CN104968818A - 耐热性优良的铁素体系不锈钢板 - Google Patents

耐热性优良的铁素体系不锈钢板 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种铁素体系不锈钢板，其中，以质量％计，含有C：0.02％以下、N：0.02％以下、Si：0.10～0.60％、Mn：0.10～0.80％、Cr：15.0～21.0％、Cu：超过2.00％且在3.50％以下、Nb：0.30～0.80％、Mo：1.00～2.50％、B：0.0003～0.0030％，剩余部分包括Fe和不可避免的杂质；组织中存在的ε-Cu的最大粒径为20nm～200nm。

Description

耐热性优良的铁素体系不锈钢板
技术领域
本发明涉及一种最适合于需要耐热性、特别是热疲劳特性的排气系统构件等的耐热性优良的铁素体系不锈钢板。
本申请基于2013年3月6日提出的日本专利申请特愿2013-043975号并主张其优先权，这里引用其内容。
背景技术
汽车的排气歧管等排气系统构件由于通过由发动机排出的高温排放气体，因而构成排气构件的材料要求高温强度、耐氧化性、热疲劳特性等多种特性。排气构件一般使用耐热性优良的铁素体系不锈钢。
排放气体温度根据车的种类的不同而不同，但近年来，大多为800～900℃左右，使从发动机排出的高温排放气体通过的排气歧管的温度达到高温，为750～850℃。但是，由于近年来的环境问题愈加严峻，因而排放气体的限制进一步强化，正在推进燃烧效率的提高，排放气体温度一般认为进一步高温化，直至1000℃。
在近年使用的铁素体系不锈钢中，有SUS429(添加Nb-Si的钢)、SUS444(添加Nb-Mo的钢)，它们以添加Nb的钢为基，通过Si、Mo的添加而提高高温强度。其中，SUS444由于含有2％左右的Mo，因而达到最高强度。但是，在排放气体温度超过900℃的高温化中，SUS444不能与之相适应，要求具有SUS444以上的耐热性的铁素体系不锈钢。
针对这样的要求，正在开发各种各样的排气系统构件的材料。例如，在专利文献1中，为了提高热疲劳特性，研究了将长径为0.5μm以上的Cu相控制在10个/25μm2以下、而且将长径为0.5μm以上的Nb化合物相控制在10个/25μm2以下的方法。但是，仅规定了拉弗斯(Laves)相和ε-Cu相的粗大析出物，对于0.5μm以下的析出物，则并没有公开。在专利文献2、3中，公开了通过规定析出物的量，除得到Nb、Mo的固溶强化以外，还得到Cu的固溶强化、由ε-Cu相产生的析出强化，从而实现SUS444以上的高温强度的方法。但是，对于热疲劳特性，则并没有公开。在专利文献5、6中，公开了除添加Nb、Mo、Cu以外还进行W的添加的技术。在专利文献5中，虽然公开了使用Cu、Nb、Mo、W的固溶强化的方法，但对于热疲劳寿命，则并没有公开。在专利文献6中，公开了通过利用Fe和P的化合物作为析出位点，使Laves相和ε-Cu在晶粒内均匀地微细析出，从而提高950℃下的析出强化的强度稳定性和热疲劳寿命的方法。但是，热疲劳寿命将2000cycle(循环)以上设定为合格，从而没有进行进一步长时间的热疲劳寿命的研究。
最近，在专利文献7中，公开了除Laves相以外还利用Nb碳氮化物，由此维持Nb以及Mo的固溶强化，进而利用由B产生的使Laves相和ε-Cu相微细分散的效果，得到在950℃下优良的热疲劳寿命(1500cycle以上)的技术。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2008-189974号公报
专利文献2：日本特开2009-120893号公报
专利文献3：日本特开2009-120894号公报
专利文献4：日本特开2009-197306号公报
专利文献5：日本特开2009-197307号公报
专利文献6：日本特开2012-207252号公报
专利文献7：日本特开2011-190468号公报
发明内容
发明所要解决的课题
本发明的课题在于：提供一种特别在排放气体的最高温度为1000℃左右、且汽车的排气部件处于950℃左右的环境下，具有比现有技术高的热疲劳特性的铁素体系不锈钢。当在950℃左右的温度区域长时间使用时，其课题在于以充分高的水平表现出热疲劳特性，而且使稳定度得以更加提高。
用于解决课题的手段
为了解决上述课题，本发明人反复进行了潜心的研究。其结果是，在添加Cu-Nb-Mo的钢中，发现如果将Cu含量设定为超过2.00％，而且将产品的晶粒内的ε-Cu的尺寸以最大粒径计设定为20nm～200nm，则最高温度950℃下的热疲劳特性比SUS444更加提高，进而热疲劳寿命为具有比以往的见解更长寿命的2500clcye以上。以往，一般认为最好使ε-Cu尽量不在产品中析出。但是，在Cu的含量超过2.00％的情况下，发现如果处于上述的析出状态，则热疲劳特性与在产品时基本上不会析出ε-Cu而在热疲劳试验时使ε-Cu析出这种状态的热疲劳特性几乎没有差别，进而可以确保加工性。
图1是在含有Cr：16.8～17.5％、C：0.005～0.010％、Cu：1.50～3.83％、Nb：0.50～0.55％、Mo：1.75～1.80％、Si：0.15～0.30％、Mn：0.15～0.25％、N：0.008～0.012％的钢中，表示Cu量和950℃的热疲劳寿命之间的关系的结果。可知如果Cu的含量超过2.00％，则热疲劳寿命达到2500cycle以上。另外，图2是使用与图1同样的试验片，表示晶粒内的ε-Cu的最大粒径和950℃的热疲劳寿命之间的关系的结果。此外，晶粒内的ε-Cu的最大粒径设定为当量圆直径进行计算。其它测定条件记载于实施例中。
如果析出的ε-Cu的最大粒径在200nm以下，则可知950℃的热疲劳寿命常常达到2500cycle以上，可以得到稳定的寿命。在Cu含量超过2.00％的情况下，如果析出的ε-Cu尺寸在200nm以下，则950℃的热疲劳寿命不太能够看到差别的理由尚未明确。但是，可以推定其原因在于：在高温-低温循环的热疲劳试验中，在ε-Cu于高温下析出时，某种程度微细尺寸的整合ε-Cu已经分散，因而新析出的粗大ε-Cu的析出和生长受到抑制。
为解决上述课题的本发明的一实施方式的要旨如下所述。
(1)一种耐热性优良的铁素体系不锈钢板，其特征在于：以质量％计，含有C：0.02％以下、N：0.02％以下、Si：0.10～0.60％、Mn：0.10～0.80％、Cr：15.0～21.0％、Cu：超过2.00％且在3.50％以下、Nb：0.30～0.80％、Mo：1.00～2.50％、B：0.0003～0.0030％，剩余部分包括Fe和不可避免的杂质；组织中存在的ε-Cu的最大粒径为20nm～200nm。
(2)根据上述(1)所述的耐热性优良的铁素体系不锈钢板，其特征在于：以质量％计，含有选自W：2.0％以下、Mg：0.0050％以下、Ni：1.0％以下、Co：1.0％以下以及Ta：0.50％以下之中的1种以上。
(3)根据上述(1)或(2)所述的耐热性优良的铁素体系不锈钢板，其特征在于：以质量％计，含有选自Al：1.0％以下、V：0.50％以下、Sn：0.5％以下、Sb：0.5％以下、Ga：0.1％以下、Zr：0.30％以下以及REM(稀土类金属)：0.2％以下之中的1种以上。
(4)一种上述(1)～(3)中任一项所述的高温强度优良的铁素体系不锈钢板的制造方法，其特征在于：具有对冷轧板进行退火的工序，所述冷轧板的最终退火温度为1000～1100℃，从最终退火后至700℃的温度范围的平均冷却速度为20℃/秒以上，从700℃至500℃的温度范围的平均冷却速度为3～20℃/秒。
在此，关于没有规定含量范围的下限的元素，表示含有直至不可避免的杂质水平。
发明的效果
根据本发明的一实施方式，可以得到超过SUS444的热疲劳特性。也就是说，可以提供一种950℃下的热疲劳特性超过SUS444的铁素体系不锈钢。特别地，通过将本发明的一实施方式的铁素体系不锈钢适用于汽车等的排气系统构件，便可以适应排放气体温度在1000℃附近、排气系统部件的温度直至950℃附近的高温化。
附图说明
图1是表示Cu量和950℃热疲劳寿命之间的关系的图。
图2是表示ε-Cu析出尺寸(最大粒径)和最高温度950℃的热疲劳寿命之间的关系的图。
具体实施方式
下面就本发明进行详细的说明。首先，就本发明的限定理由进行说明。只要没有特别指定，％意味着质量％。
C使成形性和耐蚀性劣化，促进Nb碳氮化物的析出而带来高温强度的降低。C的含量越少越好，因而设定为0.02％以下。但是，过度的降低导致精炼成本的增加，因而C量优选为0.003％～0.015％。
N与C同样，使成形性和耐蚀性劣化，促进Nb碳氮化物的析出而带来高温强度的降低。N的含量越少越好，因而设定为0.02％以下。但是，过度的降低导致精炼成本的增加，因而N量优选为0.005～0.018％。
Si作为脱氧剂也是有用的元素，但对于改善耐氧化性是非常重要的元素。其效果在0.10％以上产生。但是，在超过0.60％时，具有容易发生氧化皮剥离的倾向。因此，将Si量设定为0.10～0.60％。另外，对于热疲劳特性，Si在高温下促进被称之为Laves相的以Fe和Nb、Mo、W为主体的金属间化合物的析出。因此，Si量优选为超过0.10％且在0.30％以下。
Mn是作为脱氧剂添加的元素，但在长时间使用中于表层部形成Mn系氧化物，有助于氧化皮粘附性和异常氧化的抑制。其效果在0.10％以上表现出来。另一方面，超过0.80％的过度添加使常温的均匀拉伸率降低。另外，形成MnS而使耐蚀性降低，或者带来耐氧化性的劣化。从这些角度考虑，将Mn量的上限设定为0.80％。另外，考虑到高温延展性和氧化皮粘附性，Mn量优选为0.10～0.60％。
Cr在本实施方式中，是为确保耐氧化性所必须的元素。在低于15.0％时，其效果不会表现出来，在超过21.0％时，使加工性降低，或者带来韧性的劣化。因此，将Cr量设定为15.0～21.0％。再者，考虑到高温延展性和制造成本，Cr量优选为17.0～19.0％。
Cu是对热疲劳特性的提高有效的元素。这是由ε-Cu析出所产生的析出硬化的作用，通过添加超过2.00％的Cu，在950℃左右的热疲劳寿命方面可以明显地发挥上述作用。另一方面，如果添加过度量的Cu，则均匀拉伸率降低，常温屈服强度过于升高，从而对冲压成形性产生影响。另外，如果添加超过3.50％的Cu，则在高温区域形成奥氏体相，从而在表面容易产生异常氧化。因此，将Cu量的上限值设定为3.50％。当Cu量超过3.50％时，具有热疲劳特性也达到饱和的倾向。再者，考虑到制造性和氧化皮粘附性，Cu量优选为2.50～3.15％。
Nb是固溶强化以及由Laves相的微细析出产生的析出强化所必需的元素。在该固溶强化以及析出强化的作用下，热疲劳寿命得以提高。另外，Nb使C和N以碳氮化物的形式固定，也具有有助于产品板的对耐蚀性和r値产生影响的再结晶织构的发达的作用。在本实施方式的添加Nb-Mo-Cu的钢中，析出强化可以通过含有0.30％以上的Nb而得到。因此，将Nb量的下限设定为0.30％。另外，添加超过0.80％的过度量的Nb促进Laves相的粗大化，从而无助于热疲劳寿命，而且成本增加。因此，将Nb量的上限设定为0.80％。再者，考虑到制造性和成本，Nb量优选为0.40～0.65％。
Mo提高耐蚀性，而且抑制高温氧化。另外，Mo对于由Laves相的微细析出产生的析出强化以及固溶强化是有效的。在该析出强化以及固溶强化的作用下，热疲劳特性得以提高。但是，添加过度量的Mo促进Laves相的粗大析出，使析出强化能力降低，而且使加工性劣化。本发明在前述的添加Cu-Nb-Mo的钢中，Mo量为1.00％以上，可以得到由Laves相的微细析出产生的析出强化以及固溶强化。因此，将Mo量的下限设定为1.00％。添加超过2.50％的过度量的Mo促进Laves相的粗大化，从而无助于热疲劳寿命，而且成本增加。因此，将Mo量的上限设定为2.50％。再者，考虑到制造性和成本，Mo量优选为1.50～2.10％。考虑到耐氧化性，Mo量优选为1.60～1.90％。
B也是提高产品压力加工时的2次加工性的元素，其效果在0.0003％以上的量时表现出来。但是，添加过度量的B使硬质化和晶间腐蚀性劣化。因此，将B量的上限设定为0.0030％。再者，考虑到成形性和制造成本，B含量优选为0.0003～0.0015％。
下面就钢板的结晶组织中的ε-Cu的存在形态进行说明。在Cu量超过2.00％的情况下，只要产品时的ε-Cu的最大粒径为200nm以下，就可以通过ε-Cu相的析出强化而非常有效地提高950℃下的热疲劳特性。但是，在ε-Cu的最大粒径超过200nm的情况下，超过200nm的ε-Cu的生长比高温时新的ε-Cu的析出更为优先，从而析出强化不会有效地发挥作用。因此，将ε-Cu的最大粒径的上限设定为200nm。另外，如果使最大粒径低于20nm的ε-Cu析出，则微细的ε-Cu致密分散，从而使加工性劣化。因此，将ε-Cu的最大粒径的下限设定为20nm。另外，为了通过ε-Cu的析出强化而更有效地提高热疲劳特性，ε-Cu的最大粒径优选为30～100nm。此外，如果ε-Cu的最大粒径为20nm～200nm，则粒径为20nm～200nm的ε-Cu的析出密度在10个/μm2以上。如果ε-Cu的最大粒径超过200nm或者低于20nm，则粒径为20nm～200nm的ε-Cu的析出密度低于10个/μm2。最大粒径为30nm～100nm(ε-Cu优选的粒径范围)时也同样。也就是说，如果ε-Cu的最大粒径为30nm～100nm，则粒径为30nm～100nm的ε-Cu的析出密度在10个/μm2以上。
另外，为了进一步提高高温强度等诸特性，也可以添加以下的元素。
W具有与Mo同样的效果，是提高热疲劳特性的元素。该效果从0.05％以上开始稳定地表现出来。但是，如果添加过度量的W，则促进Laves相的粗大化，从而使析出物粗大化，而且使制造性以及加工性劣化。因此，W量优选为2.00％以下。再者，考虑到成本和耐氧化性等，W量优选为0.10～1.50％。
Mg是改善2次加工性的元素，通过添加0.0002％以上的Mg，便稳定地发挥效果。然而，如果添加超过0.0050％的Mg，则加工性明显劣化，因而Mg量优选为0.0002～0.0050％。再者，考虑到成本和表面品质，Mg量优选为0.0002～0.0020％。
Ni是提高耐蚀性的元素。但是，如果添加过度量的Ni，则在高温区域形成奥氏体相，从而在表面产生异常氧化以及氧化皮剥离。因此，将Ni量的上限设定为1.0％。另外，其作用从0.05％开始就表现出效果，从0.1％开始就稳定地表现出来，但考虑到制造成本，Ni含量优选为0.1～0.6％。
Co是提高高温强度的元素。然而，如果添加超过1.0％的Co，则制造性以及加工性明显劣化。因此，将Co量设定为1.0％以下。再者，考虑到成本，Co量优选为0.05～0.50％。
Ta是提高高温强度的元素，可以根据需要添加。但是，如果添加过度量的Ta，则招致常温延展性的降低和韧性的降低。因此，将Ta量的上限设定为0.50％。为了兼顾高温强度和延展性-韧性，Ta量优选为0.05％～0.30％。
Al是脱氧元素，而且是提高耐氧化性的元素。Al作为强化元素，对于强度提高是有用的。其作用在0.10％以上的Al量时稳定地表现出来。但是，过度量的Al的添加产生硬质化而使均匀拉伸率明显降低，而且使韧性明显降低。因此，将Al量的上限设定为1.0％。再者，考虑到表面缺陷的发生和焊接性、制造性，Al量优选为0.1～0.3％。此外，在以脱氧为目的而添加Al的情况下，低于0.10％的Al在钢中以不可避免的杂质的形式残存下来。
V与Nb一起形成微细的碳氮化物，产生析出强化的作用而有助于热疲劳寿命的提高。该效果在添加0.05％以上的V时稳定地表现出来。但是，如果添加超过0.50％的V，则Nb碳氮化物粗大化而使高温强度降低，从而热疲劳寿命以及加工性降低。因此，将V量的上限设定为0.50％。再者，考虑到制造成本和制造性，V量优选为0.05～0.30％。
Sn是通过固溶强化而使热疲劳寿命得以提高的元素，通过添加0.05％以上的Sn便稳定地发挥效果。另外，Sn也是提高耐蚀性的元素，添加0.01％以上的Sn时，其效果便表现出来。然而，如果添加超过0.50％的Sn，则加工性明显劣化。因此，将Sn量设定为0.50％以下。再者，考虑到成本和表面品质，Sn量优选为0.05～0.30％。
Sb对于耐蚀性的提高是有效的，也可以根据需要添加0.5％以下的Sb。特别地，从缝隙腐蚀性的角度考虑，Sb量的下限优选为0.005％。再者，从制造性和成本的角度考虑，Sb量的下限优选为0.01％。从成本的角度考虑，Sb量的上限优选为0.1％。
为了提高耐蚀性和抑制氢脆，也可以添加0.1％以下的Ga。从形成硫化物和氢化物的角度考虑，Ga量的下限优选为0.0005％。从制造性和成本的角度考虑，Ga量优选为0.0010％以上，进一步优选为0.0020％以上。
Zr与Nb、Ti等同样，形成碳氮化物而抑制Cr碳氮化物的形成，使耐蚀性得以提高。因此，优选根据需要添加0.01％以上的Zr。另外，即使添加超过0.30％的Zr，其效果也达到饱和，因大型氧化物的形成也可能导致表面缺陷。因此，Zr量优选为0.01～0.30％，更优选为0.20％以下。Zr与Ti、Nb相比为高价的元素，因而考虑到制造成本，优选将Zr量设定为0.02％～0.05％。
REM(稀土类金属)是对耐氧化性和氧化膜粘附性的提高表现出效果的元素。为了表现出效果，REM量(稀土类金属元素的总量)的下限优选为0.002％。效果在0.2％的REM量时达到饱和。此外，REM(稀土类元素)根据通常的定义，是指钪(Sc)、钇(Y)这2种元素、和从镧(La)到镥(Lu)的15种元素(镧系元素)的总称。既可以单独添加这些REM元素中的1种，也可以添加2种以上的混合物。
关于其它成分，在本实施方式中没有特别规定，但在本实施方式中，也可以根据需要，以0.001～0.1％的量添加Hf、Bi等。此外，As、Pb等通常有害的元素和杂质元素的量优选尽可能地降低。
关于钢板的制造方法，直至最终退火中的加热工艺都可以采用通常的铁素体系不锈钢的制造方法进行制造。例如，对具有本实施方式范围的组成的铁素体系不锈钢进行熔炼而制造板坯。将板坯加热至1000～1300℃，接着在1100～700℃的范围进行热轧，从而制造出4～6mm的热轧板。然后，在800～1100℃进行退火，接着进行酸洗，从而得到退火酸洗板。对该退火酸洗板进行冷轧，从而制作出1.0～2.5mm的冷轧板。然后，在1000～1100℃进行最终退火，接着进行酸洗。可以通过这些工序而制造钢板。但是，关于最终退火后的冷却速度，在直至700℃的温度范围的冷却速度较慢的情况下，ε-Cu粗大化，而且Laves相等的析出物较多地析出。在此情况下，不会表现出热疲劳特性而有常温延展性等加工性发生劣化的可能性。因此，优选将从最终退火温度至700℃的温度范围的平均冷却速度控制在20℃/秒以上。通过将平均冷却速度控制为20℃/秒～100℃/秒，便可以实现目的。通过将平均冷却速度控制为20℃/秒～30℃/秒，由控制冷却速度产生的效果便充分表现出来。在考虑进一步提高制造性的情况下，平均冷却速度优选为30℃/秒以上，进一步优选为50℃/秒以上。另外，在Cu的析出最明显地产生的700～500℃的温度范围内进行过度冷却的情况下，低于20nm的微细ε-Cu相致密析出，从而使常温加工性劣化。另外，如果为了不使ε-Cu析出而进一步进行过度的冷却，则板厚形状劣化。因此，冷却速度优选控制在一定的范围。在本实施方式中，需要使最大粒径为20nm以上的ε-Cu析出，因而以不进行过度的冷却为宜，优选以20℃/秒以下的冷却速度进行冷却。但是，如果冷却速度过慢，则ε-Cu粗大化，从而提高热疲劳特性的效果不会有效地表现出来。因此，将冷却速度的下限设定为3℃/秒。再者，考虑到制造性，冷却速度优选为5℃/秒～15℃/秒。另外，热轧板的热轧条件、热轧板的厚度、热轧板的退火的有无、冷轧条件、热轧板以及冷轧板的退火温度、气氛等可以适当地选择。另外，即使将冷轧-退火反复多次进行、或者在冷轧-退火后进行调质轧制或张力平整也没关系。再者，关于产品的板厚，也可以根据所要求的构件的厚度进行选择。
实施例
＜样品的制作方法＞
熔炼表1、表2所示的成分组成的钢，从而铸造出50kg的板坯。在1100～700℃对板坯进行热轧，从而制成5mm厚的热轧板。然后，在900～1000℃对热轧板进行退火，接着实施酸洗。冷轧至2mm的厚度，实施退火-酸洗而制成产品板。冷轧板的退火温度设定为1000～1100℃。表1的No.A1～A23为本发明例，表2的No.18～39为比较例。在表1、2中，下划线表示在本实施方式的范围外，“－”表示未添加。
＜ε-Cu的测定方法＞
作为冷轧退火板的样品，使用电解研磨法采集薄膜样品，使用透射型电子显微镜(FE-TEM)进行组织观察。以20000倍观察任意部位，拍摄10张晶粒内析出的ε-Cu的照片。在该放大倍数下，能够大致均匀地观察ε-Cu的分布状态。用扫描仪采集该照片，仅对ε-Cu进行颜色图像处理。接着，使用Scion Corporation生产的图像分析软件“ScionImage”，求出各粒子的面积。由粒子的面积算出当量圆直径，从而测定出ε-Cu的粒径。采用FE-TEM附带的EDS装置(能量分散型荧光X射线分析装置)使Fe、Cu、Nb、Mo、Cr定量化，由此对析出物的种类进行分类。ε-Cu大致为纯Cu，因而将Cu量超过添加量的析出物规定为ε-Cu。ε-Cu的评价分为最大粒径的评价和析出密度的评价2种进行。关于最大粒径的评价，将ε-Cu的最大粒径为20nm～200nm的钢板评价为良(good)，并在表中记载为“B”。其中，将ε-Cu的最大粒径为30nm～100nm的钢板评价为优(excellent)，并在表中记载为“A”。将ε-Cu的最大粒径低于20nm或者超过200nm的钢板评价为不合格(bad)，并在表中记载为“C”。关于析出密度的评价，将20nm～200nm的ε-Cu的析出密度在10个/μm2以上的钢板评价为良(good)，并在表中记载为“B”。进而将30nm～100nm的ε-Cu的析出密度在10个/μm2以上的钢板评价为优(excellent)，并在表中记载为“A”。将20nm～200nm的ε-Cu的析出密度低于10个/μm2的钢板评价为不合格(bad)，并在表中记载为“C”。
＜热疲劳试验方法＞
将这样得到的产品板卷绕成管状，并采用TIG焊接将板的端部焊接在一起，从而制作出φ30mm的管。进而将该管切断成300mm的长度，从而制作出评价点间隔为20mm的热疲劳试验片。使用伺服脉冲(Servopulser)型热疲劳试验装置(加热方法为高频感应加热装置)，在约束系数(constraint ratio)为20％下于大气中对该试验片反复进行以下的热处理循环，从而进行热疲劳寿命的评价。
热处理循环(1循环)：用150秒从200℃升温至950℃。接着在950℃下保持120秒。接着用150秒从950℃降温至200℃。
此外，将裂纹贯通板厚时的循环数定义为热疲劳寿命。贯通是每经过100个循环，用肉眼进行确认。将热疲劳寿命在2500个循环以上的钢板评价为良(good)，并在表中记载为“B”。将热疲劳寿命在2800个循环以上的钢板评价为优(excellent)，并在表中记载为“A”。将热疲劳寿命低于2500循环的钢板评价为不合格(bad)，并在表中记载为“C”。
＜常温加工性的评价方法＞
制作以轧制方向为长度方向的JIS 13B号试验片。然后，进行拉伸试验，从而测定了断裂拉伸率。在此，如果在常温下的断裂拉伸率为26％以上，则可以加工成通常的排气部件。因此，将具有26％以上的断裂拉伸率的钢板评价为良(good)，并在表中记载为“B”。将具有低于26％的断裂拉伸率的钢板评价为不合格(bad)，并在表中记载为“C”。
所得到的评价结果如表3、4所示。
＜评价结果＞
由表3、4表明：本发明例具有本实施方式所规定的成分组成，而且ε-Cu的最大粒径在本实施方式的范围内。可知该本发明例与比较例相比，950℃下的热疲劳寿命优良。
特别地，在所有满足优选条件的钢No.A6、A10、A11、A14、A16中，热疲劳寿命更加良好。另外，还可知在常温下的机械性质中，断裂延展性良好，具有与比较例同等以上的加工性。
在钢No.18中，C量超过本实施方式的范围的上限。在钢No.19中，N量超过本实施方式的范围的上限。因此，钢No.18、19在950℃下的热疲劳寿命比本发明例低。
在钢No.20中，Si量超过本实施方式的范围的上限。因此，热疲劳寿命比本发明例低，且加工性也低。
在钢No.21中，Mn过剩添加。在钢No.22中，Cr过剩添加。因此，钢No.21、22在常温下的延展性较低。
在钢No.23中，Cu量低于本实施方式的范围的下限。在钢No.25中，Nb量低于本实施方式的范围的下限。在钢No.27中，Mo量低于本实施方式的范围的下限。因此，钢No.23、25、27的热疲劳寿命较差。
在钢No.24中，Cu量超过本实施方式的范围的上限。在钢No.26中，Nb量超过本实施方式的范围的上限。在钢No.28中，Mo量超过本实施方式的范围的上限。在钢No.29中，W量超过本实施方式的范围的上限。因此，钢No.24、26、28、29的热疲劳寿命虽然优良，但常温延展性较低。
在钢No.30中，B量超过本实施方式的范围的上限。在钢No.31中，Mg量超过本实施方式的范围的上限。在钢No.32中，Ni量超过本实施方式的范围的上限。在钢No.33中，Co量超过本实施方式的范围的上限。在钢No.34中，Al量超过本实施方式的范围的上限。在钢No.35中，V量超过本实施方式的范围的上限。在钢No.36中，Sn量超过本实施方式的范围的上限。钢No.30～36的热疲劳寿命虽然优良，但常温延展性较低。
在钢No.37中，虽然成分组成在本实施方式的范围内，但从最终退火温度到700℃的冷却速度较慢。因此，ε-Cu的最大粒径超过200nm，从而热疲劳寿命以及常温延展性较低。
在钢No.38钢中，虽然成分组成在本实施方式的范围内，但从700℃到500℃的冷却速度过快。因此，非常微细的ε-Cu析出而使ε-Cu的最大粒径低于20nm，热疲劳寿命虽然具有优势，但常温延展性较差。
在钢No.39钢中，虽然成分组成在本实施方式的范围内，但从700℃到500℃的冷却速度过慢。因此，非常粗大的ε-Cu析出而使ε-Cu的最大粒径超过200nm，热疲劳寿命较差。
此外，可知如果ε-Cu的最大粒径为20nm～200nm，则粒径为20nm～200nm的ε-Cu的析出密度在10个/μm2以上。另外，还可知如果ε-Cu的最大粒径超过200nm或者低于20nm，则粒径为20nm～200nm的ε-Cu的析出密度低于10个/μm2。
产业上的可利用性
本实施方式的铁素体系不锈钢由于耐热性优良，因而除汽车排气系统构件以外，还可以用作发电厂的排放气体路径构件。再者，本实施方式的铁素体系不锈钢由于含有对耐蚀性的提高有效的Mo，因而也可以用作需要耐蚀性的用途。

Claims (4)

1.一种耐热性优良的铁素体系不锈钢板，其特征在于：以质量％计，含有
C：0.02％以下、
N：0.02％以下、
Si：0.10～0.60％、
Mn：0.10～0.80％、
Cr：15.0～21.0％、
Cu：超过2.00％且在3.50％以下、
Nb：0.30～0.80％、
Mo：1.00～2.50％、以及
B：0.0003～0.0030％，
剩余部分包括Fe和不可避免的杂质；
组织中存在的ε-Cu的最大粒径为20nm～200nm。
2.根据权利要求1所述的耐热性优良的铁素体系不锈钢板，其特征在于：以质量％计，含有选自W：2.0％以下、Mg：0.0050％以下、Ni：1.0％以下、Co：1.0％以下以及Ta：0.50％以下之中的1种以上。
3.根据权利要求1或2所述的耐热性优良的铁素体系不锈钢板，其特征在于：以质量％计，含有选自Al：1.0％以下、V：0.50％以下、Sn：0.5％以下、Sb：0.5％以下、Ga：0.1％以下、Zr：0.30％以下以及稀土类金属REM：0.2％以下之中的1种以上。
4.一种权利要求1～3中任一项所述的高温强度优良的铁素体系不锈钢板的制造方法，其特征在于：
具有对冷轧板进行退火的工序，
所述冷轧板的最终退火温度为1000～1100℃，从最终退火后至700℃的温度范围的平均冷却速度为20℃/秒以上，从700℃至500℃的温度范围的平均冷却速度为3～20℃/秒。
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