CN102027146B - 铁素体系不锈钢 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种供给在镍基钎料或铜基钎料钎焊中的适合作热交换器部件的铁素体系不锈钢，以质量％计，其含有0.03％以下的C、3％以下的Si、2％以下的Mn、0.05％以下的P、0.03％以下的S、11～30％的Cr、0.15～0.8％的Nb、0.03％以下的N，余部由Fe和不可避的杂质构成，下述A值为0.10以上。A＝Nb-(C×92.9/12+N×92.9/14)。

Description

铁素体系不锈钢
技术领域
本发明涉及一种适合使用在实施钎焊的部件中的铁素体系不锈钢。本发明还涉及一种特别适合用作构成热交换器的部件的铁素体系不锈钢。
背景技术
出于有效地再利用排热气体的目的，在诸如燃气热水器或Eco-cute罐体的热交换板等多种领域中使用热交换器。在燃气热水器中，由于排热气体的成分冷凝而产生包含硝酸、硫酸和氯的混合液体，因此人们担心液/液的热交换后，在热交换板上由于含有高浓度的氯而出现耐蚀性变差。另外，在部件的接合中使用镍基钎料(Niろう)或铜基钎料(Cuろう)，需要避免因钎焊时的组织粗大化带来的延性、韧性变差。通常在要求这样的耐蚀性和钎焊性的部件中使用铜或铜合金。铜的强度低，因此为了提高强度，需要对部件加厚，这造成成本升高的问题。因此迄今为止在热交换器钢制部件中仍使用SUS304和SUS316等奥氏体系不锈钢作为铜的代替物。
对实施钎焊的部件要求如下特性：
(1)各种良好的钎焊性，例如镍基钎料钎焊性、铜基钎料钎焊性以及使用了低成本的黄铜基钎料(黄銅ろう)等的火焰钎焊性等。
此外，实施钎焊的部件为热交换器部件(制冷剂配管或水配管)等金属部件的情况下也要求如下特性：
(2)从燃烧气体排出的凝结水中的硝酸或硫酸环境下的耐蚀性或在氯浓度高的水环境下的耐间隙腐蚀等良好的耐蚀性。
作为具有这些特性、具有良好的钎焊性的材料，日本专利2642056中研究了铁素体系不锈钢的使用。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利2642056号公报
发明内容
铁素体系不锈钢的热膨胀系数比奥氏体系钢种小，并且材料成本一般也比奥氏体系钢种低。汽车的排气路径的排热回收部件或消音器部件较多使用铁素体系不锈钢。但是，实施镍基钎料钎焊、铜基钎料钎焊或火焰钎焊等钎焊的情况下，需要将材料暴露在1000℃以上的高温，结果在这样的高温下，通常铁素体系不锈钢与奥氏体系不锈钢相比容易产生扩散，晶粒粗大化容易引起延性或韧性的降低。
上述日本专利2642056号公报中，公开了钎焊性好的热交换器用铁素体系不锈钢。但是，没有涉及钎焊时的晶粒粗大化或水环境下的间隙腐蚀。
本发明的目的在于提供一种铁素体系不锈钢，该铁素体系不锈钢适合用作供如下钎焊的部件，例如，在镍基钎料、铜基钎料钎焊或使用了黄铜基钎料等的火焰钎焊等。此外，本发明的目的还在于提供一种铁素体系不锈钢，该铁素体系不锈钢适合作为如下金属部件的材料，例如，兼具钎焊性和高氯浓度的水存在的环境下的耐蚀性的热交换器部件等。
上述目的是通过应用铁素体系不锈钢实现的，该铁素体系不锈钢的特征在于，以质量％计，C为0.03％以下、Si为3％以下、Mn为2％以下、P为0.05％以下、S为0.03％以下、Cr为17～26％、Nb为0.15～0.8％、N为0.03％以下，余部的主成分由Fe和不可避的杂质构成，
表示固溶Nb量的下述A值为0.10以上。
A＝Nb-(C×92.9/12+N×92.9/14)
另外，优选的是，铁素体系不锈钢中的析出物的最大直径(最大径)d为0.25μm以下，析出物的体积率f为0.05％以上。
上述铁素体系不锈钢中，根据其他需要，可以分别选择性地含有：
(1)合计4％以下的范围的Mo、Cu、V和W中的一种以上；
(2)合计0.4％以下的范围的Ti、Al中的一种以上；
(3)合计5％以下的范围的Ni和Co中的一种以上；
(4)合计0.2％以下的范围的REM(稀土类元素)和Ca中的一种以上。
需要说明的是，不锈钢含有Ti的情况下，固溶Nb量以下述A’值表示，因此只要A’值为0.10以上即可。
A’＝Nb-C×92.9/2/12
本发明提供镍基钎料或铜基钎料钎焊性、气体冷凝水中的耐蚀性或水环境下的耐间隙腐蚀性以及延性、韧性良好的铁素体系不锈钢。通过使用该钢，与将奥氏体系不锈钢用于部件的现有的热交换器部件相比，能实现低材料成本的热交换器。
附图说明
图1是示出钎焊试验片的外观的图。
图2是示出冷凝水试验的条件的图。
图3是示出进行火焰钎焊时的试验片的重叠方式的图。
符号说明
1 上侧试验片
2 下侧试验片
3 钎料
4 金属组织观察的对象部分
5 试验片
51 表面
52 界面
6 200ml烧杯
7 模拟废水
8 搭接量(重ね代)
9 火焰钎焊的方向
具体实施方式
如上所述，采用铁素体系不锈钢有利于降低热交换器部件等各种部件的成本。但是，使用铁素体系不锈钢的情况下，有在气体冷凝水环境下的耐蚀性或水环境下的耐间隙腐蚀性恶化之虞。另外，进行镍基或铜基钎料钎焊、使用了黄铜基钎料等的火焰钎焊的情况下，将铁素体系不锈钢保持在1000～1150℃左右的高温。因此重要的是适当地设计铁素体系不锈钢的成分以抑制晶粒粗大化。即，铁素体系不锈钢保持在这样的高温时，晶粒生长而具有粗大化的倾向。如果不锈钢中的晶粒变得粗大化，则疲劳特性降低，容易因振动或来自外部的冲击等而受损。根据本发明人研究的结果，知道为了避免这样的问题，需要铁素体晶粒的平均粒径不大于500μm。因此，在实施钎焊的用途中使用铁素体系不锈钢的情况下，需要设计铁素体系不锈钢的组成，以使晶粒在高温下也不生长。
本发明人发现，固溶Nb对铁素体系不锈钢的气体冷凝水环境下的耐蚀性或水环境下的耐间隙腐蚀性有效地发挥作用。已知当不锈钢因腐蚀而破坏覆盖了不锈钢表面的钝化膜时，Nb具有较高的钝化膜的修复能力。
另外，本发明人发现，固溶Nb对抑制铁素体系不锈钢的晶粒粗大化也有效地发挥作用。根据本发明人的研究，已知，将钎焊温度的下限设定为1000℃的情况下，铁素体系不锈钢中确保晶粒粗大化抑制所需量的固溶Nb，需要Nb量最低为0.15％以上。需要说明的是，据推测，固溶Nb对晶粒粗大化的抑制是因后述的牵制效应产生的，但并不限于该牵制效应。
而且，可以认为，添加Nb对晶粒粗大化的抑制不仅由于牵制效应导致的晶粒粗大化抑制作用，而且还由于钉扎效应较大地发挥作用，牵制效应是由固溶Nb抑制其他元素的扩散而产生的，钉扎效应是由Nb碳氮化物抑制晶粒生长而产生的。因此，本发明中的成分设计中，有利的是确保某种程度的C、N含量。具体地说，更有效的是将C和N的总含量设定为0.01％以上。另外，可以认为，通过充分确保Nb含量，Fe2Nb(莱夫斯相)或Fe3NbC等析出物带来的钉扎效应也对晶粒粗大化的抑制有效地发挥作用。通过抑制钎焊时的晶粒粗大化，对防止韧性或延性降低具有效果。
下面，对牵制效应、钉扎效应进行说明。
[牵制效应]
晶粒生长时伴随晶界的移动。在晶界中容易聚集的固溶元素或杂质元素含有在基体(matrix)中时，晶界不得不带着这些原子移动，其移动变得困难(牵制效应)。本发明人发现，着眼于该牵制效应，在晶界中混合并使固溶元素存在而阻碍晶界的移动，由此能抑制晶粒生长。并且，对铁素体系不锈钢在高温下的晶粒生长进行了深入研究，结果发现，铁素体系不锈钢的情况下，在固溶元素中，固溶Nb对晶粒生长的抑制特别有效。
不过，Nb是容易与C、N结合的元素，因此在不锈钢中的Nb之中，可成为固溶Nb的Nb原子是用于生成Nb碳氮化物后剩余的Nb原子。因此，如下式所示，不锈钢中的可固溶的Nb量可以使用A值表示。
A＝Nb-(C×92.9/12+N×92.9/14)
需要说明的是，上式中，C、N分别表示不锈钢中的C、N的含量(质量％)。
但是，铁素体系不锈钢中含有Ti的情况下，N主要形成TiN，因此几乎不形成Nb氮化物。另一方面，Ti、Nb均以相同概率形成碳化物，所以Ti的含量(摩尔)多于C和N的含量(摩尔)的合计(Ti含量(摩尔)＞C含量(摩尔)+N含量(摩尔))的情况下，如下式所示，可固溶的Nb量可以使用A’值表示。
A’＝Nb-C×(92.9/12)/2
并且，已知，若以A值或A’值(与C和N的含量的合计量相比铁素体系不锈钢中较多含有Ti的情况)表示的可固溶的Nb量为0.10以上，则牵制效应因铁素体系不锈钢的高温加热时的固溶Nb而有效地显示，并抑制晶界移动，其结果能抑制铁素体系不锈钢的高温时(钎焊时等)的晶粒粗大化。
A值、A’值优选为0.2以上，进一步优选为0.25以上。
[钉扎效应]
已知在金属基体中微细分散的析出物成为位错运动的障碍，并引起所谓的析出增强现象，但已发现在高温时这些析出物抑制晶界移动(钉扎效应)。
钉扎效应的程度可以以d/f表示，其中，将析出物的最大直径设为d(μm)、将析出物的体积率(％)设为f。析出物越小且量越多，钉扎效应越大。本发明人使用析出物的体积率f为0.05～0.20％的钢，评价改变析出物的直径d(μm)时的晶粒粗大化，结果发现如果d/f变为5以上，则钎焊处理使不锈钢的晶粒径变为500μm以上。因此，本发明中，优选控制析出物的量和径以使d/f变为5以下。换言之，各析出物的粒径越小且析出物的总体积率越大，钉扎效应越大。
需要说明的是，为了使析出物微细分散，重要的是抑制不锈钢的制造时的升温中或冷却中的析出物粗大化。已知热轧工序中将卷取温度设定为小于750℃，退火工序中将从600℃至最高到达温度(最高到達材温)Tm的平均升温速度控制在10℃/s以上且将从Tm至600℃的平均冷却速度控制在10℃/s以上，由此得到最大直径为0.25μm以下的析出物。这种情况下，只要体积率f为0.05以上，本发明中就可以得到所需的钉扎效应。
因此，本发明中，优选将析出物的最大直径d控制为0.25μm以下、析出物的体积率f控制为0.05％以上。
此处，“析出物的最大直径d(μm)”是指抛光钢材截面时的截面所出现的析出物的粒径中的最大值，“粒径”是指外接于颗粒的面积最小的外接长方形的长边。另外，“析出物的体积率f(％)”是指抛光钢材截面时的截面所出现的全部析出物的总面积除以观察视野面积并换算成百分比的值。需要说明的是，任何测定的情况下，截面观察可以通过扫描型电子显微镜(SEM)等进行，观察视野面积设定为2×10-2mm2以上。
作为对钉扎效应特别有效的析出物，可以举出Nb系析出物，例如，可以举出Nb碳化物、Nb氮化物、Nb碳氮化物(以下，有时将这些统称作“Nb系碳-氮化物”。)、或Fe2Nb(莱夫斯相)、Fe3NbC等。
对于除了Nb以外的合金成分，已知，Mo或W因具有牵制效应而具有晶粒粗大化抑制效果，此外Ti或TiC等析出物具有钉扎效应。
另外，已知Ni、Co和Cu在钎焊时，极为有效地抑制铁素体晶粒变得粗大化时的韧性的降低。另一方面，已知Ti、Al、Zr、REM、Ca乃在进行镍基钎料或铜基钎料钎焊时使钢材表面上的钎料的流动变差的主要原因。可认为，这也许是因为在钎焊的加热时在钢材表面容易形成这些元素的氧化物。但是，如后所述只要将这些元素的含量限制在适当范围就没有问题。
本发明是基于这样的认识完成的。下面，对构成本发明的铁素体系不锈钢的各合金元素的范围选定理由进行说明。需要说明的是，成分元素的含量中的“％”只要不特别声明，就意味“质量％”。
C、N与Nb结合而消耗在钢中添加的Nb，形成Nb系碳-氮化物。若这些析出物消耗Nb而减少可固溶的Nb，则阻碍固溶Nb带来的耐蚀性改善效果或晶粒抑制效果。因此，本发明中C含量需要限制在0.03质量％以下，优选为0.025质量％以下。另外，N含量也同样地需要限制在0.03质量％以下，优选为0.025质量％以下。
但是，如上所述，Nb系碳-氮化物通过钉扎效应，能有助于抑制镍基或铜基钎料钎焊时的晶粒粗大化。因此，优选确保不损害耐蚀性的程度的C、N含量。具体地说，从钉扎效应的方面考虑，优选将C、N的总含量设定为0.01％以上，对于C、N的各自元素，优选确保0.005质量％以上的C、0.005质量％以上的N。
Si是提高铁素体系不锈钢的耐点蚀性的元素。但是，含有过量的Si会使铁素体相硬质化，成为加工性劣化的主要原因。另外，还会使镍基或铜基钎料钎焊时的润湿性(濡れ性)劣化。因此，Si含量设定为3质量％以下。从提高耐蚀性的方面考虑，Si的含量优选大于0.1％。Si的含量优选设定为0.2～2.5质量％的范围，上限也可以限制在1.5质量％。
Mn用作不锈钢的脱氧剂。但是，Mn成为使钝化膜中的Cr浓度降低、引起耐蚀性降低的主要原因，因此本发明中Mn含量优选为低含量，将Mn含量规定为2质量％以下。以废铁为原料的不锈钢中，不能避免某种程度的Mn混入，因此需要进行控制以使不过量含有Mn。
P损害母材和钎焊部的韧性，因此优选为低含量。但是，含Cr钢的熔炼中难以利用精炼来脱磷，所以为了极大地降低P含量而严格挑选原料，等等，这需要成本过大地增加。因此，本发明中，与一般的铁素体系不锈钢同样，容许含有多达0.05质量％的P。
元素S形成容易成为点腐蚀的起点的MnS，因而阻碍耐蚀性，并且S含量高的情况下，在钎焊部容易产生高温裂纹，因此S含量规定在0.03质量％以下。
Cr是钝化膜的主要构成元素，其促进耐点蚀性或耐间隙腐蚀性等局部腐蚀性的提高。应用于构成热交换器或制冷剂配管的配管部件的情况下，需要将Cr含量设定为11％以上。但是，Cr含量变多时，C、N的降低变得困难，成为损害机械性能或韧性且使成本增大的主要原因。因此，本发明中，Cr含量为11～30％，优选设定为17～26质量％。
在本发明中，Nb是重要的元素，如上所述，在耐蚀性的方面再钝化能力优异，对抑制Ni和铜基钎料钎焊时的晶粒粗大化有效地发挥作用。具体地说，固溶Nb的牵制效应和Nb碳-氮化物带来的钉扎效应一起有效地发挥作用。为了使这些作用充分发挥，重要的是将C、N含量限制在上述范围，而且确保0.15质量％以上的Nb含量。特别是，为了抑制Ni和铜基钎料钎焊时的晶粒粗大化，有效的是提高Nb含量，Nb含量优选为0.3％以上，更优选为0.4％以上，进一步优选为0.5％以上。只是，如果Nb含量增多，则对热加工性或钢材的表面品质特性带来不良影响。因此，Nb含量限制在0.8质量％以下的范围。另外0.15～0.3质量％的Nb在比较低温的1000℃的钎焊温度下具有晶粒生长抑制效果，而为了使其效果稳定，优选与Ti复合添加Nb。
元素Mo和Cr一起对提高耐蚀性水平提高有效，已知Cr的含量越高，Mo耐蚀性提高作用越大。
Mo、Cu、V、W使不锈钢的耐酸性提高，改善耐蚀性。而且，对防止在钎焊温度下的铁素体晶粒的粗大化有效。对于Mo、V和W，具有固溶产生的牵制效应和析出物带来的钉扎效应，而对于Cu，具有作为其本身的εCu相析出而产生的钉扎效应。因此，本发明中，优选添加这些元素中的至少一种。特别有效的是，将这些元素的总含量确保0.05质量％以上。但是，过量添加这些元素时，对热加工性带来不良影响。根据各种研究的结果，添加Mo、Cu、V、W中的一种以上的情况下，需要将其总含量控制在4质量％以下。
在Ti、Al中，Ti与Nb同样，与C、N的亲和力强，形成微细的Ti系碳氮化物，可期待抑制钎焊时的晶粒生长的效果。
元素Al作为脱氧剂是有效的，通过与Ti的复合添加来抑制当钎焊造成氧化时的耐蚀性降低。特别有效的是，将Ti和Al的总含量设定为0.03％以上。
但是，这些元素均大量含有时，会引起热加工性或表面特性的降低。另外，这些元素为易氧化元素，因此最终退火或钎焊时的加热有时导致在钢材表面形成坚固的氧化被膜，所形成的该氧化被膜有时使钎焊时的钎料的流动变差，或者钎焊后的粘结强度降低。使用黄铜基钎料的情况下，通过钎料所含有的Zn的还原作用，除去除Ti和Al以外的元素的氧化被膜，但Ti、Al与氧的亲和力比Zn强，因此无法除去这些氧化被膜。根据研究的结果，添加Ti、Al中的一种以上的情况下，为了避免氧化被膜带来的问题，需要将其总含量(含有Zr的情况下，是Ti、Al和Zr的总含量)控制在0.4质量％以下。特别有效的是，将其总含量设定在0.03～0.3质量％的范围，更优选设定为0.03～0.25质量％。
元素Ni、Co对抑制当铁素体晶粒在钎焊之际粗大化时的韧性降低极为有效。该韧性降低的抑制作用在平均晶粒径未粗大化时(例如，铁素体晶粒的平均粒径为500μm以下的情况)也发挥。因此，根据需要可以含有一种以上的这些元素。从抑制韧性降低的方面考虑，更有效的是确保Ni、Co的总含量为0.5质量％以上。但是，Ni、Co的过量添加会引起在高温区产生奥氏体相，对热加工性带来不良影响，因此不优选。添加Ni、Co中的一种以上的情况下，需要将Ni和Co的总含量控制在5质量％以下的范围。
可以确认，对于排气的冷凝水或氯浓度高的水环境下的耐蚀性而言，具有以上组成的铁素体系不锈钢没有问题，其可与用于现有的热交换器部件的奥氏体系钢种相匹敌。另外，同时改善了对于Ni和铜基钎料钎焊时的晶粒粗大化的晶粒生长抑制效果和钎焊性。
本发明的铁素体系不锈钢可以通过对具有在本发明中规定组成的钢进行熔炼后，与一般的铁素体系不锈钢同样地进行制造。此时，优选控制析出物的最大直径和体积率以使为了抑制晶粒粗大化的钉扎效应充分发挥。
具体地说，本发明的铁素体系不锈钢可以通过包括热轧→冷轧→最终退火的方法制成钢板。此时，实施热轧和最终退火以满足以下的条件[1]和[2]时，可以实现良好地发挥钉扎效应的析出分布形态，即，析出物的最大直径d为0.25μm以下且析出物的体积率f为0.05％以上的析出物分布形态。
[1]热轧中，将卷取温度设定为小于750℃。
[2]在最终退火中，升温过程中将从600℃至最高到达温度Tm的平均升温速度设定为10℃/s以上且冷却过程中将从Tm至600℃的平均冷却速度设定为10℃/s以上。
对由本发明的铁素体系不锈钢构成的钢板进行钎焊，以形成不锈钢接合体，由此可以得到热交换器的部件等各种部件。所使用的钎料没有限定，例如，可以使用镍基钎料、铜基钎料、磷铜基钎料、黄铜基钎料、银基钎料等公知的钎料。本发明的铁素体系不锈钢由于抑制了高温加热时的晶粒的粗大化，所以当使用磷铜基钎料、黄铜基钎料等需要高钎焊温度的钎料进行钎焊时使用本发明的铁素体系不锈钢特别有利。另外，对钎焊方法也没有限定，可以采用火焰钎焊等公知的方法。
将本发明的铁素体系不锈钢(板)供于在使用黄铜基钎料的火焰钎焊的情况下，与一般的不锈钢同样，可以使用以氢氟酸和硼酸为主成分的焊剂，除去表面的氧化被膜，然后进行火焰钎焊。此时，如果钎焊时的基材的最大到达温度和加热时间满足条件[3]和[4]，则可以得到如下不锈钢接合体：析出物带来的钉扎效应有效发挥，钎焊后基材基体的平均晶粒径被控制在500μm以下，并且强度特性优异。
[3]将钎焊时的基材的最大到达温度设定为小于1000℃。
[4]将钎焊时的加热时间设定为小于3分钟。
【实施例】
对具有表1所示的化学组成的不锈钢进行熔炼，以热轧制作3mm板厚的热轧板。其后，通过冷轧使板厚为1.0mm，于1000～1070℃的最高到达温度Tm、以1～60秒的保持时间进行最终退火，并实施酸洗，由此制成样品。
除了本发明钢19、20以外，热轧和最终退火均以满足上述条件[1]和[2]进行。本发明钢19由化学组成与本发明钢10相同的钢构成，但将热轧中的卷取温度设定为880℃。本发明钢20由化学组成与本发明钢15相同的钢构成，但最终退火时的冷却过程中，将从Tm至600℃的冷却温度设定为1℃/s。
需要说明的是，比较钢6是奥氏体系不锈钢。
【表1】
使用所得到的钢材检查以下特性。
“析出物的最大直径与体积率f”
切断各钢材，对其截面进行电解抛光，通过SEM观察电解抛光后的表面。继续观察直到观察视野的总面积变为2×10-2mm2，其间观察的析出物中，粒径最大的析出物的粒径设为最大直径d(μm)。
另外，同样地观察2×10-2mm2的观察视野中的截面，通过图像处理来测定该观察视野中存在的全部析出物的面积S(mm2)，通过下式计算出体积率f：
f(％)＝S/(2×10-2)×100
需要说明的是，对于析出物的辨别，利用EDX进行表面分析，将Nb、Ti、Mo、Cu、V或W的检出强度比基体部分高的部分视为析出物来进行的。所得到的值列于表1。
“钎焊性”
首先，如图1所示的尺寸不同的2片试验片(下侧35×25mm、上侧20×25mm)之间分别涂布厚度0.3mm的糊状Ni基钎料和糊状铜基钎料。将其保持水平的状态下，以下表的条件在真空中实施钎焊处理。
【表2】
升温时间 钎焊温度 保持 冷却 钎料种类
镍基钎料 3.5h 1150℃ 30min 炉外 BN-5(Ni-19Cr-10Si)JIS 3265
铜基钎料 3.5h 1120℃ 90min 空气冷却 BCu-1(Cu)JIS Z3262
从炉中取出，通过上侧20×25mm试验片的上面侧被钎料润湿的面积除以试验片全部面积，求得钎料被覆率。将钎料被覆率为50％以上的试验片评价为A，将20％以上且小于50％的试验片评价为B，将小于20％的试验片评价为C，以B评价以上的试验片为合格。
“钎焊热处理后的晶粒径”
对评价了上述钎焊性的试验片，利用光学显微镜观察其截面(参见图1)的金属组织(4)。蚀刻是利用氢氟酸+硝酸的混合酸进行的。晶粒径利用切片法求得，将200μm以下的试验片评价为A，大于200μm且500μm以下的试验片评价为B，大于500μm的试验片评价为C，将A和B判定为合格。
“镍基钎料钎焊热处理材的冷凝水试验”
对评价了上述钎焊性的试验片，以No.600的砂纸(#600)抛光渗透有钎料的上侧20×25mm试验片的上面后，如图2所示，对该试验片(5)实施重复10次如下循环的10次循环试验，各次循环包括(201)将该试验片(5)浸渍在100ml模拟废水(7)(100ppm HNO3、20ppmH2SO4、1ppm Cl-)中，该模拟废水(7)保持于200ml烧杯(6)内，并且该模拟废水(7)假定具有水加热气体的组成所含有的成分；(202)在130℃的环境试验机内将该试验片放置约7小时，该时间长度乃液体干燥的时间，接下来进行水洗。评价不锈钢材料和钎料上有无侵蚀。
“镍基钎料钎焊热处理材的水环境下的间隙腐蚀冷凝水试验”
对评价了上述钎焊性的试验片，以No.600的砂纸抛光渗透有钎料的上侧20×25mm试验片的上面后，在2000ppm Cl-+10ppm Cu中浸渍24小时。此时，最大侵蚀深度小于0.1mm的试验片评价为○，大于0.1mm的试验片评价为×。
“与火焰钎焊相当的热处理后的晶粒径”
使用黄铜基钎料进行火焰钎焊的情况下，钎焊温度为900℃左右。通过预热等，被钎焊材料的温度上升到1000℃以上，特别是，在火焰直接接触的表面附近甚至达到1100℃左右。另外，诸如因过热或接合不良带来的再钎焊等，热历史有时还进一步增加。于是，从各钢材切出30mm×80mm的试验片，作为与火焰钎焊相当的热处理，在1100℃加热10分钟。抛光热处理后的试验片的端面，用使用氢氟酸和硝酸制备的混合酸实施蚀刻，利用光学显微镜观察，通过切片法求得平均晶粒径。
将平均晶粒径为200μm以下的试验片评价为A(具有极为良好的粗大化抑制效果)，大于200μm且500μm以下的试验片评价为B(具有良好的粗大化抑制效果)，大于500μm且1000μm以下的试验片评价为C(具有粗大化抑制效果)，将大于1000μm的试验片评价为D(粗大化抑制效果不充分)。可以认为，对于得到B评价的试验片，即使使用在热交换器部件或配管部件等用途中，也表现出实用上没有问题的特性。
“黄铜基钎料带来的火焰钎焊性”
从1mm板厚的各钢材切出30mm×80mm的试验片，如图3所示，使搭接量(8)为4mm，使用焊剂从一侧(9)进行火焰钎焊而接合。顺便提及，将黄铜基钎料(BCuZn-1(60Cu-0.1Sn-Zn合金)的金属丝)用作钎料，将在不锈钢的钎焊中通常使用的H3BO4-KB4O7-KF-KBF4系焊剂用作焊剂(フラックス)。使用拉伸试验机在长度方向上拉伸这样接合的试验片直到断裂。火焰钎焊良好的情况下，试验片在母材部分断裂，因此将在母材部分断裂的试验片评价为○(火焰钎焊性良好)，将在钎料部分断裂的试验片评价为×(火焰钎焊性不良)。
“火焰钎焊后的外面耐蚀性”
为了评价将本发明的不锈钢应用于配管部件时的管外面的耐蚀性，对于实施了与上述火焰钎焊相当的热处理的试验片，反复实施10次循环盐干湿试验，以盐酸喷雾→干燥→湿润为1次循环，测定生锈面积率。生锈面积率是通过如下方式求得的：拍摄试验后的外观照片后，扣除端面的生锈部分面积除以试样全部面积。
将生锈面积率为1％以下的试验片评价为○(外面耐蚀性良好)，大于1％的试验片评价为×(外面耐蚀性不良)。
镍/铜基钎料钎焊性、镍/铜基钎料钎焊热处理后的晶粒径、镍基钎料钎焊热处理材的冷凝水试验和镍基钎料钎焊热处理材的水环境下的间隙腐蚀冷凝水试验的结果列于表3，与火焰钎焊相当的热处理后的晶粒径、黄铜基钎料带来的火焰钎焊性和火焰钎焊后的外面耐蚀性列于表4。
从表3显而易见的是，本发明钢的铁素体系不锈钢具有现有热交换器部件所使用的镍基或铜基钎料钎焊性，抑制了晶粒粗大化，气体组成的冷凝水或水环境下的耐蚀性优异，并且由此能够具有足够作为热交换器部件的特性。
与此相对，比较钢1、2的Nb量少，钎焊时没有Nb系析出物或固溶Nb的效果，因此容易发生晶粒生长。比较钢1的碳量多，因此因钎焊冷却时的碳化物析出而出现敏化现象，所以耐蚀性存在问题。另外，比较例2由于P或Mo含量高，所以韧性低，氮量也多，因此发生敏化现象，导致气体组成的冷凝水或水环境下的耐蚀性差。而且，Ti含量多，因此钎焊性不合格。比较钢3在制造性方面也存在问题，这因为Mn量增大导致形成奥氏体，与奥氏体的形成相伴生成马氏体相，从而导致延性降低；或者因为高Nb量下的高强度化导致韧性降低；等等。由于Al过量添加产生的表面状况的问题，比较钢4的镍基或铜基钎料钎焊性差。
【表3】
另外，从表4来看，也能确认，本发明钢的钎焊性(火焰钎焊性)优异，抑制了铁素体晶粒的粗大化。
但是，在本发明钢19、20中，由于设定极端的制造条件，使析出物的体积率f非常小，或者使析出物的最大直径非常大，所以铁素体晶粒的粗大化抑制效果降低。
与此相对，比较钢1、2的Nb含量少，铁素体晶粒的粗大化的抑制不充分。比较例1由于C含量多，所以因火焰钎焊时的加热而出现敏化现象，耐蚀性也差。但是，作为钎料，使用黄铜基钎料时，钢中的C变为CO气体，由此引起脱碳，所以黄铜基钎料带来的火焰钎焊性良好。另外，比较钢2、4由于Ti+Al的总含量多，所以火焰钎焊后的粘结强度差。
比较例5的Cr含量少，外面耐蚀性没有达到使用于配管部件用途所需的水平。
【表4】
工业实用性
本发明的铁素体系不锈钢防止钎焊时的晶粒粗大化导致的延性或韧性降低的同时耐蚀性也良好，因此能够适合用于供热交换器的部件或配管部件等的钎焊并且要求耐蚀性的各种部件的材料。

Claims (9)

1.一种铁素体系不锈钢，该铁素体系不锈钢用于制造火焰钎焊部件，该铁素体系不锈钢的析出物的最大直径d为0.25μm以下，析出物的体积率f为0.05％以上，
该铁素体系不锈钢以质量％计，含有：
0.03％以下的C；
3％以下的Si；
2％以下的Mn；
0.05％以下的P；
0.03％以下的S；
11％～30％的Cr；
0.15％～0.8％的Nb；
0.03％以下的N，
余部由Fe和不可避的杂质构成，
其中，所述铁素体系不锈钢不含Ti，
并且由下式确定的A值为0.10以上：
A＝Nb-(C×92.9/12+N×92.9/14)。
2.一种铁素体系不锈钢，该铁素体系不锈钢用于制造火焰钎焊部件，该铁素体系不锈钢的析出物的最大直径d为0.25μm以下，析出物的体积率f为0.05％以上，
该铁素体系不锈钢以质量％计，含有：
0.03％以下的C；
0.2％～3％的Si；
2％以下的Mn；
0.05％以下的P；
0.03％以下的S；
11％～30％的Cr；
0.15％～0.8％的Nb；
0.03％以下的N，
余部由Fe和不可避的杂质构成，
其中，Ti和Al的总含量为0.03％～0.3％，
C和N的总含量为0.01％以上，
Ti、C和N的含量单位为摩尔时的Ti含量高于C和N的总含量，并且由下式确定的A’值为0.10以上：
A’＝Nb-C×(92.9/12)/2。
3.如权利要求1或2所述的铁素体系不锈钢，其进一步以合计4％以下的范围含有Mo、Cu、V和W中的一种以上。
4.如权利要求1所述的铁素体系不锈钢，其进一步以0.4％以下的范围含有Al。
5.如权利要求1或2所述的铁素体系不锈钢，其进一步以合计5％以下的范围含有Ni和Co中的一种以上。
6.如权利要求1所述的铁素体系不锈钢，其中，C和N的总含量为0.01％以上。
7.如权利要求1所述的铁素体系不锈钢，其中，Si的含量的下限值大于0.1％。
8.一种不锈钢接合体，该不锈钢接合体是包含由权利要求1或2所述的铁素体系不锈钢构成的钢板的不锈钢接合体，其中，所述钢板在1000℃以上被钎焊。
9.一种铁素体系不锈钢板的制造方法，该制造方法包括如下工序：
准备权利要求1或2所述的铁素体系不锈钢的工序；
在小于750℃的卷取温度下进行热轧的工序；以及
在升温过程中的从600℃至最高到达温度Tm的平均升温速度为10℃/s以上、冷却过程中的从最高到达温度Tm至600℃的平均冷却速度为10℃/s以上的条件下进行最终退火的工序。
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