4mmφ的孔，并用#320砂纸对表面和端面进行研磨。脱脂后，在加热保持为1000℃的大气气氛炉中保持300小时。试验后，测定样品的质量，求出与预先测定的试验前的质量之差，计算氧化增量(g/m²)。另外，各实施2次试验，将较大的值作为该钢的评价值。将可以得到50g/m²以上的结果的情况评价为异常氧化。

反复氧化试验(cyclic oxidation test)

使用上述试验片，在大气中进行400个循环的反复加热、冷却至100℃×1分钟和1000℃×20分钟的热处理。测定试验前后的试验片质量差，计算每单位面积的氧化增量(g/m²)，同时确认有无从试验片表面上剥离的氧化皮。将可以观察到氧化皮剥离的情况评价为不合格，将未观察到氧化皮剥离的情况评价为合格。另外，上述试验中的加热速度为5℃/秒，冷却速度为1.5℃/秒。

高温疲劳试验(high temperature fatigue test)

由上述所得的冷轧退火板制作图6所示形状的疲劳试验片，进行下述的高温疲劳试验。

通过Schenck式疲劳试验机在800℃下以1300rpm使钢板表面负载70MPa的弯曲应力。将这时直至试验片产生破损的循环数(破损反复次数)作为高温疲劳寿命进行评价。

所得的结果示于表1-1和表1-2。

表1-1

表1-2

如表1-1和表1-2表明那样，本发明例均显示出与Nb-Si复合添加钢同等或以上的热疲劳特性、高温疲劳特性以及抗氧化性，确认实现了本申请发明的目标。

产业上的可利用性

本发明的钢不仅能够适用于汽车等的排气系统部件，也能够适用于要求同样的特性的火力发电系统的排气系统部件、固体氧化物型燃料电池用部件。

Claims

1.一种铁素体系不锈钢，其特征在于，以质量%计含有C：0.020%以下、Si：3.0%以下、Mn：3.0%以下、P：0.040%以下、S：0.030%以下、Cr：10～25%、N：0.020%以下、Nb：0.005～0.15%、Al：0.20～3.0%、Ti：5×(C%＋N%)～0.5%、Mo：0.1%以下、W：0.1%以下、Cu：0.55～2.0%、B：0.0002～0.0050%、Ni：0.05～1.0%，余量由Fe和不可避免的杂质构成，

其中，5×(C%＋N%)中的C%、N%表示各元素的质量%含量。

2.如权利要求1所述的铁素体系不锈钢，其特征在于，以质量%计进一步含有选自REM：0.001～0.08%、Zr：0.01～0.5%、V：0.01～0.5%、Co：0.01～0.5%中的1种以上。

3.如权利要求1或2所述的铁素体系不锈钢，其特征在于，以质量%计进一步含有选自Ca：0.0005～0.0030%、Mg：0.0002～0.0020%中的1种以上。