CN112368411A - 奥氏体系不锈钢板 - Google Patents

Abstract

提供高温疲劳特性优异的奥氏体系不锈钢板，其能够应用于汽车的排气歧管、涡轮排气管等的在400℃～600℃的温度下负载振动的部件。一种高温疲劳特性优异的奥氏体系不锈钢板，其特征在于，以质量％计含有C：0.002～0.3％、Si：1.0～4.0％、Mn：0.05～3.0％、P：0.01～0.05％、S：0.0001～0.01％、Ni：5～15％、Cr：15～30％、Mo：0.5～4.0％、N：0.01～0.3％，余量包含Fe及不可避免的杂质，且满足Si+Mo≥1.8％，并且，满足规定了晶界长度的A+B＞2.5mm/mm²。

Description

奥氏体系不锈钢板

技术领域

本发明涉及奥氏体系不锈钢板。其特别适合用于在高温环境中受到以振动为起因的高循环疲劳的耐热部件的原材料，例如很适合用于汽车的排气歧管、涡轮排气管。

背景技术

汽车的排气歧管、前管(front pipe)、中心管(center pipe)、消声器以及用于排气净化的环境应对部件，为了使高温的排气稳定地通气而使用耐氧化性、高温强度、热疲劳特性等的耐热性优异的材料。另外，由于也是由通过排气冷凝而产生的包含硝酸根离子、硫酸根离子的pH低的冷凝水(以下称为冷凝水。)导致的腐蚀环境，因此也要求耐蚀性优异。从排气限制的强化、发动机性能的提高、车身轻量化等的观点出发，对于这些部件，也较多地使用不锈钢。

另外，近年来，排气限制的强化进一步强烈起来，除此以外，从燃油经济性能的提高、小型化(down sizing)等的动向来看，特别是从发动机正下方的排气歧管通过的排气的温度存在上升的倾向。而且，搭载涡轮增压器之类的增压器的情况也变多，也有用涡轮排气管代替以往的排气歧管的动向。因此，对于被使用于排气歧管、涡轮排气管的不锈钢，要求耐热性更加提高。关于排气温度的上升，也预估到以往为900℃左右的排气温度会上升到1000℃左右。

另外，为了催化剂的排气净化效率上升，将排气歧管、排气管制成双重管结构来绝热，从而抑制排气温度的降低。在双重管结构的情况下，内管由于与高温的排气接触因此成为900℃以上的高温，但外管只上升到400℃～600℃。另外，外管由于来自发动机和路面的振动的影响变大，因此也有时实施用于减振的波纹管加工(对管施加如蛇腹那样的峰谷的加工)，它是需要高温疲劳特性的部件。

以往，作为为了抑制来自发动机和路面的振动而使用了实施了波纹管加工的挠性管的例子，在专利文献1及2中作为挠性管用途公开了一种高温疲劳特性优异的奥氏体系不锈钢。

根据专利文献1，通过添加Nb和N，能够提高在400℃下的高温疲劳强度。根据专利文献2，通过添加Nb和Si，能够使在600℃下的高温疲劳强度提高。

在专利文献1中，公开了一种添加0.05～0.3％N及0.05～0.3％Nb、且满足Nb+N≥0.15％的奥氏体系不锈钢。记载了：上述钢的在400℃下的1×10⁶次疲劳强度达到25kgf/mm²以上。但是，没有在500℃和600℃下的疲劳强度的记载，尚不清楚在该温度区域的疲劳特性是否优异。

在专利文献2中，公开了一种添加1～4％Si及0.05～0.5％Nb、且满足6≥Si％+10Nb％≥4的奥氏体系不锈钢。记载了：上述钢的在600℃下的1×10⁶次疲劳强度达到27.5kgf/mm²以上。但是，没有在400℃和500℃下的疲劳强度的记载，尚不清楚在该温度区域的疲劳特性是否优异。

在专利文献3中，公开了一种含有2.5～4.5％Si及0～0.25％Nb的奥氏体系不锈钢。记载了：Nb为任意添加元素，但从提高高温疲劳强度的观点出发，Nb的添加是重要的。虽然在实施例中公开了500℃、600℃的疲劳极限，但没有在400℃下的疲劳强度的记载，尚不清楚400℃～500℃的疲劳特性是否优异。

在先技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平5-98395号公报

专利文献2：日本特开平5-339682号公报

专利文献3：日本特开2001-59141号公报

发明内容

对于如具有双重管结构的排气歧管等那样遭受来自外部的振动、且在400℃～600℃的温度环境下使用的不锈钢，要求在400℃～600℃的温度区域具有高疲劳强度。

本发明是鉴于上述情况而完成的，其课题是提供即使在400℃～600℃的温度下也具有高温疲劳强度的奥氏体系不锈钢板以及使用了该不锈钢的部件。

为了解决上述课题，本发明人关于奥氏体系不锈钢板及其制造方法，从钢成分、高温疲劳特性的角度进行了详细的研究。其结果发现：通过将钢成分以有助于应变时效硬化为目的而调整为Si+Mo≥1.8％，并适当控制晶界长度，能够获得即使在400℃～600℃的温度下也高温疲劳特性优异的钢板。

解决上述课题的本发明的要旨如下。

(1)一种奥氏体系不锈钢板，其特征在于，

以质量％计，含有

C：0.0020～0.3000％、

Si：1.00～4.00％、

Mn：0.05～3.00％、

Ni：5.00～15.00％、

Cr：15.00～30.00％、

Mo：0.50～4.00％、

N：0.010～0.300％、

V：0.05～1.00％、

Cu：0.10～2.50％、

Al：0.002～0.100％、

P：0.05％以下、

S：0.0100％以下，

余量包含Fe和杂质，且满足Si+Mo≥1.80％，并且，晶界长度满足(式1)。

A+B＞2.5mm/mm²···(式1)

在此，A为每1mm²中的一般晶界长度的总和，B为每1mm²中的Σ3对应晶界长度的总和。

(2)根据(1)所述的奥氏体系不锈钢板，其特征在于，

以质量％计，还含有选自

Nb：0.005～0.300％、

Ti：0.005～0.300％、

B：0.0002～0.0050％、

Ca：0.0005～0.0100％、

W：0.05～3.00％、

Zr：0.05～0.30％、

Sn：0.01～0.50％、

Co：0.03～0.30％、

Mg：0.0002～0.0100％、

Sb：0.005～0.500％、

REM：0.001～0.200％、

Ga：0.0002～0.3000％、

Ta：0.001～1.000％、

Hf：0.001～1.000％

之中的1种或两种以上。

(3)根据上述(1)或(2)所述的奥氏体系不锈钢板，其特征在于，在400℃～600℃且在大气中的平面弯曲疲劳试验中的疲劳极限为250MPa以上。

(4)根据上述(1)～(3)的任一项所述的高温疲劳特性优异的奥氏体系不锈钢板，其特征在于，被使用于排气部件。

(5)根据上述(1)～(3)的任一项所述的奥氏体系不锈钢板，其特征在于，被使用于双重管式排气歧管。

(6)一种排气部件，由上述(1)～(3)的任一项所述的不锈钢板构成。

根据本发明，能够提供400℃～600℃的疲劳强度高、且也能有助于部件的薄壁和轻量化的汽车排气部件用(特别是双重管结构体用)奥氏体系不锈钢。

具体实施方式

以下对本发明进行说明。关于作为耐热用途使用的奥氏体系不锈钢板的特性，虽然重要的是高温强度，但是，特别是在双重管结构的排气歧管、涡轮歧管的情况下，高温疲劳特性极其重要。如上述那样，若双重管结构的排气歧管、涡轮歧管的高温疲劳强度低，则部件会发生起因于行驶中的振动的疲劳裂纹，从而发生排气泄漏，造成部件性能的可靠性降低。

[晶界长度]

一般认为大角度晶界(具有15度以上的相对取向差的晶界)的长度越长，则应变时效硬化越大。冷轧退火后的奥氏体系不锈钢一般具有在晶粒内包含退火孪晶的组织。一般认为，冷轧退火后的奥氏体系不锈钢中的Σ3对应晶界，其大部分是由于退火而产生的孪晶、即退火孪晶。本发明人发现冷轧退火后的奥氏体系不锈钢的Σ3对应晶界也是能够有助于应变时效硬化的晶界，因此，采用每单位面积中的、一般晶界长度A的总和加上退火孪晶(Σ3对应晶界)的晶界长度B的总和所得到的值A+B来作为应变时效硬化的指标。

[成分]

接着，对成分范围进行说明。关于成分含量的％，只要没有特别说明就表示质量％。

(C：0.0020～0.3000％)

关于C，为了形成奥氏体组织和确保高温强度以及高温疲劳强度，将0.0020％作为下限。另一方面，过度的添加除了会使加工硬化过大地增大以外，还因Cr碳化物形成而导致耐蚀性、特别是焊接部(焊接区)的耐晶界腐蚀性劣化，因此将上限设为0.3000％。

进而，若考虑制造成本和热加工性、高温疲劳强度的确保，则优选C含量的下限为0.0100％、上限为0.2500％。进一步优选下限为0.0200％、上限为0.1500％。

(Si：1.00～4.00％)

Si除了有时作为脱氧元素而添加以外，也是通过Si的内部氧化而有助于氧化皮剥离性、高温强度以及高温疲劳强度的提高的元素。特别是在本发明中，在400℃～600℃下的固溶Si的应变时效对高温疲劳强度提升有效，因此将1.00％作为下限。另一方面，超过4.00％的添加会导致过度地硬质化从而使钢板的制造性、管等部件的制造性恶化，因此将上限设为4.00％。

再者，若考虑制造成本、钢板制造时的酸洗性、焊接时的凝固裂纹性，则优选Si含量的上限设为3.50％。进而，若考虑高温强度、高温疲劳强度，则优选Si的下限设为1.50％。进一步优选下限设为2.00％、上限设为3.30％。

(Mn：0.05～3.00％)

Mn为了除了作为脱氧元素来利用以外还确保奥氏体组织形成以及氧化皮密合性，添加0.05％以上。另一方面，超过3.00％的添加会使加工硬化增大，并且夹杂物洁净度、酸洗性变差，因此将上限设为3.00％。

进而，若考虑制造成本，则Mn含量的下限优选为0.10％。进而，若考虑氧化皮密合性、加工硬化性，则Mn含量的上限优选为2.00％。进一步优选下限为0.50％、上限为1.50％。

(P：0.05％以下)

P是降低制造时的热加工性和助长凝固裂纹的元素，因此将上限设为0.05％。P含量的下限可以为0％。考虑到精炼成本，优选将下限设为0.01％。若进一步考虑制造成本，则优选P含量的上限设为0.04％、下限设为0.02％。

(S：0.0100％以下)

S是除了使制造时的热加工性降低以外还使耐蚀性劣化的元素。另外，当形成粗大的硫化物(MnS)时夹杂物洁净度显著恶化，因此将上限设为0.0100％。S含量的下限可以为0％。由于过度的减少会导致精炼成本的增加，因此优选将下限设为0.0001％。

进而，若考虑制造成本、耐氧化性，则优选S含量的上限设为0.0050％、下限设为0.0003％。进一步优选上限设为0.0020％、下限设为0.0005％。(Ni：5.00～15.00％)

Ni是奥氏体组织形成元素，并且是确保耐蚀性、耐氧化性的元素。另外，若低于5.00％，则奥氏体组织的稳定度降低，会显著发生晶粒的粗大化，因此添加5.00％以上。另一方面，过度的添加会招致成本上升和硬质化，因此将上限设为15.00％。

进而，若考虑制造性、高温强度以及耐蚀性，则优选Ni含量的下限设为8.00％、上限设为14.00％。进一步优选下限设为10.00％、上限设为13.00％。

(Cr：15.00～30.00％)

Cr是使耐蚀性、耐氧化性提高的元素，当考虑排气部件环境时，从抑制异常氧化的观点出发，需要添加15.00％以上。另一方面，过度的添加除了导致变为硬质以外还导致成本提高，因此将上限设为30.00％。

进而，若考虑制造成本、钢板制造性、加工性，则优选Cr含量的下限设为16.00％、上限设为25.00％。进一步优选下限设为17.00％、上限设为24.00％。

(Mo：0.50～4.00％)

Mo是使耐蚀性提高的元素，并且是有助于高温强度和高温疲劳强度的提高的元素。特别是在本发明中，在400℃～600℃下的固溶Mo的应变时效对高温疲劳强度提升有效，因此将下限设为0.50％、将上限设为4.00％。

进而，若考虑Mo是有效果的元素以及考虑夹杂物洁净度，则优选Mo含量的下限设为0.80％、上限设为3.00％。进一步优选下限设为1.00％、上限设为2.50％。

(N：0.010～0.300％)

N与C同样是对奥氏体组织形成、高温强度、高温疲劳强度的确保有效的元素。因此，将下限设为0.01％。另一方面，超过0.300％的N的添加会导致常温材质显著硬质化，除了钢板制造阶段的冷加工性变差以外，管等的部件制造性也变差，因此将上限设为0.300％。

进而，从抑制焊接时的气孔、抑制焊接部的晶界腐蚀的观点出发，优选N含量的下限设为0.020％、上限设为0.25％。进一步优选下限设为0.040％、上限设为0.230％。

(V：0.01～1.00％)

V是使耐蚀性提高的元素，并且形成V碳化物而使高温强度提高，因此添加0.01％以上。另一方面，过度的添加会招致合金成本的增加、异常氧化临界温度的降低，因此将上限设为1.00％。

进而，若考虑制造性、夹杂物洁净度，则优选V含量的下限设为0.05％、上限设为0.80％。进一步优选下限设为0.09％、上限设为0.50％。

(Cu：0.10～2.50％)

Cu是对奥氏体组织稳定化、耐氧化性的提高有效的元素，因此添加0.10％以上。另一方面，过度的添加会导致耐氧化性的劣化、制造性的恶化，因此将上限设为2.50％。

进而，若考虑耐蚀性、制造性，则优选Cu含量的下限设为0.14％、上限设为2.0％。进一步优选下限设为0.20％、上限设为1.50％。

(Al：0.002～0.100％)

Al是作为脱氧元素添加、使夹杂物洁净度提高的元素，因此添加0.002％以上。Al量的优选的下限为0.010％，进一步优选的下限为0.030％。另一方面，过度的添加容易引起热加工性的恶化、由酸洗性的降低导致的表面瑕疵的发生。特别是表面瑕疵会成为疲劳裂纹的起点，因此Al含量的上限规定为0.100％。

进一步优选Al含量的上限设为0.060％。

(任意添加元素)

以上为主要元素，余量包含Fe及杂质。进而，也可以代替一部分Fe而含有以下的元素之中的1种或两种以上来作为任意添加元素。

(Nb：0～0.300％)

Nb是与C、N结合而使耐蚀性、耐晶界腐蚀性提高，而且使高温强度提高的元素。由于固定C和N的作用从0.005％起显现，因此可以含有0.005％以上的Nb。另外，超过0.3％的添加会使在钢板制造阶段的热加工性显著劣化，因此将上限设为0.3％。

进而，若考虑高温强度、焊接部的晶界腐蚀性以及合金成本，则优选Nb含量的下限设为0.01％、上限设为小于0.15％。而且，Nb是使再结晶钝化的元素。由于为了满足为获得充分的高温疲劳强度而需要的晶界长度，需要以短时间完成再结晶，因此优选Nb含量的上限设为小于0.02％。

(Ti：0～0.300％)

Ti与Nb同样是为了与C、N结合、使耐蚀性、耐晶界腐蚀性提高而添加的元素。由于固定C和N的作用从0.005％起显现，因此可以含有0.005％以上的Ti。另外，超过0.30％的添加会导致容易发生在铸造阶段的喷嘴堵塞，使制造性显著劣化，因此将上限设为0.30％。

进而，若考虑高温强度、焊接部的晶界腐蚀性以及合金成本，则优选Ti含量的下限设为0.01％、上限设为0.20％。

(B：0～0.0050％)

B是使在钢板制造阶段的热加工性提高的元素，并且具有抑制在常温下的加工硬化的效果，因此可以含有0.0002％以上。但是，过度的添加会因硼碳化物的形成而造成洁净度的降低、耐晶界腐蚀性的劣化，因此将上限设为0.0050％。

进而，若考虑精炼成本、延展性的降低，则优选B含量的下限设为0.0016％、上限设为0.0020％。

(Ca：0～0.0100％)

Ca为了脱硫而根据需要来添加。当低于0.0005％时，该作用不显现，因此可以含有0.0005％以上。另外，若添加量超过0.0100％，则生成水溶性的夹杂物CaS，招致洁净度的降低以及耐蚀性的显著的降低，因此将上限设为0.0100％。

进而，从制造性、表面品质的观点出发，优选Ca含量的下限设为0.0040％、上限设为0.0030％。

(W：0～3.00％)

W有助于耐蚀性和高温强度的提高，因此可以根据需要来添加0.05％以上。超过3.00％的添加会导致硬质化、钢板制造时的韧性劣化、成本增加，因此将上限设为3.00％。

进而，若考虑精炼成本、制造性，则优选W含量的下限设为0.10％、上限设为2.00％。

(Zr：0～0.30％)

Zr由于与C、N结合而使焊接部的耐晶界腐蚀性、耐氧化性提高，因此可以根据需要来添加0.05％以上。但是，超过0.30％的添加会导致成本增加，而且使制造性显著劣化，因此将上限设为0.30％。

进而，若考虑精炼成本、制造性，则优选Zr含量的下限设为0.05％、上限设为0.10％。

(Sn：0～0.50％)

Sn有助于耐蚀性和高温强度的提高，因此可以根据需要来添加0.01％以上。当为0.03％以上时效果变得显著，进而，当为0.05％以上时效果变得更显著。超过0.50％的添加会导致有时发生钢板制造时的板坯裂纹，因此将上限设为0.50％。

进而，若考虑精炼成本、制造性，则优选上限设为0.30％。

(Co：0～0.30％)

Co有助于高温强度的提高，因此可以根据需要来添加0.03％以上。超过0.30％的添加会导致硬质化、钢板制造时的韧性劣化、成本增加，因此将上限设为0.3％。

进而，若考虑精炼成本、制造性，则优选Co含量的下限设为0.03％、上限设为0.10％。

(Mg：0～0.0100％)

Mg有时作为脱氧元素添加，而且，它是对于板坯的组织通过使氧化物微细化分散化而有助于夹杂物洁净度提高和组织微细化的元素。由于这些效果从0.0002％以上起显现，因此可以将下限设为0.0002％来添加Mg。但是，过度的添加会导致焊接性和耐蚀性的劣化、由粗大夹杂物引起的部件加工性的降低，因此将上限设为0.0100％。

若考虑精炼成本，则优选Mg含量的下限设为0.0003％、上限设为0.0050％。

(Sb：0～0.500％)

Sb是在晶界析出而形成提高高温强度的作用的元素。为了获得由添加带来的效果，可以将Sb含量设为0.005％以上。但是，若超过0.500％，则发生Sb偏析，在焊接时发生裂纹，因此将上限设为0.500％。若考虑高温特性、制造成本和韧性，则优选Sb含量的下限设为0.030％、上限设为0.300％。

进一步优选Sb含量的下限设为0.050％、上限设为0.200％。

(REM：0～0.200％)

REM(稀土元素)，对耐氧化性的提高有效，可以根据需要来添加0.001％以上。另外，即使添加超过0.2％，其效果也饱和，并会发生由REM的硫化物引起的耐蚀性降低，因此优选添加0.001～0.2％。若考虑制造成本，则优选将下限设为0.002％、将上限设为0.10％。

REM(稀土元素)遵从于一般的定义。是指钪(Sc)、钇(Y)这两种元素和从镧(La)到镥(Lu)这15种元素(镧系元素)的总称。可以单独添加，也可以为混合物。

(Ga：0～0.3000％)

Ga为了提高耐蚀性、抑制氢脆化，可以添加0.3000％以下，但超过0.3000％的添加会导致生成粗大硫化物，r值劣化。从硫化物和氢化物形成的观点来看，下限设为0.0002％。

进而，从制造性和成本的观点出发，进一步优选为0.0020％以上。

(Ta：0～1.000％；Hf：0～1.000％)

为了提高高温强度，可以将Ta、Hf的各自添加0.001～1.0％。Ta或Hf之中1种的含量为0.001％以上时具有效果，为0.010％以上时能进一步获得高强度。

(杂质元素)

As、Pb等的一般的有害元素、杂质元素，优选尽可能降低。在此，所谓杂质元素，是指在工业性制造钢时，从作为原料的矿石、废料或者制造环境等必然地或者不可避免地混入到钢中的元素。可在不对本发明的奥氏体系不锈钢板给予不良影响的范围内容许这样的杂质元素的含有。作为杂质元素，能够例示以前述的P、S为首的Zn、Pb、Se、H、Tl、Bi等。

[Si+Mo≥1.80％]

Si和Mo为了提高在400℃～600℃下的疲劳强度而被添加。认为该疲劳强度的提高是由于固溶了的Si及Mo产生应变时效的缘故。本发明人认为，关于应变时效，即使单独添加也能显现，但是其容易显现的温度区域根据元素而不同，因此若复合添加Si和Mo，则能够扩大适用温度区域，对高温疲劳强度的提高有效果。在表1-1中示出在使Si和Mo的添加量(单位：质量％)变化了的情况下的疲劳强度。表1-2是在调查由Si和Mo的复合添加带来的高温疲劳强度的提高时使用的钢的基本的钢组成(单位：质量％)。

在Si单独添加的情况下，在400℃以及500℃下满足疲劳强度σ_w≥250MPa，在Mo单独添加的情况下，在500℃以及600℃下满足疲劳强度σ_w≥250MPa，但在Si+Mo≥1.80的复合添加的情况下，在400℃～600℃整个温度区域满足疲劳强度σ_w≥250MPa。即可知：Si在400～500℃范围的温度区域对疲劳强度的提高有效果，Mo在500～600℃范围的温度区域对疲劳强度的提高有效果。因此，通过添加合计为1.80％以上的Si和Mo，能够在400～600℃范围的温度区域获得高的疲劳强度。

表1-1

Si	Mo	Si+Mo	σ<sub>w</sub>(400℃)	σ<sub>w</sub>(500℃)	σ<sub>w</sub>(600℃)
						1.80	0	1.80	270	255	240
0	1.80	1.80	240	260	270
						1.00	0.80	1.80	280	280	270

表1-2

C	Mn	Ni	Cr	N	V
						0.0200～0.1000	0.70～0.80	12.10～13.00	17.10～19.20	0.040～0.100	0.01～1.00

Cu	AI	P	S
				0.10～2.50	0.002～0.100	0.02～0.03	0.0002～0.0003

注)余量为Fe及杂质。

[一般晶界长度A+∑3对应晶界长度B＞2.5mm/mm²]

大角度晶界具有应变蓄积而产生硬化的作用。因此可以认为，一般晶界长度越长，则应变时效硬化的显现频度越高，应变时效硬化越大。奥氏体系不锈钢一般具有在晶粒内导入了退火孪晶的组织。本发明人发现：∑3对应晶界是能够有助于应变时效硬化的晶界。

因此，规定：每单位面积中的一般晶界长度和∑3对应晶界长度的总和大于2.5mm/mm²。

晶界长度的测定，通过从冷轧退火板切取相对于其轧制方向平行的截面，并将其板厚中心作为观察面来如以下那样进行。再者，上述板厚中心是指从冷轧轧制板的表面下板厚1/4深度到背面下板厚1/4深度为止的区域。另外，上述平行的截面的切取部位，只要相对于冷轧轧制板的轧制方向平行就不特别限制。

首先，使用FE-SEM(JEOL公司制)和由个人计算机和照相机控制单元构成的OIMEBSD系统的解析工具(TSL公司制)，在测定倍率1000倍、测定间隔0.5μm、测定视场19mm²下从上述观察面取得晶体取向数据。接着，使用解析程序“OIM Analysis”由上述取得的晶体取向数据测定每1mm²中的全部的晶界长度(包含大角度晶界和小角度晶界)。

在本发明中，一般晶界长度，是从每单位面积中的大角度晶界的长度的总和减去每单位面积中的低能量晶界的长度的总和而算出的值。即，一般晶界长度(单位：mm/mm²)定义为：每1mm²中的大角度晶界的长度的总和减去Σ3以上且Σ29以下的对应晶界的长度的总和而算出的值。

[制造方法]

接着，对制造方法进行说明。本发明的钢板的制造方法包括：炼钢-热轧-退火·酸洗、或者炼钢-热轧-退火·酸洗-冷轧-退火·酸洗的一连串的工序。在炼钢中，电炉熔炼或者转炉熔炼含有上述主要元素成分以及根据需要添加的任意添加元素成分的钢，接着，进行二次精炼的方法较适宜。熔炼的钢液按照公知的铸造方法(连续铸造等)制成板坯。板坯被加热至规定的温度，通过连续轧制而热轧至规定的板厚。热轧后的钢板一般实施热轧板退火和酸洗处理，但是也可以省略热轧板退火。对成为本申请发明的对象的钢板在热轧板退火后(能够省略退火)的工序中实施用于担保需要的晶界长度的制造工序。

热轧退火后的钢板冷轧至规定的板厚。发现：为了制造具有晶界长度成为“一般晶界长度A+Σ3对应晶界长度B＞2.5mm/mm²”的组织的钢板，使冷轧的压下率和其后的退火温度以及退火时间适当是有用的。在压下率大的情况下，大量的应变导入到钢板中，容易获得一般晶界长度长的组织。因此，在本申请中，将冷轧的压下率规定为80％以上。进一步优选为83％以上。

在冷轧后的退火中引起回复再结晶时，会形成晶粒内的Σ3对应晶界。在退火温度超过1100℃的情况下，会在短时间内引起回复再结晶，但若长时间暴露于高温下，则再结晶晶粒生长，一般晶界长度变短。在退火温度过高的情况下，再结晶晶粒显著生长，疲劳强度降低。因此，退火温度优选为1300℃以下。另一方面，在退火温度为1100℃以下的情况下，回复再结晶需要时间，而且Σ3对应晶界的形成变少。因此，在本申请中，关于冷轧后的退火，将退火温度设为1110℃以上，将退火时间设为超过0秒且在55秒以下。优选：将退火温度设为1120℃以上，将退火时间设为40秒以下。由此，能够制造具有前述的晶界长度的高温疲劳强度高的奥氏体系不锈钢板。在冷轧后的退火工序中，升温速度和冷却速度等的除了前述的制造条件以外的制造条件不特别限定。

对冷轧后的退火钢板进行酸洗处理，来除去由于退火而在钢表面形成的氧化皮。酸洗方法可以是硫酸酸洗、硝氟酸酸洗、硝酸电解酸洗等的化学性去氧化皮的任意的方法，可以在适当温度下进行适当时间的熔融碱金属盐浸渍来作为其前处理。

再者，制造工序中的其他条件只要适当选择即可。例如，板坯厚度、热轧板厚等只要适当设计即可。在冷轧中，辊直径、轧制油、轧制道次次数、轧制速度、轧制温度等只要适当选择即可。在冷轧的途中可以插入中间退火，可以是间歇式(分批式)退火也可以是连续式退火。另外，酸洗工序，除了硝酸酸洗、硝酸电解酸洗以外，也可以进行使用硫酸、盐酸的处理。在冷轧板的退火·酸洗后也可以利用张力矫平机等来进行形状及材质调整。进而，也能够出于使压制成形性提高的目的而对制品板赋予润滑皮膜。

实施例

熔炼表2和表3中所示的成分组成的钢之后，实施热轧、热轧板退火·酸洗、冷轧、最终退火·酸洗，得到了2.0mm厚的钢板。为了确认冷轧压下率、最终退火温度、退火时间的影响，也制造了变更了一部分条件的比较钢。在高温平面弯曲疲劳试验中，使用JIS 1号试样，温度设为400℃、500℃、600℃，并设为：重复速度1700cpm、完全对称循环、试验停止次数1×10⁷循环，疲劳极限为即使到达1×10⁷循环也不断裂的最大振幅应力与发生断裂的最小振幅应力的平均值。晶界长度的测定采用前述的方法来实施。首先，从冷轧退火板切取与其轧制方向平行的截面，并将其板厚中心作为观察面。观察面预先通过使用砂纸的研磨、使用金刚石膏的研磨来机械性地进行镜面精加工之后，使用胶体二氧化硅液进行化学性研磨，来除去因机械性研磨而导入的损伤层。对于观察，使用FE-SEM(JEOL公司制的JSM7000F)/EBSD/OIM(TSL公司制)，在测定倍率1000倍、测定间隔0.5μm、测定视场19mm²下实施。观察后，使用TSL制的OIM Analysis7将一般晶界长度和Σ3晶界长度分离。

在表4和表5中示出表2所示的本发明例和表3所示的比较例的制造条件和晶界长度A+B(mm/mm²)以及在400℃、500℃及600℃下的疲劳极限值。

如从表4所理解到的那样，在本发明例中，在全部的情况下，疲劳极限值达到250MPa以上，保证了作为暴露于400～600℃程度的高温·振动环境下的部件原材料的安全利用。

另一方面，在表5中示出比较例的制造方法和组织以及疲劳极限值。

这些比较例是成分组成与本发明例的A2相同的A2-1～A2-4这4例、和某个成分元素的范围不满足本发明范围的B1～B7这7例。

比较例A2-1的冷轧压下率为60％，过小，A2-2的冷轧板的退火时间为70秒，过大。另外，A2-3的退火温度为1100℃，过低，而且退火时间为120秒，过大。另外，A2-4仅退火温度过低，为1100℃。

通过上述的不适当的制造过程，在这4个比较例中，晶界长度(A+B)的值都没有达到2.5mm/mm²，结果，仅A2-1的在400℃下的疲劳极限值为250MPa，在除此以外的全部的情况下，在400℃、500℃及600℃下的疲劳极限值都低于250MPa，成为难以适用于在这些温度环境下的高振动部件原材料的结果。

比较例B1～B7这7例是在制造方法中冷轧压下率为80％以上、退火温度为1110℃以上、退火时间为50秒以下，但是一些成分元素的含量不满足本发明中所规定的条件的群。

B1～B3都是Mo含量为不满足0.5％这一下限值的低值。而且，B2的Si含量也为规定值以下、且Ni含量超过上限值。

B4和B5的Si含量不满足规定值的下限值，而且，B5的Mo含量也为不满足本发明中所规定的下限值的低值。

B6的C含量为没有达到下限值的含量，另外，B7的N含量为没有达到下限值的含量。

比较例B1～B7，作为晶界长度的指标的A+B的值都不满足作为本发明的规定值的2.5mm/mm²以上，关于在400℃、500℃及600℃下的疲劳极限值，在1种以上的温度下不能满足成为目标的250MPa，判明不适合于作为在这些温度环境下的振动构件原材料。

产业上的可利用性

根据本发明，能够提供耐热性特别是高温疲劳特性优异的奥氏体系不锈钢板。通过将应用了本发明的材料作为尤其是汽车的排气歧管、排气管、涡轮增压器部件使用，能够比以往的奥氏体系不锈钢薄壁化，因此能够谋求轻量化，而且能够带来排气限制方面和燃油经济性的提高。若是排气歧管的话，则不论是作为由涡轮搭载引起的高振动的对策而实施了波纹管加工之类的涡轮排气管、板压制产品、管产品、双重管产品的哪一种都可以。而且，不限于汽车、两轮车，能够适用于各种锅炉、燃料电池系统、成套设备(plant)等的一边暴露于400～600℃一边受到振动的排气·吸气部件，本发明在产业上极其有益。

Claims (6)

1.一种奥氏体系不锈钢板，其特征在于，

以质量％计，含有

C：0.0020～0.3000％、

Si：1.00～4.00％、

Mn：0.05～3.00％、

Ni：5.00～15.00％、

Cr：15.00～30.00％、

Mo：0.50～4.00％、

N：0.010～0.300％、

V：0.05～1.00％、

Cu：0.10～2.50％、

Al：0.002～0.100％、

P：0.05％以下、

S：0.0100％以下，

余量包含Fe及杂质，且满足Si+Mo≥1.80％，并且，晶界长度满足式1，

A+B＞2.5mm/mm² ···式1

其中，A为每1mm²中的一般晶界长度的总和，B为每1mm²中的Σ3对应晶界长度的总和。

2.根据权利要求1所述的奥氏体系不锈钢板，其特征在于，

以质量％计，还含有选自

Nb：0.005～0.300％、

Ti：0.005～0.300％、

B：0.0002～0.0050％、

Ca：0.0005～0.0100％、

W：0.05～3.00％、

Zr：0.05～0.30％、

Sn：0.01～0.50％、

Co：0.03～0.30％、

Mg：0.0002～0.0100％、

Sb：0.005～0.500％、

REM：0.001～0.200％、

Ga：0.0002～0.3000％、

Ta：0.001～1.000％、

Hf：0.001～1.000％

之中的1种或两种以上。

3.根据权利要求1或2所述的奥氏体系不锈钢板，其特征在于，在400℃～600℃且在大气中的平面弯曲疲劳试验中的疲劳极限为250MPa以上。

4.根据权利要求1～3的任一项所述的奥氏体系不锈钢板，其特征在于，被使用于排气部件。

5.根据权利要求1～3的任一项所述的奥氏体系不锈钢板，其特征在于，被使用于双重管式排气歧管。

6.一种排气部件，由权利要求1～3的任一项所述的奥氏体系不锈钢板构成。