CN106460112A

CN106460112A - 铁素体系不锈钢

Info

Publication number: CN106460112A
Application number: CN201580025042.3A
Authority: CN
Inventors: 中村徹之; 太田裕树; 上力
Original assignee: NKK Corp
Current assignee: JFE Steel Corp; JFE Engineering Corp
Priority date: 2014-05-14
Filing date: 2015-05-12
Publication date: 2017-02-22
Also published as: WO2015174079A1; US10400318B2; TW201546297A; EP3118341A4; EP3118341A1; EP3118341B1; KR20160145675A; TWI548758B; US20170073800A1; MX2016014668A; KR101899230B1; JP5900715B1; JPWO2015174079A1

Abstract

本发明提供在Cu、Al复合添加钢中实现极其优良的高温疲劳特性、耐热性优良的铁素体系不锈钢。一种铁素体系不锈钢，其特征在于，具有以质量％计含有C：0.015％以下、Si：1.0％以下、Mn：1.0％以下、P：0.040％以下、S：0.010％以下、Cr：10.0～23.0％、Al：0.2～1.0％、N：0.015％以下、Cu：1.0～2.0％、Nb：0.30～0.65％、Ti：0.50％以下、O：0.0030％以下且余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，Si含量和Al含量满足Si≥Al的关系，Al含量和O含量满足Al/O≥100的关系。

Description

铁素体系不锈钢

技术领域

本发明涉及兼具优良的热疲劳特性、耐氧化性、高温疲劳特性的铁素体系不锈钢。本发明的铁素体系不锈钢能够特别优选应用于汽车、摩托车的排气管、转换器箱和火力发电厂的排气管道等在高温下使用的排气系统构件。

背景技术

对于汽车的排气歧管、排气管、转换器箱和消声器等排气系统构件，要求耐氧化性、热疲劳特性、高温疲劳特性(以下，将它们统称为“耐热性”)优良。在此，热疲劳和高温疲劳具体如下所述。另外，下述成分组成的说明中，“％”表示“质量％”。

排气系统构件在随着引擎的起动和停止而反复经受加热和冷却时，因与周边的部件的关系而处于被约束的状态。因此，排气系统构件的热膨胀和收缩受到限制，原材本身产生热应变。将因该热应变引起的疲劳现象称为热疲劳。

另外，高温疲劳是指在被来自引擎的废气加热的状态下连续经受振动时产生龟裂等导致破坏的现象。

作为这样的要求耐热性的构件中使用的原材，目前大多使用添加有Nb和Si的Type429(15％Cr-0.9％Si-0.4％Nb，例如JFE 429EX)这样的含Cr钢。但是，随着引擎性能的提高，废气温度升高至超过900℃的温度时，虽然不能说Type429不满足要求特性，但无法特别充分地满足热疲劳特性。

作为能够应对该问题的原材，开发了例如在Nb的基础上添加Mo而使高温耐力提高的、JIS G4305中规定的SUS444(例如，19％Cr-Nb-2％Mo)、添加有Nb、Mo和W的铁素体系不锈钢等(例如，参考专利文献1)。但是，以近来的Mo和W等稀有金属的异常的价格的高涨或变动为契机，要求开发出使用廉价的原料并且具有同等的耐热性的材料。

作为不使用昂贵的Mo和W的耐热性优良的材料，例如，在专利文献2中公开了在含有10～20％的Cr的含Cr钢中添加有Nb：0.50％以下、Cu：0.8～2.0％、V：0.03～0.20％的汽车的废气流路构件用的铁素体系不锈钢。另外，在专利文献3中公开了在10～20％含Cr钢中添加有Ti：0.05～0.30％、Nb：0.10～0.60％、Cu：0.8～2.0％、B：0.0005～0.02％的热疲劳特性优良的铁素体系不锈钢。另外，在专利文献4公开了在含有15～25％的Cr的含Cr钢中添加有Cu：1～3％的汽车排气系统部件用铁素体系不锈钢。这些钢的特征在于，添加Cu而提高了热疲劳特性。

另一方面，还提出了通过主动地添加Al来实现耐热性的提高的技术。例如，在专利文献5中公开了通过添加Al：0.2～2.5％、Nb：超过0.5％且1.0％以下、Ti：3×(C+N)～0.25％而使热疲劳特性提高的铁素体系不锈钢。另外，在专利文献6中公开了通过在含有Cr：10～25％、Ti：3×(C+N)～20×(C+N)的含Cr钢中添加Al而在钢表面形成Al₂O₃覆膜、从而提高耐氧化性的铁素体系不锈钢。此外，在专利文献7中公开了在含有6～25％的Cr的含Cr钢中添加Ti、Nb、V和Al而将C和N固定、从而提高液压成形后的耐裂纹性的铁素体系不锈钢。在专利文献8中公开了在含有16～23％的Cr的含Cr钢中添加Nb：0.3～0.65％、并复合添加适量的Cu：1.0～2.5％和Al：0.2～1.0％而具有更优良的热疲劳特性、耐氧化性和高温疲劳特性的钢。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2004-018921号公报

专利文献2：国际公开号WO03/004714号

专利文献3：日本特开2006-117985号公报

专利文献4：日本特开2000-297355号公报

专利文献5：日本特开2008-285693号公报

专利文献6：日本特开2001-316773号公报

专利文献7：日本特开2005-187857号公报

专利文献8：日本特开2011-140709号公报

发明内容

发明所要解决的问题

根据发明人的研究，在像专利文献2～4中公开的钢那样想要添加Cu来改善耐热性的情况下，虽然热疲劳特性提高，但钢自身的耐氧化性降低。其结果，综合来看，耐热性降低。

专利文献5和6中公开的钢通过添加Al而具有高的高温强度和优良的耐氧化性。但是，仅添加有Al不能充分地得到其效果。例如，对于Si含量低的专利文献5的钢而言，即使添加Al，Al也会优先形成氧化物或氮化物。其结果，Al的固溶量降低，得不到期望的高温强度。另外，对于添加有超过1.0％的大量的Al的专利文献6的钢而言，不仅室温下的加工显著降低，而且由于Al容易与O(氧)结合，因此，耐氧化性降低。此外，像专利文献7中公开的钢那样，Cu和Al为选择元素，因此，在Cu、Al添加量少或者未添加适当量的Cu、Al的情况下，得不到优良的耐热性。另外，像专利文献8那样复合添加有Cu和Al的钢具有优良的耐热性，但如果能进一步提高高温疲劳特性则更优选。

因此，本发明的目的在于提供在Cu和Al的复合添加钢中实现极其优良的高温疲劳特性、耐热性优良的铁素体系不锈钢。需要说明的是，本发明中的“极其优良的高温疲劳特性”是指，即使在850℃下反复施加100×10⁵次的75MPa的弯曲应力也不发生断裂。另外，本发明中所述的“优良的热疲劳特性”是指，具体地以0.35的约束率在100℃-850℃之间反复时的热疲劳寿命为1120次循环以上。另外，本发明中所述的“优良的耐氧化性”是指，在大气中在950℃下保持300小时后的氧化增量为27g/m²以下。

用于解决问题的方法

发明人对各种添加元素给在Nb的基础上复合添加Cu和Al的钢的高温疲劳特性带来的影响反复进行了深入研究，发现了钢中O(氧)量影响高温疲劳特性，从而完成了本发明。更具体而言，本发明提供以下的发明。

[1]一种铁素体系不锈钢，其特征在于，具有以质量％计含有C：0.015％以下、Si：1.0％以下、Mn：1.0％以下、P：0.040％以下、S：0.010％以下、Cr：10.0～23.0％、Al：0.2～1.0％、N：0.015％以下、Cu：1.0～2.0％、Nb：0.30～0.65％、Ti：0.50％以下、O：0.0030％以下且余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，Si含量和Al含量满足Si≥Al的关系，Al含量和O含量满足Al/O≥100的关系。

[2]如[1]所述的铁素体系不锈钢，其特征在于，上述成分组成进一步含有选自B：0.0030％以下、REM：0.080％以下、Zr：0.50％以下、V：0.50％以下、Co：0.50％以下和Ni：0.50％以下中的一种或两种以上。

[3]如[1]或[2]所述的铁素体系不锈钢，其特征在于，上述成分组成进一步含有选自Ca：0.0050％以下和Mg：0.0050％以下中的一种或两种。

[4]如[1]～[3]中任一项所述的铁素体系不锈钢，其特征在于，上述成分组成进一步含有Mo：0.1～1.0％以下。

发明效果

根据本发明，能够廉价地提供具有超过SUS444的高温疲劳特性的铁素体系不锈钢。因此，本发明的钢特别适合用于汽车等的排气系统构件。

附图说明

图1是高温疲劳试验片进行说明图。

图2是热疲劳试验片进行说明图。

图3是表示热疲劳试验条件(温度、约束条件)的图。

图4是对Al含量和O含量给高温疲劳特性带来的影响进行说明的图。

具体实施方式

以下，对本发明的实施方式进行说明。需要说明的是，本发明不限于以下的实施方式。

对本发明的铁素体系不锈钢的成分组成进行说明。在下述成分组成的说明中，“％”表示“质量％”。

C：0.015％以下

C是对提高钢的强度有效的元素。但是，C含量超过0.015％时，韧性和成形性的降低变得显著。因此，在本发明中，C含量设定为0.015％以下。需要说明的是，从确保成形性的观点考虑，C含量优选为0.010％以下。另外，从确保作为排气系统构件的强度的观点考虑，C含量优选为0.001％以上。更优选为0.003～0.008％的范围。

Si：1.0％以下

Si是提高耐氧化性的元素。为了得到其效果，优选将Si含量设定为0.02％以上。另一方面，Si含量超过1.0％时，钢发生硬质化，加工性降低，因此，在本发明中，将Si含量设定为1.0％以下。优选为0.20％以上1.0％以下。

另外，Si是有助于提高在像汽车的废气那样含有水蒸气的气氛下的耐氧化性的元素。在需要提高耐氧化性的情况下，优选将Si含量设定为0.40％以上。更优选的Si含量为0.50～0.90％。

Si≥Al

此外，Si是对于有效地活用后述的Al的固溶强化能力而言也重要的元素。Al是具有即使在高温下也具有固溶强化作用、从而在从室温至高温的全部温度范围内使强度增加的效果的元素。但是，Al含量多于Si含量时，Al在高温下优先形成氧化物或氮化物，固溶Al量减少。因此，Al无法充分有助于固溶强化。另一方面，Si含量为Al含量以上时，Si优先氧化而在钢板表面连续地形成致密的氧化物层。该氧化物层具有抑制氧、氮从外部向内侧的扩散的效果，因此，能够将Al的氧化或氮化抑制为最低限度。其结果，可稳定地确保Al的固溶状态，因此能够提高高温强度。因此，在本发明中，使Si含量和Al含量满足Si≥Al的关系。更优选以满足Si≥1.4×Al的方式对Si含量、Al含量进行调节。需要说明的是，上述不等式中的Si、Al表示各元素的含量(质量％)。

Mn：1.0％以下

Mn是作为脱氧剂、并且是用于提高钢的强度而添加的元素。另外，Mn还具有抑制氧化皮的剥离的效果。为了得到这些效果，优选将Mn含量设定为0.02％以上。但是，过量含有Mn时，在高温下容易生成γ相，耐热性降低。因此，Mn含量设定为1.0％以下。优选的Mn含量为0.05～0.80％。进一步优选为0.10～0.50％。

P：0.040％以下

P是使钢的韧性降低的有害元素，优选尽可能地降低。因此，在本发明中，P含量设定为0.040％以下。优选为0.030％以下。

S：0.010％以下

S是使伸长率、r值降低而对成形性产生不良影响、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，优选尽可能地降低S含量。因此，在本发明中，将S含量设定为0.010％以下。优选为0.005％以下。

Cr：10.0～23.0％

Cr是对提高作为不锈钢的特征的耐腐蚀性、耐氧化性有效的重要元素。Cr含量低于10.0％时，得不到充分的耐氧化性。另一方面，Cr是在室温下将钢固溶强化、从而发生硬质化、低延性化的元素。特别是，Cr含量超过23.0％时，该弊病变得显著。因此，Cr含量设定为10.0～23.0％的范围。优选为12.0～20.0％的范围。进一步优选为14.0～18.0％。

Al：0.2～1.0％

Al是对于提高添加有Cu的钢的耐氧化性而言必不可少的元素。特别是，为了在添加有Cu的钢中得到与SUS444同等以上的耐氧化性，需要使Al含量为0.2％以上。另一方面，Al含量超过1.0％时，钢发生硬质化，加工性降低。因此，Al含量设定为0.2～1.0％的范围。优选为0.25～0.80％的范围。更优选为0.30～0.50％的范围。

另外，Al也是在钢中固溶、具有作为固溶强化元素发挥作用的效果的元素。Al有助于提高在超过700℃的温度下的高温强度，因此，在本发明中是重要的元素。另外，Al在像热疲劳试验那样应变速度小的情况下，可以更强地发挥固溶强化效果。如前所述，Al含量多于Si含量时，Al在高温下优先形成氧化物或氮化物。其结果，Al的固溶量减少，Al难以有助于固溶强化。反之，在Al含量为Si含量以下时，Si优先氧化而在钢板表面连续地形成致密的氧化物层。该氧化物层成为氧、氮的内侧扩散的障壁，能够将Al稳定地保持于固溶状态。其结果，能够通过Al的固溶强化而提高高温强度。

N：0.015％以下

N是使钢的韧性和成形性降低的元素。N含量超过0.015％时，显著地表现出该不利。因此，N含量设定为0.015％以下。需要说明的是，从确保韧性和成形性的观点考虑，优选尽可能地降低N含量，优选设定为低于0.012％。这样，优选不主动添加N。但是，为了将N含量降低至低于0.004％，需要花费时间进行脱氮，制造成本增高。因此，考虑到特性与成本的平衡，优选N含量为0.004％以上且低于0.012％。

Cu：1.0～2.0％

Cu是对提高热疲劳特性非常有效的元素。对于本发明这样的添加有Nb的钢而言，为了得到与SUS444同等以上的热疲劳特性，需要将Cu含量设定为1.0％以上。但是，Cu含量超过2.0％时，钢显著地硬质化，室温下的加工性显著降低，并且在热加工时容易引起脆化。更重要的是，Cu的含有虽然会提高热疲劳特性，但会使钢自身的耐氧化性降低。即，通过Cu的含有，综合而言，耐热性有时降低。综合而言，耐热性降低的原因认为是由于，Cu富集在紧挨着生成的氧化皮的下方的脱Cr层中，从而抑制作为提高不锈钢原本的耐氧化性的元素的Cr的再扩散。因此，Cu含量设定为1.0～2.0％的范围。优选为1.0～1.8％的范围。更优选为1.2～1.6％。

Nb：0.30～0.65％

Nb与C和N形成碳氮化物而将C、N固定，具有提高耐腐蚀性、成形性和焊接部的耐晶界腐蚀性的作用，并且具有使高温强度升高而提高热疲劳特性的作用。因此，Nb在本发明中是重要的元素。这样的效果通过使Nb含量为0.30％以上而得到。但是，Nb含量超过0.65％时，容易析出Laves相(Fe₂Nb)，助长脆化。此外，Nb固溶量减少时，高温强度提高效果消失。因此，Nb含量设定为0.30～0.65％的范围。优选为0.35～0.55％的范围。需要说明的是，考虑到高温强度与韧性的平衡，Nb含量优选为0.40～0.50％的范围。更优选为0.43～0.48％的范围。

Ti：0.50％以下

Ti与Nb同样是将C和N固定而提高耐腐蚀性、成形性、防止焊接部的晶界腐蚀的元素。另外，在本发明这样的含Al钢中，Ti是对提高耐氧化性极其有效的元素。特别在超过1000℃的高温范围内使用的情况下，为了得到优良的耐氧化性，Ti是有效的添加元素。为了得到这样的高温下的耐氧化性，优选将Ti含量设定为0.005％以上。但是，Ti含量超过0.50％时，不仅耐氧化性提高效果饱和，而且会由于粗大的氮化物的生成而导致韧性的降低。例如，由于在热轧板退火生产线中反复经受的弯曲-弯回而引起断裂等，对制造性产生不良影响。此外，粗大的TiN在高温疲劳试验时也容易成为龟裂的起点，因此得不到优良的高温疲劳特性。因此，Ti含量的上限设定为0.50％。

对于汽车引擎的排气系统构件等中使用的现有钢材而言，在暴露于高温时，有时会由于构件表面生成的氧化皮的剥离而对引擎功能产生障碍。对于这样的氧化皮剥离，Ti的添加也是极其有效的。通过使Ti含量超过0.15％，能够显著降低1000℃以上的高温范围内的氧化皮剥离。因此，对于在氧化皮剥离成为问题的用途中使用的钢材，优选将Ti含量设定为超过0.15％且在0.5％以下的范围。

通过Ti的含有而使含Al钢的耐氧化性提高的理由在于，添加于钢中的Ti在高温下优先与N结合，由此抑制Al与N结合而形成AlN并析出。由此，在钢中游离的Al增加，利用前述的钢板表面生成的致密的Si氧化物层没有控制住而通过、侵入的O(氧)在母材与Si氧化物层的界面形成Al氧化物(Al₂O₃)，能够抑制Fe、Cr与O结合而发生氧化。其结果认为，利用上述Si氧化物层与Al氧化物的双重结构，可以阻止O侵入到钢板内部，耐氧化性提高。

O(氧)：0.0030％以下

O在本发明这样的含Al钢中是重要的元素。钢中存在的O在暴露于高温时优先与钢中的Al结合，使Al的固溶量减少。Al的固溶量减少时，高温强度降低。另外，在钢中粗大地析出的Al氧化物在高温疲劳试验成为龟裂产生的起点，使钢的高温疲劳特性降低。O在钢中大量存在时，就那样地与大量的Al结合而使Al的固溶量减少，不仅如此，O容易从外部侵入。因此，O在钢中大量存在时，容易以钢中O含量以上的程度形成Al氧化物。因此，优选尽可能地降低O含量，其含量限定为0.0030％以下。优选为0.0020％以下。进一步优选为0.0015％以下。

Al/O≥100

如上所述，在本发明这样添加有Al的钢中，为了利用Al的固溶强化而提高高温疲劳特性，O含量的降低变得重要。此外，发明人对Al与O的含量比给高温疲劳特性带来的影响进行了详细调查后发现，通过在满足Al：0.2～1.0％且O：0.0030％以下的基础上满足Al/O≥100，可以对钢赋予极其优良的高温疲劳特性。作为得到该效果的理由，认为是由于与钢中存在的O结合而生成的Al氧化物与在暴露于高温时与从外部空气侵入的O结合而生成的Al氧化物相比，致密性较差，因此，不易有助于耐氧化性的提高，容许O从外部空气的进一步侵入，促进成为龟裂的起点的Al氧化物的生成。

基础试验

以下，规定钢的成分组成的成分％全部表示质量％。

将成分组成以C：0.010％、Si：0.8％、Mn：0.2％、P：0.030％、S：0.002％、Cr：17％、N：0.010％、Cu：1.3％、Nb：0.5％、Ti：0.1％为基础并且使Al、O的含量分别在0.1～0.5％、0.001～0.006％的范围内发生各种变化的钢以实验室规模进行熔炼，制成30kg钢锭。将钢锭加热至1170℃后，进行热轧而制成厚度35mm×宽度150mm的薄板坯。将该薄板坯加热至1050℃后，进行热轧而制成板厚5mm的热轧板。然后，在900～1050℃下进行热轧板退火，酸洗，将所得到的热轧退火板通过冷轧使板厚为2mm，在850～1050℃下进行最终退火而制成冷轧退火板。将该冷轧退火板供于下述的高温疲劳试验。

高温疲劳试验

由以上述方式得到的冷轧退火板制作图1所示的形状的高温疲劳试验片，供于下述的高温疲劳试验。

利用申克(Schenck)式疲劳试验机，在800℃、1300rpm的条件下对冷轧退火板表面负荷70MPa的弯曲应力。此时，将直至试验片破损为止的循环数(破损反复数)作为高温疲劳寿命，如下进行评价。

○(合格)：在反复数为100×10⁵次时未断裂

△(不合格)：在反复数为15×10⁵次以上且100×10⁵次以下时断裂

×(不合格)：在反复数少于15×10⁵次时断裂

图4中示出了高温疲劳试验的结果。由图4可知，通过使O含量为0.0030％以下、使Al含量为0.2％以上并且使Al/O≥100，可以得到极其优良的高温疲劳寿命。需要说明的是，横轴的O(％)表示O含量，纵轴的Al(％)表示Al含量。

本发明的铁素体系不锈钢在上述必要的成分的基础上可以进一步以下述范围含有选自B、REM、Zr、V、Co、Ni、Ca、Mg和Mo中的一种或两种以上。

B：0.0030％以下

B是对提高钢的加工性、特别是二次加工性有效的元素。另外，B还具有通过与钢中的N结合而防止Al发生氮化的效果。这些效果通过使B含量为0.0003％以上而得到。B含量超过0.0030％时，BN过量地生成，另外，BN容易粗大化，因此加工性降低。因此，在添加B的情况下，B含量设定为0.0030％以下。优选为0.0005～0.0020％的范围。进一步优选为0.0008～0.0015％。

REM：0.080％以下、Zr：0.50％以下

REM(稀土元素)和Zr均是改善耐氧化性的元素。为了得到其效果，REM的含量优选设定为0.005％以上、Zr的含量优选设定为0.005％以上。REM含量超过0.080％时，钢发生脆化。另外，Zr含量超过0.50％时，析出Zr金属间化合物，钢发生脆化。因此，在含有REM和Zr的情况下，分别设定为0.080％以下、0.50％以下。

V：0.50％以下

V是对提高钢的加工性有效的元素，并且是对提高耐氧化性也有效的元素。这些效果通过使V含量为0.01％以上而变得显著。但是，V含量超过0.50％时，会导致粗大的V(C、N)的析出，钢的表面性状降低。因此，在添加V的情况下，其含量设定为0.50％以下。另外，其含量优选设定为0.01～0.50％的范围。更优选为0.03～0.40％的范围。进一步优选为0.05以上且低于0.20％。

另外，V是对提高钢的韧性也有效的元素。特别是，从韧性的提高的观点考虑，在为了要求1000℃以上的耐氧化性而含有Ti的含Ti钢中添加V是极其有效的。该效果通过使V含量为0.01％以上而得到。V含量超过0.50％时，韧性降低。因此，在要求韧性的用途中使用的含Ti钢中，优选将V含量设定为0.01～0.50％的范围。

需要说明的是，含Ti钢中的上述V的韧性提高效果认为是通过将钢中析出的TiN的Ti的一部分置换为V而产生的。认为是由于，生长速度比TiN慢的(Ti,V)N析出，从而使导致韧性降低的粗大的氮化物的析出得到抑制。

Co：0.50％以下

Co是对提高钢的韧性有效的元素。另外，Co还具有降低钢的热膨胀系数、提高热疲劳特性的效果。为了得到其效果，优选将Co含量设定为0.005％以上。但是，Co是昂贵的元素，另外，即使Co含量超过0.50％，上述效果也饱和。因此，在添加Co的情况下，Co含量优选设定为0.50％以下。更优选为0.01～0.20％的范围。需要说明的是，在需要优良的冷轧板的韧性的情况下，优选将Co含量设定为0.02～0.20％。

Ni：0.50％以下

Ni是提高钢的韧性的元素。另外，Ni还具有提高钢的耐氧化性的效果。为了得到其效果，优选将Ni含量设定为0.05％以上。另一方面，Ni价格昂贵，而且是强的γ相形成元素，由于Ni的含有而容易在高温下生成γ相。生成γ相时，不仅耐氧化性降低，而且热膨胀系数增加，热疲劳特性也降低。因此，在含有Ni的情况下，将Ni含量设定为0.50％以下。Ni含量优选为0.05～0.40％的范围。更优选为0.10～0.25％。

Ca：0.0050％以下

Ca是对防止连铸时容易发生的、由于Ti系夹杂物析出而引起的喷嘴堵塞有效的成分。其效果通过使Ca含量为0.0005％以上而得到。为了不产生表面缺陷而得到良好的表面性状，需要将Ca含量设定为0.0050％以下。因此，在添加Ca的情况下，Ca含量优选为0.0005～0.0050％的范围。更优选为0.0005％以上且0.0030％以下的范围。进一步优选为0.0005％以上且0.0015％以下的范围。

Mg：0.0050％以下

Mg是提高钢坯的等轴晶率、对提高加工性、韧性有效的元素。此外，Mg是对抑制Nb、Ti的碳氮化物的粗大化有效的元素。Ti碳氮化物粗大化时，成为脆性裂纹的起点，因此韧性降低。另外，Nb碳氮化物粗大化时，Nb的钢中的固溶量降低，因此导致热疲劳特性的降低。通过使Mg含量为0.0010％以上，可以得到上述效果。另一方面，Mg含量超过0.0050％时，使钢的表面性状变差。因此，在添加Mg的情况下，优选将其含量设定为0.0010％以上且0.0050％以下的范围。更优选为0.0010％以上且0.0020％以下的范围。

Mo：0.1～1.0％以下

Mo是通过增加高温强度而能够提高耐热性的元素。另外，Mo是昂贵的元素，因此存在不主动添加的倾向。在不考虑成本而需要优良的耐热性的情况下，可以以0.1～1.0％的范围含有Mo。

上述必要元素、选择元素以外的余量为Fe和不可避的杂质。

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，基本上只要是铁素体系不锈钢的通常的制造方法就可以适当使用。但是，为了降低对本发明重要的钢中O含量，如后所述，在精炼工序中对制造条件进行控制。以下示出制造方法的例子。利用转炉、电炉等公知的熔化炉将钢熔炼，或者进一步经过钢包精炼、真空精炼等二次精炼，制成上述的具有本发明的成分组成的钢。此时，在本发明中，需要充分降低作为重要元素的O含量。此时，仅添加Al，有时不能充分降低钢中O含量。例如，生成的炉渣的碱度(CaO/Al₂O₃)小时，平衡氧浓度增大，钢中O含量增高。另外，真空精炼后的大气开放时间延长时，存在来自大气中的氧侵入钢中的可能性。因此，在制造本发明钢时，以使炉渣的碱度增大的方式进行控制，并且尽可能地缩短真空精炼后的钢水在大气中保持的时间。接着，通过连铸法或铸锭-开坯轧制法制成钢片(钢坯)，然后，经过热轧、热轧板退火、酸洗、冷轧、最终退火、酸洗等工序，可以制造冷轧退火板。上述冷轧可以为一次冷轧或者夹着中间退火的两次以上的冷轧。另外，冷轧、最终退火、酸洗的各工序可以反复进行。另外，可以省略热轧板退火。另外，在要求钢板表面光泽、粗糙度调节的情况下，可以对冷轧后的冷轧板或最终退火后的退火板实施表面光轧。

以下，对上述制造方法中、优选的制造条件进行说明。

对钢进行熔炼的炼钢工序中，优选将使用转炉或电炉等熔化后的钢通过VOD法等进行二次精炼，制成含有上述必要成分和根据需要添加的成分的钢。熔炼后的钢水可以通过公知的方法制成钢原材(钢坯)，从生产率和品质方面考虑，优选通过连铸法制造。然后，将钢原材加热至1000～1250℃，通过热轧制成期望的板厚的热轧板。当然也可以加工为板材以外的形式。然后，将这样得到的热轧板在900～1100℃的温度下实施连续退火后，通过酸洗等进行脱氧化皮，制成热轧制品。但是，在本发明中，可以不进行上述退火，在该情况下，将热轧后的热轧板作为热轧制品。另外，退火后的冷却速度没有特别限制，优选在尽量短的时间内冷却。需要说明的是，可以根据需要在酸洗前通过喷丸除去氧化皮。

进而，可以将上述热轧退火板或热轧板经过冷轧等工序而制成冷轧制品。此时的冷轧可以为一次，但从生产率、要求品质上的观点考虑，可以设定为夹着中间退火的两次以上的冷轧。一次或两次以上的冷轧工序的总压下率优选为60％以上，更优选为70％以上。然后，优选将冷轧后的钢板在优选为900～1150℃、进一步优选为950～1120℃的温度下进行连续退火(最终退火)，酸洗，制成冷轧制品。在此，退火后的冷却速度也没有特别限制，优选尽量增大冷却速度。此外，根据用途，在最终退火后，可以实施表面光轧等，进行钢板的形状、表面粗糙度、材质调整。

然后，将以上述方式得到的热轧制品或冷轧制品根据各自的用途实施切断或弯曲加工、胀形加工和/或拉深加工等加工，成形为汽车、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者燃料电池相关构件、例如隔板、内部连线、重整器等。用于焊接这些构件的焊接方法没有特别限定，可以例示MIG(Metal Inert Gas，金属惰性气体电弧焊)、MAG(Metal Active Gas，金属活性气体电弧焊)、TIG(Tungsten Inert Gas，钨极惰性气体电弧焊)等通常的电弧焊方法、点焊、缝焊等电阻焊方法和电阻缝焊方法等高频电阻焊、高频感应焊。

实施例

将具有表1(将表1-1、表1-2和表1-3合并作为表1)所示的成分组成的钢利用真空熔化炉进行熔炼，铸造，制成50kg钢锭，进行锻造，分为两半。然后，将分为两半的一个钢锭加热至1170℃后，进行热轧，制成板厚5mm的热轧板。然后，在1000～1100℃的范围内确认组织，在按照各钢确定的温度下进行热轧板退火、酸洗。然后，进行压下率为60％的冷轧，在1000～1100℃的范围内的温度下确认组织，在按照各钢确定的温度下进行最终退火，酸洗，制成板厚为2mm的冷轧退火板。使用该冷轧退火板，供于下述的高温疲劳试验。

<高温疲劳试验>

由以上述方式得到的冷轧退火板制作图1所示的形状的试验片，供于高温平面弯曲疲劳试验。试验温度设定为850℃，频率设定为22Hz(＝1300rpm)，以使平面应力达到75MPa的方式反复进行对称的弯曲，测定产生龟裂的循环数作为寿命，如下进行评价。

○(合格)：在反复数为100×10⁵次时未断裂

×(不合格)：在反复数少于15×10⁵次时断裂

将通过上述试验得到的结果归纳示于表1中。

<大气中连续氧化试验>

从以上述方式得到的各种冷轧退火板上切下30mm×20mm的样品，在样品上部开出4mmφ的孔，将表面和端面使用#320的金刚砂纸进行研磨，脱脂后，将样品悬挂在加热保持于950℃的大气气氛的炉内，保持300小时。试验后，测定样品的质量，求出其与预先测定的试验前的质量之差，算出氧化增量(g/m²)。需要说明的是，试验各实施两次，将氧化增量的平均值为27g/m²以下的情况作为“○”(合格)、将氧化增量的平均值超过27g/m²的情况作为“×”(不合格)，对耐氧化性进行评价。

<热疲劳试验>

将分为两半的上述50kg钢锭的剩余的钢锭加热至1170℃后，进行热轧而制成厚度30mm×宽度150mm的薄板坯，然后，对该薄板坯进行锻造，制成35mm见方的方棒，在1030℃的温度下退火后，进行机械加工，加工成图2所示的形状、尺寸的热疲劳试验片，供于下述的热疲劳试验。

热疲劳试验如图3所示在将上述试验片以0.35的约束率进行约束的同时在100℃与850℃之间反复进行升温、降温的条件下进行。此时的升温速度和降温速度分别设定为10℃/秒，100℃下的保持时间设定为2分钟、850℃下的保持时间设定为5分钟。需要说明的是，关于热疲劳寿命，用在100℃下检测到的载荷除试验片均热平行部(参考图2)的截面积而算出应力，将应力相对于试验初期(第5次循环)的应力降低至75％时的循环数作为热疲劳寿命。将热疲劳特性为1120次循环以上的情况评价为“○”(合格)，将热疲劳特性少于1120次的情况评价为“×”(不合格)。

[表1-3]

注：带下划线表示在本发明的范围外。

将上述实施例的高温疲劳试验、大气中连续氧化试验和热疲劳试验的结果归纳示于表1中。由表1可知，符合本发明的成分组成的发明例的钢除了优良的热疲劳特性和耐氧化性以外，还得到了极其优良的高温疲劳特性，实现了本发明的目标。另一方面，偏离本发明的范围的比较例的钢中，没有得到极其优良的高温疲劳特性，未实现本发明的目标。

产业上的可利用性

本发明的铁素体系不锈钢不仅适合作为汽车等的高温排气系统构件使用，而且还能够适合作为要求同样特性的火力发电系统的排气系统构件或固体氧化物型燃料电池用构件使用。

Claims

1.一种铁素体系不锈钢，其特征在于，具有以质量％计含有C：0.015％以下、Si：1.0％以下、Mn：1.0％以下、P：0.040％以下、S：0.010％以下、Cr：10.0～23.0％、Al：0.2～1.0％、N：0.015％以下、Cu：1.0～2.0％、Nb：0.30～0.65％、Ti：0.50％以下、O：0.0030％以下且余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，

Si含量和Al含量满足Si≥Al的关系，

Al含量和O含量满足Al/O≥100的关系。

2.如权利要求1所述的铁素体系不锈钢，其特征在于，所述成分组成进一步含有选自B：0.0030％以下、REM：0.080％以下、Zr：0.50％以下、V：0.50％以下、Co：0.50％以下和Ni：0.50％以下中的一种或两种以上。

3.如权利要求1或2所述的铁素体系不锈钢，其特征在于，所述成分组成进一步含有选自Ca：0.0050％以下和Mg：0.0050％以下中的一种或两种。

4.如权利要求1～3中任一项所述的铁素体系不锈钢，其特征在于，所述成分组成进一步以质量％计含有Mo：0.1～1.0％以下。