CN101965415A

CN101965415A - 耐热性和韧性优良的铁素体系不锈钢

Info

Publication number: CN101965415A
Application number: CN2009801080617A
Authority: CN
Inventors: 加藤康; 平田知正; 中村徹之; 宇城工
Original assignee: NKK Corp
Current assignee: JFE Steel Corp; JFE Engineering Corp
Priority date: 2008-03-07
Filing date: 2009-03-05
Publication date: 2011-02-02
Anticipated expiration: 2029-03-05
Also published as: EP2264202B1; KR20100105800A; WO2009110641A1; JP2009235573A; KR20130049835A; BRPI0909643A2; JP5387057B2; EP2264202A4; US20110123387A1; ES2519716T3; CN101965415B; TWI431122B; TW200946694A; RU2443796C1; EP2264202A1

Abstract

提供不添加Mo、W等昂贵的元素、热疲劳性能和抗氧化性优良、并且具有Type429同等以上的韧性的铁素体系不锈钢。具体而言为一种铁素体系不锈钢，含有C：0.015质量％以下、Si：0.5质量％以下、Mn：0.5质量％以下、P：0.04质量％以下、S：0.006质量％以下、Cr：16～20质量％以下、N：0.015质量％以下、Nb：0.3～0.55质量％、Ti：0.01质量％以下、Mo：0.1质量％以下、W：0.1质量％以下、Cu：1.0～2.5质量％、Al：0.2～1.2质量％，余量由Fe及不可避免的杂质构成。

Description

耐热性和韧性优良的铁素体系不锈钢

技术领域

本发明涉及含Cr钢，特别涉及适合用于汽车(automobile)和摩托车(motorcycle)的排气管(exhaust pipe)、转炉外壳(converter case)和火力发电设备(thermal electric power plant)的排气管道(exhaust air duct)等高温环境下使用的排气系统构件的、高耐热性(耐热疲劳性能(thermal fatigueresistance)、抗氧化性(oxidation resistance))和母材的韧性(toughness)优良的铁素体系不锈钢(ferritic stainless 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、转炉外壳、消声器(muffler)等排气系统构件而言，要求热疲劳性能和抗氧化性(以下，将两特性统称为“耐热性”)优良。在要求这样的耐热性的用途中，现在多使用添加了Nb和Si的、例如Type429(14Cr-0.9Si-0.4Nb系)这样的含Cr钢。但是，随着发动机性能的提高，若排气温度(exhaust gas temperature)上升至超过900℃的温度，则利用Type429时热疲劳性能变得不充分。

针对此问题，正在开发添加Nb和Mo而使高温耐力(hightemperature proof stress)提高的含Cr钢、JIS G4305中规定的SUS444(19Cr-0.2Nb-1.8Mo)、添加了Nb、Mo、W的铁素体系不锈钢等(例如，参照日本特开2004-018921号公报)。但是，近来Mo、W等稀有金属原料异常昂贵，因此要求开发使用廉价的原料且具有同等的耐热性的材料。

作为没有使用昂贵的元素Mo、W的、耐热性(heat resistance)优良的材料，例如，在WO2003/004714号小册子中，公开了10～20质量％Cr钢中添加了Nb：0.50质量％以下、Cu：0.8～2.0质量％、V：0.03～0.20质量％的汽车排气流路构件用铁素体系不锈钢，另外，在日本特开2006-117985号公报中公开了10～20质量％Cr钢中添加了Ti：0.05～0.30质量％、Nb：0.10～0.60质量％、Cu：0.8～2.0质量％、B：0.0005～0.02质量％的热疲劳性能优良的铁素体系不锈钢，此外，在日本特开2000-297355号公报中公开了15～25质量％Cr钢中添加了Cu：1～3质量％的汽车排气系统构件用铁素体系不锈钢。上述钢的特征均在于，通过添加Cu使热疲劳性能提高。

但是，根据本发明人的研究表明，对于如上述专利文献2～4的技术那样添加了Cu的情况，虽然耐热疲劳性能提高，但钢本身的抗氧化性反而降低，总体来看，耐热性变差。另外，SUS444与Type429相比，Cr的含量高，并且由于添加了大量的Mo，因此还残留有母材的韧性差的问题。

因此，本发明的目的在于，通过开发防止添加Cu导致的抗氧化性降低的技术，提供不添加Mo、W等昂贵的元素、热疲劳性能和抗氧化性优良、并且具有Type429同等以上的韧性的铁素体系不锈钢。这里，本发明所说的“优良的抗氧化性和耐热疲劳性能”是指具有SUS444同等以上的特性，具体而言，抗氧化性是指950℃下的抗氧化性，另外，热疲劳性能是指在100-850℃之间反复的热疲劳性能在SUS444同等以上。另外，与Type429同等的韧性是指，在-40℃下对板厚2mm的冷轧板进行夏比冲击试验时的脆性断面率与Type429同等。

发明内容

本发明是一种铁素体系不锈钢，其特征在于，含有C：0.015质量％以下、Si：0.5质量％以下、Mn：0.5质量％以下、P：0.04质量％以下、S：0.006质量％以下、Cr：16～20质量％以下、N：0.015质量％以下、Nb：0.3～0.55质量％、Ti：0.01质量％以下、Mo：0.1质量％以下、W：0.1质量％以下、Cu：1.0～2.5质量％、Al：0.2～1.2质量％，余量由Fe及不可避免的杂质构成。

而且，本发明的铁素体系不锈钢，其中，在上述成分组成的基础上，还含有选自B：0.003质量％以下、REM：0.08质量％以下、Zr：0.5质量％以下、V：0.5质量％以下、Co：0.5质量％以下及Ni：0.5质量％以下中的1种或2种以上。

根据本发明，能够不添加昂贵的Mo、W而廉价地得到具有SUS444同等以上的耐热性(热疲劳性能、抗氧化性)、并且具有Type429(代表成分参照表1的钢No.24)同等以上的韧性的铁素体系不锈钢。因此，本发明的钢适合用于汽车排气系统构件。

附图说明

图1是说明热疲劳试验片的图。

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

图3是表示Cu含量对热疲劳性能的影响的曲线图。

图4是表示Al含量对抗氧化性(氧化增重(weight gain by oxidation))的影响的曲线图。

图5是表示Al含量对抗氧化性(锈皮剥离量(spolling amounts ofscale))的影响的曲线图。

图6是表示Si含量对抗氧化性(锈皮剥离量)的影响的曲线图。

图7是表示Mn含量对韧性(脆性断面率(brittle fracture surfaceratio))的影响的曲线图。

图8是表示Al含量对韧性(脆性断面率)的影响的曲线图。

图9是表示Ti含量对韧性(脆性断面率)的影响的曲线图。

具体实施方式

本发明人为了开发防止现有技术具有的添加Cu导致抗氧化性降低，不添加Mo、W等昂贵的元素，热疲劳性能和抗氧化性优良，且韧性也优良的铁素体系不锈钢而反复进行了深入研究。其结果发现，通过在Nb为0.3～0.55质量％、Cu为1.0～2.5质量％的范围内进行复合添加，能在宽的温度范围内得到高的高温强度，耐热疲劳性能得到改善，而且，添加Cu导致的抗氧化性降低能通过添加0.2质量％以上的Al来防止，因此，通过将Nb、Cu及Al控制在上述适当范围内，即使不添加Mo、W，也能得到与SUS444同等以上的耐热性(热疲劳性能、抗氧化性)。而且发现，Cu、Al添加钢的基于循环氧化试验的耐锈皮剥离性，能够通过优化Si的添加量(0.5质量％以下)来提高，并且，韧性能够通过优化Mn、Al及Ti的添加量(Mn：0.5质量％以下、Al：1.2质量％以下、Ti：0.01质量％以下)而达到Type429同等以上，从而完成了本发明。

首先，对为开发本发明而进行的基础实验进行说明。

在实验室熔炼以含有C：0.005～0.007质量％、N：0.004～0.006质量％、Si：0.3质量％、Mn：0.2质量％、Cr：17质量％、Nb：0.45质量％和Al：0.35质量％的成分组成为基础并使Cu的添加量发生各种变化的钢，制成50kg的钢锭，加热至1170℃后，热轧制成厚30mm×宽150mm的薄板坯。然后，锻造该薄板坯，制成截面为35mm×35mm的钢棒(bar)，在1030℃的温度下退火后，进行机械加工，制成如图1所示尺寸的热疲劳试验片(thermal fatigue test specimen)。然后，在如图2所示的0.35的约束系数(restraint ratio)下，在100℃-850℃之间反复进行加热和冷却的热处理，测定热疲劳寿命(thermal fatigue life)。另外，上述热疲劳寿命是指，用100℃下测出的载荷(load)除以图1所示的试验片均热平行部的截面积(cross section)而算出应力(stress)，在应力相对于上一次循环(cycle)的应力开始连续降低时的最小循环次数。上述热疲劳寿命相当于试验片上产生裂纹(crack)的循环次数。另外，作为比较，也对SUS444(Cr：18质量％-Mo：2质量％-Nb：0.5质量％钢)进行了相同的试验。

图3是表示上述热疲劳试验的结果的图。由该图可知，通过添加1.0质量％以上的Cu，可以得到与SUS444的热疲劳寿命(约1100次循环)同等以上的热疲劳寿命，因此，对于改善热疲劳性能而言，添加1质量％以上的Cu是有效的。

接着，在实验室熔炼以含有C：0.006质量％、N：0.007质量％、Mn：0.2质量％、Si：0.3质量％、Cr：17质量％、Nb：0.49质量％和Cu：1.5质量％的成分组成为基础并使Al的添加量发生各种变化的钢，制成50kg的钢锭，将该钢锭进行热轧(hot rolling)、热轧板退火、冷轧(cold rolling)、最终退火(finishing annealing)，制成板厚2mm的冷轧退火板。从如上得到的冷轧钢板上切出30mm×20mm的试验片，在该试验片上部开4mmΦ的孔，用#320的砂纸(emery paper)研磨表面及端面，进行脱脂后，提供给下述试验。

<连续氧化试验(continuous oxidation test in air)>

将上述试验片在加热至950℃的大气气氛的炉中保持300小时，测定加热试验前后试验片的质量差，求出每单位面积的氧化增重(g/m²)。

<循环氧化试验(cyclic oxidation test in air)>

使用上述试验片，在大气中，将反复加热/冷却至100℃×1分钟和950℃×25分钟的热处理进行600次循环，由试验前后的质量差测定从试验片表面剥离的锈皮量(scale amount)(g/m²)。另外，上述试验中的加热速度及冷却速度分别为5℃/秒、1.5℃/秒。

图4表示氧化增重的测定结果。另外，图5表示锈皮剥离量的测定结果。由这些图可知，通过添加0.2质量％以上的Al，可以得到与SUS444同等以上的抗氧化性(氧化增重：27g/m²以下、锈皮剥离量：小于4g/m²)。

接着，在实验室熔炼以含有C：0.006质量％、N：0.007质量％、Mn：0.2质量％、Al：0.45质量％、Cr：17质量％、Nb：0.49质量％、Cu：1.5质量％的成分组成为基础并使Si的添加量发生各种变化的钢，制成50kg的钢锭，与上述同样地制成板厚2mm的冷轧退火板，并与上述同样地进行循环氧化试验，测定锈皮剥离量，将其结果示于图6。由此可知，即使添加适量的Al，若Si超过0.5％则锈皮密合性降低、剥离量增加，不能得到与SUS444同等的耐热性。

最后，在实验室熔炼以含有C：0.006～0.007质量％、N：0.006～0.007质量％、Si：0.3质量％、Cr：17质量％、Nb：0.45质量％、Cu：1.5质量％的成分组成为基础并使Mn、Al及Ti的含量发生各种变化的钢，制成50kg的钢锭，将该钢锭进行热轧、热轧板退火、冷轧、最终退火，制成板厚2mm的冷轧退火板。从该冷轧退火板上裁取小尺寸的夏比冲击试验片(Charpy impact test specimen)，在-40℃的温度下进行夏比冲击试验，测定脆性断面率，并对韧性进行评价。

图7表示Al：0.25质量％、Ti：0.006质量％时的Mn含量对韧性的影响；图8表示Mn：0.1质量％、Ti：0.005质量％时的Al含量对韧性的影响；另外，图9表示Al：0.25质量％、Mn：0.1质量％时的Ti含量对韧性的影响。由这些图可知，为了得到与Type429同等以上的韧性，需要Mn：0.3质量％以下、Al：1.2质量％以下、Ti：0.01质量％以下。

本发明是基于上述见解进一步进行研究而完成的。

接着，对本发明的铁素体系不锈钢的成分组成进行说明。

C：0.015质量％以下

C是对提高钢的强度有效的元素，但若含量超过0.015质量％，则韧性及成形性显著降低。因此，在本发明中，使C为0.015质量％以下。另外，从确保成形性的观点出发，C越低越优选，优选使其为0.008质量％以下。另一方面，为了确保作为排气系统构件的强度，优选使C为0.001质量％以上。更优选在0.002～0.008质量％的范围内。

Si：0.5质量％以下

Si作为脱氧材料而添加。优选添加0.05质量％以上。而且，虽然Si具有提高本发明着眼点的抗氧化性的效果，但不能得到Al那样的效果。另一方面，由图6可知，若过量添加Si而超过0.5质量％，则耐锈皮剥离性降低，不能得到与SUS444同等以上的耐氧化性。因此，使Si的上限为0.5质量％。

Mn：0.5质量％以下

Mn是提高钢的强度的元素，而且，还具有作为脱氧剂的作用。优选添加0.05质量％以上。但是，若过量添加，则在高温下容易产生γ相，使耐热性降低。而且，由图7可知，若添加超过0.5质量％则不能得到与Type429同等以上的韧性，不能实现本发明的目的。因此，在本发明中使Mn为0.5质量％以下。

P：0.04质量％以下

P是使韧性降低的有害元素，因此优选尽可能地降低。因此，在本发明中，使P为0.04质量％以下。优选为0.03质量％以下。

S：0.006质量％以下

S是降低伸长率、r值，给成形性带来不良影响，并且使作为不锈钢的基本特性的耐腐蚀性降低的有害元素，因此优选尽可能地减少。因此，在本发明中，使S为0.006质量％以下。优选为0.003质量％以下。

Cr：16～20质量％

Cr是对于使作为不锈钢的特征的耐腐蚀性、抗氧化性提高有效的重要元素，但若其含量小于16质量％，则不能得到充分的抗氧化性。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，特别是若添加超过20质量％，则上述不良影响变得显著，不能得到与Type429同等以上的加工性、韧性。因此，在本发明中，使Cr为16～20质量％的范围。更优选为16～19质量％的范围。

N：0.015质量％以下

N是使钢的韧性及成形性降低的元素，若含有超过0.015质量％，则上述降低变得显著。因此，使N为0.015质量％以下。另外，在谋求更高的韧性时，优选进一步降低N，使其小于0.010质量％。

Nb：0.3～0.55质量％

Nb与C、N形成碳氮化物而固定，是具有提高耐腐蚀性、成形性、焊接部的抗晶界腐蚀性的作用，并且具有使高温强度上升而提高热疲劳性能的效果的元素。这样的效果可以通过添加0.3质量％以上的Nb而得到。另一方面，添加超过0.55质量％时，Laves相变得容易析出，脆性降低。因此，使Nb为0.3～0.55质量％的范围。优选为0.4～0.5质量％的范围。

Ti：0.01质量％以下

Ti与Nb相比容易与N结合，是容易形成粗大的TiN的元素。该粗大的TiN作为缺口而发挥作用，使韧性显著降低。特别是，如图9所示，若Ti含量超过0.01质量％，则该不良影响变得明显。因此，在本发明中限制Ti为0.01％以下。

Mo：0.1质量％以下

Mo是昂贵的元素，从本发明的宗旨出发也不积极地进行添加。但是，有时会混入来自作为原料的废金属等的0.1质量％以下的Mo。因此，使Mo为0.1质量％以下。

W：0.1质量％以下

W与Mo同样是昂贵的元素，从本发明的宗旨出发也不积极地进行添加。但是，有时会混入来自作为原料的废金属等的0.1质量％以下的W。因此，使W为0.1质量％以下。

Cu：1.0～2.5质量％

Cu是在提高热疲劳性能方面非常有效的元素。如图3所示，为了得到与SUS444同等以上的耐热疲劳性能，需要添加1.0质量％以上的Cu。但是，若添加超过2.5质量％，则在热处理后的冷却时ε-Cu析出而使钢硬质化，并且热加工时容易发生脆化。更重要的是，添加Cu，虽然耐热疲劳性能提高，但钢本身的抗氧化性反而降低，总体来看，耐热性降低。其原因虽然不是十分清楚，但可以认为是由于Cu在生成的锈皮下面的脱Cr层中富集，从而抑制了使不锈钢原本的抗氧化性提高的元素Cr的再扩散。因此，使Cu为1.0～2.5质量％的范围。更优选为1.1～1.8质量％的范围。

Al：0.2～1.2质量％

Al如图4及图5所示，是为了提高添加了Cu的钢的抗氧化性而必不可少的元素。特别是，为了得到作为本发明目的的、与SUS444同等以上的抗氧化性，需要添加0.2质量％以上。另一方面，如图8所示，若添加超过1.2质量％，则钢硬质化而不能得到与Type429同等以上的韧性，因此使上限为1.2质量％。优选为0.3～1.0质量％的范围。

本发明的铁素体系不锈钢，在上述必须成分的基础上，还可以在下述的范围内添加选自B、REM、Zr、V、Co及Ni中的1种或2种以上。

B：0.003质量％以下

B是对提高加工性、特别是2次加工性有效的元素。该显著的效果可以通过添加0.0005质量％以上的B来得到，但若大量添加而超过0.003质量％，则生成BN而使加工性降低。因此，添加B时，使其为0.003质量％以下。更优选为0.0005～0.002质量％的范围。

REM：0.08质量％以下、Zr：0.5质量％以下

REM(稀土元素)及Zr均是改善抗氧化性的元素，在本发明中，可以根据需要进行添加。为了得到该效果，优选分别添加0.01质量％以上、0.05质量％以上。但是，若添加REM超过0.08质量％，则使钢脆化，另外，若添加Zr超过0.5质量％，则Zr金属间化合物析出，使钢脆化。因此，添加REM时使其为0.08质量％以下，添加Zr时使其为0.5质量％以下。

V：0.5质量％以下

V是在提高加工性及抗氧化性方面有效的元素，特别是为了得到提高抗氧化性的效果，优选添加0.15质量％以上。但是，若过量添加至超过0.5质量％，则析出粗大的V(C、N)，使表面性状变差。因此，添加V时，优选添加0.5质量％以下，更优选在0.15～0.4质量％的范围内进行添加。

Co：0.5质量％以下

Co是在提高韧性方面有效的元素，优选添加0.02质量％以上。但是，Co是昂贵的元素，并且，即使添加超过0.5质量％，上述效果饱和。因此，添加Co时优选使其为0.5质量％以下。更优选为0.02～0.2质量％的范围。

Ni：0.5质量％以下

Ni是使韧性提高的元素。为了得到该效果，优选为0.05质量％以上。但是，Ni是昂贵的，并且是强的γ相形成元素，因此在高温下生成γ相，使抗氧化性降低。因此，添加Ni时，优选使其为0.5质量％以下。更优选为0.05～0.4质量％的范围。

接着，对本发明的铁素体系不锈钢的制造方法进行说明。

本发明的不锈钢的制造方法没有特别限定，可以优选使用铁素体系不锈钢的通常的制造方法。例如，优选通过转炉、电炉等公知的熔炼炉进行熔炼，或者进一步经浇包精炼、真空精炼等二次精炼，制成具有上述的本发明的成分组成的钢，接着，通过连铸法或铸锭-开坯法将上述钢水制成钢坯(slab)，热轧成热轧板，并根据需要实施热轧板退火，然后使该热轧板经过酸洗、冷轧、最终退火、酸洗等工序，制成冷轧退火板。上述冷轧也可以进行1次或中间夹着退火进行2次以上，并且，冷轧、最终退火、酸洗各工序可以反复进行。而且，根据情况，可以省略热轧板退火，对于要求钢板表面的光泽度的情况，可以在冷轧后或最终退火后实施表面光轧。另外，优选上述热轧前的钢坯加热温度为1000～1250℃、热轧板退火温度为900～1100℃、最终退火温度为900～1120℃的范围。

如上述操作得到的本发明的铁素体系不锈钢，之后根据各种用途实施切割加工、弯曲加工、冲压加工等加工，从而作为汽车、摩托车的排气管、转炉外壳、火力发电设备的排气管道等在高温环境下使用的各种排气系统构件。另外，用于上述构件的本发明的不锈钢并不限于冷轧退火板，也可以使用热轧板或热轧退火板，而且可以根据需要进行除锈皮处理后使用。并且，安装上述构件时的焊接方法没有特别的限定，可以使用MIG(金属极惰性气体保护焊，Metal Inert Gas)、MAG(金属活性气体保护焊，Metal Active Gas)、TIG(钨极电弧惰性气体保护焊，Tungsten Inert Gas)等通常的电弧焊、点焊、电子束焊等电阻焊、以及用于电阻焊的高频电阻焊、高频感应焊、激光焊等方法。

实施例1

通过真空熔炼炉熔炼具有表1所示成分组成的No.1～27的钢，铸造成50kg的钢锭，锻造分割成2块。然后，将2块中的1块钢锭加热至1170℃后，热轧而制成板厚5mm的热轧板，在1020℃的温度下进行热轧板退火，酸洗，以及轧制率为60％的冷轧，在1030℃的温度下进行最终退火，以20℃/秒的平均冷却速度冷却，酸洗，从而制成板厚为2mm的冷轧退火板，提供给以下的抗氧化性试验及冲击试验。另外，作为参考，对于表1的No.28～32所示的SUS444、Type429及WO2003/004714号小册子、日本特开2006-117985号公报、日本特开2000-297355号公报的发明钢，与上述同样地制造冷轧退火板，并提供给同样的评价试验。

<大气中连续氧化试验(continuance oxidation test in air)>

从如上得到的各种冷轧退火板上切出30mm×20mm的样品，在样品上部开4mmΦ的孔，用#320的砂纸研磨表面及端面，进行脱脂后，悬挂在加热至950℃并保持该温度的大气气氛的炉内，保持300小时。试验后，测定样品的质量，求出与事先测定的试验前的质量的差，算出氧化增重(g/m²)。另外，试验分别实施2次，通过其平均值来评价抗连续氧化性。

<大气中循环氧化试验(cyclic oxidation test in air)>

从上述各种冷轧退火板上切出30mm×20mm的样品，在样品上部开4mmΦ的孔，用#320的砂纸研磨表面及端面，脱脂后，在大气气氛中，进行在100℃和950℃间反复进行升温/降温的氧化试验。另外，升温、降温速度分别为5℃/秒、1.5℃/秒，保持时间为100℃下1分钟、950℃下25分钟，将该操作进行600次循环。抗循环氧化性的评价为，测定试验后的样品的质量，并求出与事先测定的试验前的质量的差，求出锈皮剥离量(g/m²)。另外，试验分别实施2次，通过其平均值来评价抗循环氧化性。

<夏比冲击试验>

从上述各种冷轧退火板上各裁取3个与轧制方向成直角地导入了V型缺口的夏比冲击试验片，在-40℃的温度下进行夏比冲击试验，测定脆性断面率，求出3个的平均值来评价韧性。

实施例2

将实施例1中分割成2块的50kg钢锭的另一块钢锭加热至1170℃后，热轧成厚30mm×宽150mm的薄板坯。然后，锻造该薄板坯，制成35mm□的钢棒，在1030℃的温度下退火后，进行机械加工，加工成图1所示尺寸的热疲劳试验片，提供给下述的热疲劳试验。另外，作为参考例，与实施例1同样，对于SUS444、Type429及WO2003/004714号小册子、日本特开2006-117985号公报、日本特开2000-297355号公报的发明钢，同样地制造试样，并提供给热疲劳试验。

<热疲劳试验(thermal fatigue test)>

热疲劳试验是在0.35的约束系数下，进行往复于100℃和850℃的温度之间的升温/降温，测定热疲劳寿命。此时，升温速度(heating rate)及降温速度(cooling rate)分别为10℃/秒，使100℃下的保持时间为2分钟、850℃下的保持时间(holding time)为5分钟。并且，热疲劳寿命(thermal fatigue life)是指，用100℃下测出的载荷除以试验片均热平行部的截面积而算出应力，应力相对于上一次循环的应力开始连续降低时的最小的循环次数。

将上述实施例1的大气中连续氧化试验、大气中循环氧化试验、夏比冲击试验的结果及实施例2的耐热疲劳性试验的结果归纳示于表2。由表2可知，适合本发明的发明例的钢均具有与SUS444同等以上的抗氧化特性和耐热疲劳性能，并且具有Type429同等以上的韧性，因而满足本发明的目标。与此相对，偏离本发明范围的比较例的钢或现有技术的参考例的钢，抗氧化特性、耐热疲劳性能及母材的韧性均不同时优良，因而不能得到实现本发明的目标特性。

产业上的利用可能性

本发明的钢不仅适合作为汽车等的排气系统构件来使用，而且可以作为要求同样的特性的火力发电系统的排气系统构件、固体氧化物类型的燃料电池用构件来使用。

表2

(注)

参考例1：WO2003/004714的发明钢No.3

参考例2：日本特开2006-117985的发明钢No.7

参考例3：日本特开2000-297355的发明钢No.5

Claims

1.一种铁素体系不锈钢，其特征在于，含有C：0.015质量％以下、Si：0.5质量％以下、Mn：0.5质量％以下、P：0.04质量％以下、S：0.006质量％以下、Cr：16～20质量％以下、N：0.015质量％以下、Nb：0.3～0.55质量％、Ti：0.01质量％以下、Mo：0.1质量％以下、W：0.1质量％以下、Cu：1.0～2.5质量％、Al：0.2～1.2质量％，余量由Fe及不可避免的杂质构成。

2.如权利要求1所述的铁素体系不锈钢，其中，在上述成分组成的基础上，还含有选自B：0.003质量％以下、REM：0.08质量％以下、Zr：0.5质量％以下、V：0.5质量％以下、Co：0.5质量％以下及Ni：0.5质量％以下中的1种或2种以上。