CN108026623A

CN108026623A - 铁素体系不锈钢

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Publication number: CN108026623A
Application number: CN201680056228.XA
Authority: CN
Inventors: 中村彻之; 石川伸; 上力
Original assignee: NKK Corp
Current assignee: JFE Steel Corp; JFE Engineering Corp
Priority date: 2015-09-29
Filing date: 2016-09-20
Publication date: 2018-05-11
Anticipated expiration: 2036-09-20
Also published as: TWI625398B; JPWO2017056452A1; MY176089A; CN108026623B; US20180305797A1; US10975459B2; KR20180043359A; MX2018003852A; JP6123964B1; TW201718903A; KR102067482B1; EP3318653B1; WO2017056452A1; EP3318653A1; EP3318653A4

Abstract

本发明提供一种抗氧化性和热疲劳特性优异的铁素体系不锈钢。所述铁素体系不锈钢以质量％计，含有C：0.020％以下、Si：大于0.1％且为3.0％以下、Mn：0.05～2.0％、P：0.050％以下、S：0.010％以下、Al：0.3～6.0％、N：0.020％以下、Cr：12～30％、Nb：大于0.3％且为1.0％以下、Ti：0.01～0.5％、Mo：0.3～6.0％、Co：0.01～3.0％、Ni：0.02～1.0％，且以满足Si+Al＞1.0％、Al‑Mn＞0％、Nb‑Ti＞0％的方式含有，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。

Description

铁素体系不锈钢

技术领域

本发明涉及一种含Cr钢，特别涉及一种适用于汽车、摩托车的排气管或转换器壳体、火力发电设备的排气管等在高温下使用的排气系统部件的具有优异的抗氧化性和热疲劳特性的铁素体系不锈钢。

背景技术

对汽车的排气歧管或排气管、转换器壳体和消音器等排气系统部件要求优异的抗氧化性和热疲劳特性。热疲劳是指排气系统部件在伴随着发动机的启动和停止而反复受到加热和冷却时，因与周边的部件的关系而处于被约束的状态，由此限制了上述排气系统部件的热膨胀和收缩，因坯材本身所产生的热应变而引起的低循环疲劳现象。

作为在上述的要求抗氧化性和热疲劳特性的部件中使用的坯材，现在，大多使用添加了Nb和Si的Type 429(14％Cr-0.9％Si-0.4％Nb系)这样的含Cr钢。但是，随着发动机性能的提高，如果排气温度上升到大于900℃的温度，则Type 429尤其已经无法充分满足热疲劳特性。

作为能够应对该问题的坯材，例如，开发出了添加Nb和Mo而提高了高温耐力的含Cr钢、JIS G4305中规定的SUS444(19％Cr-0.4％Nb-2％Mo)、添加有Nb、Mo和W的铁素体系不锈钢等(例如，参照专利文献1)。但是，出于最近的应对加强排气限制、提高油耗效率的目的，存在排气温度不断高温化的趋势，因此，即便是SUS444等，也有时耐热性不足，因而不断要求开发具有超过SUS444的耐热性的材料。

作为具有超过SUS444的耐热性的材料，例如，在专利文献2～8中公开了在SUS444中添加Cu、利用Cu的析出强化而提高了热疲劳特性的材料。

另一方面，还提出了通过积极添加Al而实现耐热性的提高的技术。例如，在专利文献9～13中公开了通过添加Al而提高了高温强度、抗氧化性的铁素体系不锈钢。

在专利文献14和15中公开了通过添加Al和Co、或者进一步添加Cu而提高了抗氧化性和热疲劳特性的铁素体系不锈钢。

另外，在专利文献16、17中公开了一种通过添加Al而实现了耐热性提高的钢。

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：日本特开2010-156039号公报

专利文献3：日本特开2001-303204号公报

专利文献4：日本特开2009-215648号公报

专利文献5：日本特开2011-190468号公报

专利文献6：日本特开2012-117084号公报

专利文献7：日本特开2012-193435号公报

专利文献8：日本特开2012-207252号公报

专利文献9：日本特开2008-285693号公报

专利文献10：日本特开2001-316773号公报

专利文献11：日本特开2005-187857号公报

专利文献12：日本特开2009-68113号公报

专利文献13：日本特开2011-162863号公报

专利文献14：日本特开2015-96648号公报

专利文献15：日本特开2014-214321号公报

专利文献16：国际公开第2014/050016号

专利文献17：日本特开2011-202257号公报

发明内容

根据本发明人等的研究，在专利文献2～8所公开的含有Mo的钢中，虽然热疲劳特性提高，但钢本身的抗氧化性不足，因此在排气温度高温化时的热疲劳特性提高效果仍有改善的余地。另外，还存在以下课题：以含有Mo的钢进行大于850℃的热疲劳试验时，含有Mo和Cr的第二相(σ相)粗大地析出，热疲劳寿命反而降低。

另外，专利文献9～13中公开的添加有Al的钢虽然具有较高的高温强度、优异的抗氧化性，但钢的热膨胀系数大，因此存在反复升温和降温的热疲劳特性不充分的问题。

另外，在专利文献14和15中公开了添加Al和Co、或者进一步添加Cu而提高了抗氧化性、热疲劳特性的钢，但未充分发挥热疲劳特性提高效果，存在改善的余地。

另外，在专利文献16和17中公开了一种因添加Al而实现了耐热性提高的钢，但高温强度不够，排气温度高温化时的热疲劳特性不充分。

这样，利用以往的技术，无法得到在排气温度高温化时抗氧化性和热疲劳特性这两种特性充分的铁素体系不锈钢。

因此，本发明的目的在于解决上述课题，提供一种抗氧化性和热疲劳特性优异的铁素体系不锈钢。

应予说明，本发明的“抗氧化性优异”是指兼具耐连续氧化性和耐反复氧化性这两者，上述耐连续氧化性指即使在大气中1100℃保持200小时也不发生异常氧化(氧化增量≥50g/m²)和氧化皮的剥离，上述耐反复氧化性指大气中在1100℃和200℃以下的温度间反复升温和降温400次循环时不发生异常氧化和氧化皮的剥离。

另外，“热疲劳特性优异”是指具有比SUS444优异的特性，具体而言，指在200～950℃间反复升温和降温时的热疲劳寿命比SUS444优异。

本发明人等为了开发抗氧化性和热疲劳特性比SUS444优异的铁素体系不锈钢，反复对各种元素的抗氧化性和热疲劳特性的影响进行了深入研究。

其结果，发现通过以质量％计，含有大于0.3％且为1.0％以下的Nb，在0.3～6.0％的范围含有Mo，从而在宽泛的温度区域内高温强度上升，热疲劳特性提高。另外，发现热疲劳特性受到抗氧化性和抗蠕变性这两者影响，发现通过在0.3～6.0质量％的范围含有Al，从而特别是高温区域中的抗蠕变性提高而使热疲劳特性明显提高。

此外，发现热膨胀系数的增加可以通过含有适当量的Co而抑制，第二相(σ相)的析出可以通过含有Al而抑制。

基于以上的见解，通过适量含有Cr、Nb、Mo、Al、Co、Si、Mn和Ti的全部，从而完成了本发明。即便不适量含有上述元素中的1个时，也得不到本发明所期待的优异的抗氧化性和热疲劳特性。

本发明的要旨如下。

[1]一种铁素体系不锈钢，具有如下组成，以质量％计，含有C：0.020％以下、Si：大于0.1％且为3.0％以下、Mn：0.05～2.0％、P：0.050％以下、S：0.010％以下、Al：0.3～6.0％、N：0.020％以下、Cr：12～30％、Nb：大于0.3％且为1.0％以下、Ti：0.01～0.5％、Mo：0.3～6.0％、Co：0.01～3.0％、Ni：0.02～1.0％，且以满足以下的式(1)～(3)的方式含有，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。

Si+Al＞1.0％···(1)

Al-Mn＞0％···(2)

Nb-Ti＞0％···(3)

(式(1)～(3)中的Si、Al、Mn、Nb和Ti表示各元素的含量(质量％)。)

[2]根据上述[1]所述的铁素体系不锈钢，其中，以质量％计，进一步含有选自B：0.0002～0.0050％、Zr：0.005～1.0％、V：0.01～1.0％、Cu：0.01～0.30％、W：0.01～5.0％中的1种或2种以上。

[3]根据上述[1]或[2]所述的铁素体系不锈钢，其中，以质量％计，进一步含有选自Ca：0.0002～0.0050％、Mg：0.0002～0.0050％中的1种或2种。

应予说明，在本说明书中，表示钢的成分的％全部为质量％。

根据本发明，能够提供一种具有比SUS444(JIS G4305)优异的抗氧化性和热疲劳特性的铁素体系不锈钢。因此，本发明的钢可以适当地在汽车等的排气系统部件中使用。

附图说明

图1是对热疲劳试验片进行说明的图。

图2是对热疲劳试验中的温度和约束条件进行说明的图。

具体实施方式

以下，对本发明进行详细说明。

本发明的铁素体系不锈钢以质量％计，含有C：0.020％以下、Si：大于0.1％且为3.0％以下、Mn：0.05～2.0％、P：0.050％以下、S：0.010％以下、Al：0.3～6.0％、N：0.020％以下、Cr：12～30％、Nb：大于0.3％且为1.0％以下、Ti：0.01～0.5％、Mo：0.3～6.0％、Co：0.01～3.0％、Ni：0.02～1.0％を含有，且以满足Si+Al＞1.0％···(1)、Al-Mn＞0％···(2)、Nb-Ti＞0％···(3)的方式含有(式(1)～(3)中的Si、Al、Mn、Nb和Ti表示各元素的含量(质量％))，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。

本发明中，成分组成的平衡非常重要，通过成为这样的成分组成的组合，能够得到抗氧化性和热疲劳特性比SUS444优异的铁素体系不锈钢。上述成分组成即使1个偏离时，也得不到所期待的抗氧化性和热疲劳特性。

接下来，对本发明的铁素体系不锈钢的成分组成进行说明。以下，表示钢的成分的％为质量％。

C：0.020％以下

C是对提高钢的强度有效的元素，但如果含有C大于0.020％，则韧性和成型性降低显著。因此，C含量为0.020％以下。应予说明，从确保成型性的观点考虑，C含量优选为0.010％以下。另外，C含量更优选为0.008％以下。另外，从确保作为排气系统部件的强度的观点考虑，C含量优选为0.001％以上。C含量更优选为0.003％以上。

Si：大于0.1％且为3.0％以下

Si是为了提高抗氧化性所必需的重要元素。为了确保在高温化的排气中的抗氧化性，需要含有大于0.1％的Si。另一方面，含有大于3.0％的过量的Si会使室温下的加工性降低，因此Si含量的上限为3.0％。Si含量优选大于0.10％。Si含量更优选大于0.30％。Si含量进一步优选大于0.70％。另外，Si含量优选为2.00％以下。另外，Si含量更优选为1.50％以下。

Mn：0.05～2.0％

Mn具有提高氧化皮的耐剥离性的效果。为了得到这些效果，需要含有0.05％以上的Mn。另一方面，含有大于2.0％的过量的Mn时容易在高温下生成γ相，降低耐热性。因此，Mn含量为0.05％～2.0％。Mn含量优选大于0.10％。Mn含量更优选大于0.20％。另外，Mn含量优选为1.00％以下。另外，Mn含量更优选为0.60％以下。

P：0.050％以下

P是使钢的韧性降低的有害的元素，希望尽可能减少。因此，P含量为0.050％以下。P含量优选为0.040％以下。P含量更优选为0.030％以下。

S：0.010％以下

S是使伸长率、r值降低、对成型性造成不良影响、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，因此希望尽可能减少。因此，本发明中，S含量为0.010％以下。S含量优选为0.005％以下。

Al：0.3～6.0％

Al是对抑制高温变形(蠕变)、提高热疲劳特性所必不可少的元素。使用温度变得越高，因高温变形而热疲劳特性越降低，因此Al为在排气温度高温化的趋势中重要的要素。另外，Al也具有提高钢的抗氧化性的效果。此外，在像本发明那样含有Mo的钢中，Al还具有抑制热疲劳试验中的含有Mo的第二相(σ相)的析出的效果。如果第二相析出，则不仅因固溶Mo量减少而得不到如后所述的固溶强化效果，而且在短时间内第二相粗大化而成为龟裂产生的起点。为了得到这些效果，Al需要含有0.3％以上。另一方面，Al还有提高热膨胀系数的缺点。本发明中，含有适量的Co而使热膨胀系数降低，如果含有大于6.0％的Al，则热膨胀系数增高，热疲劳特性降低。此外，钢明显硬质化而加工性降低。因此，Al含量为0.3～6.0％。Al含量优选大于1.00％。Al含量更优选大于1.50％。Al含量进一步优选大于2.00％。另外，Al含量优选为5.00％以下。Al含量更优选为4.00％以下。

N：0.020％以下

N是使钢的韧性和成型性降低的元素，如果含有超过0.020％，则韧性和成型性降低显著。因此，N含量为0.020％以下。应予说明，从确保韧性、成型性的观点考虑，N优选尽可能减少，N含量优选小于0.010％。

Cr：12～30％

Cr是对提高作为不锈钢的特征的耐腐蚀性、抗氧化性有效的重要元素，但Cr含量小于12％时，得不到充分的抗氧化性。如果抗氧化性不充分，则氧化皮生成量变多，随着坯材的截面积减小，热疲劳特性也降低。另一方面，Cr是在室温下使钢固溶强化、硬质化和低延展性化的元素，如果Cr含量大于30％，则上述弊端变得显著，因此Cr含量的上限为30％。Cr含量优选为14.0％以上。Cr含量更优选大于16.0％。Cr含量更进一步优选大于18.0％。另外，Cr含量优选为25.0％以下。另外，Cr含量更优选为22.0％以下。

Nb：大于0.3％且为1.0％以下

Nb是具有与C和N形成碳氮化物进行固定而提高耐腐蚀性、成型性和焊接部的耐晶间腐蚀性的作用、并且对使高温强度上升而提高热疲劳特性的本发明重要的元素。这样的效果在含有大于0.3％的Nb时看到。Nb含量为0.3％以下时，高温下的强度不够，得不到优异的热疲劳特性。但是，含有超过1.0％的Nb时，作为金属间化合物的Laves相(Fe₂Nb)等容易析出，促进脆化。因此，Nb含量为大于0.3％且1.0％以下。Nb含量优选为0.35％以上。Nb含量更优选大于0.40％。Nb含量更进一步优选大于0.50％。另外，Nb含量优选小于0.80％。Nb含量更优选小于0.60％。

Ti：0.01～0.5％

Ti是与Nb同样地固定C和N而提高耐腐蚀性、成型性并防止焊接部的晶间腐蚀的元素。因为含有Ti，所以Ti与Nb相比更优先地与C和N结合，由此能够确保对高温强度有效的钢中固溶Nb量，有效提高耐热性。另外，在本发明的含有Al的钢中，是对提高抗氧化性也有效的元素，尤其在高温区域使用、要求优异的抗氧化性的钢中是必需元素。如果抗氧化性不充分，则氧化皮生成量变多，随着坯材的截面积减小，热疲劳特性也降低。为了得到高温下的抗氧化性，Ti含有0.01％以上。另一方面，含有大于0.5％的过量的Ti时，除了抗氧化性提高的效果饱和以外，还导致韧性降低，例如，因在热轧板退火生产线上反复受到的弯曲-弯曲恢复而引起断裂等，对制造性造成不良影响。因此，Ti含量的上限为0.5％。Ti含量优选大于0.10％。Ti含量更优选大于0.15％。另外，Ti含量优选为0.40％以下。Ti含量更优选为0.30％以下。

Mo：0.3～6.0％

Mo是通过在钢中固溶使钢的高温强度提高来提高热疲劳特性的有效的元素。其效果在含有0.3％以上的Mo时显现。Mo含量小于0.3％时高温强度变得不充分，得不到优异的热疲劳特性。另一方面，含有过量的Mo不仅使钢硬质化而降低加工性，而且容易形成σ相这样的粗大的金属间化合物，因此热疲劳特性反而降低。因此，Mo含量的上限为6.0％。Mo含量优选大于0.50％。Mo含量更优选大于1.2％。Mo含量更进一步优选大于1.6％。另外，Mo含量优选为5.0％以下。Mo含量更优选为4.0％以下。Mo含量更进一步优选为3.0％以下。

Co：0.01～3.0％

Co作为对提高钢的韧性有效的元素而为人所知。此外，在本发明中也是作为降低因含有Al而增加的热膨胀系数的元素而重要的元素。为了得到这些效果，Co含量为0.01％以上。另一方面，含有过量的Co不仅反而降低钢的韧性，而且降低热疲劳特性，因此Co含量的上限为3.0％。Co含量优选为0.01％以上且小于0.30％。Co含量进一步优选为0.01％以上且小于0.05％。

Ni：0.02～1.0％

Ni是使钢的韧性和抗氧化性提高的元素。为了得到这些效果，Ni含量为0.02％以上。如果抗氧化性不充分，则氧化皮的生成量变多，从而导致坯材截面积的减小、氧化皮的剥离，因而热疲劳特性也降低。但是，Ni为强力的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，Ni含量的上限为1.0％。Ni含量优选为0.05％以上。Ni含量更优选大于0.10％。另外，Ni含量优选小于0.80％。另外，Ni含量更优选小于0.50％。

Si+Al＞1.0％···(1)

如上所述，Si和Al是对提高抗氧化性有效的元素。分别含有大于0.1％、0.3％以上时看到其效果。但是，为了实现可应对排气的高温化的抗氧化性，需要在规定的范围含有两种元素的基础上，至少满足Si+Al＞1.0％。如果抗氧化性不充分，则氧化皮生成量变多，随着坯材的截面积减小，热疲劳特性也降低。优选为Si+Al＞2.0％。更优选为Si+Al＞3.0％。

Al-Mn＞0％···(2)

如上所述，Mn具有提高氧化皮的耐剥离性的效果，如果含量为Al含量以上，则会使因Al所致的抗氧化性提高效果降低。因此，使Al含量大于Mn含量(Al＞Mn)。即，在Al含量和Mn含量为上述范围内的基础上且使Al-Mn＞0％。

Nb-Ti＞0％···(3)

如上所述，Ti的过量含有会导致韧性降低。此外，在本发明钢中的各元素的成分范围，如果Ti的含量为Nb的含量以上，则得不到充分的热疲劳特性。因此，使Nb含量大于Ti含量(Nb＞Ti)。即，使Nb含量、Ti含量满足上述范围，并且满足Nb-Ti＞0％。

应予说明，上述的式(1)～(3)中的Si、Al、Mn、Nb和Ti表示各元素的含量(质量％)。

在本发明的铁素体系不锈钢中，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。

本发明的铁素体系不锈钢除了上述必需成分以外，可以在下述范围进一步含有选自B、Zr、V、W、Cu中的1种或2种以上。

B：0.0002～0.0050％

B是对提高钢的加工性、特别是二次加工性有效的元素。这样的效果可以在含有0.0002％以上的B时得到。另一方面，含有过量的B时，生成BN而降低加工性。因此，含有B时，B含量为0.0002～0.0050％。B含量优选为0.0005％以上。B含量更优选为0.0008％以上。另外，B含量优选为0.0030％以下。B含量更优选为0.0020％以下。

Zr：0.005～1.0％

Zr是提高抗氧化性的元素，本发明中，可以根据需要而含有。为了得到该效果，Zr含量优选为0.005％以上。但是，如果Zr含量大于1.0％，则Zr金属间化合物析出而使钢脆化。因此，含有Zr时，Zr含量为0.005～1.0％。

V：0.01～1.0％

V是对提高钢的加工性提高有效的元素，并且是对提高抗氧化性也有效的元素。这些效果在V含量为0.01％以上时变得显著。但是，含有大于1.0％的过量的V时，导致粗大的V(C、N)析出，不仅使韧性降低，而且使表面性状降低。因此，含有V时，V含量为0.01～1.0％。V含量优选为0.03％以上。V含量更优选为0.05％以上。另外，V含量优选为0.50％以下。V含量更优选为0.30％以下。

Cu：0.01～0.30％

Cu是具有提高钢的耐腐蚀性的效果的元素，在需要耐腐蚀性的情况下含有。其效果在含有0.01％以上的Cu时得到。另一方面，如果含有Cu大于0.30％，则氧化皮容易剥离，耐反复氧化特性降低。因此，含有Cu时，Cu含量为0.01～0.30％。Cu含量优选为0.02％以上。另外，Cu含量优选为0.20％以下。Cu含量更优选为0.03％以上。另外，Cu含量更优选为0.10％以下。

W：0.01～5.0％

W是与Mo同样地通过固溶强化而使高温强度大大提高的元素。该效果在含有0.01％以上的W时得到。另一方面，过量含有时，不仅明显使钢硬质化，而在制造时的退火工序中生成牢固的氧化皮，因此酸洗时的脱氧化皮变得困难。因此，含有W时，W含量为0.01～5.0％。W含量优选为0.30％以上。W含量更优选为1.0％以上。另外，W含量优选为4.0％以下。W含量更优选为3.0％以下。

本发明的铁素体系不锈钢可以在下述范围进一步含有选自Ca、Mg中的1种或2种。

Ca：0.0002～0.0050％

Ca是对防止因连续铸造时容易产生的Ti系夹杂物析出所致的喷嘴堵塞有效的成分。Ca含量为0.0002％以上时得到该效果。另一方面，为了不产生表面缺陷而得到良好的表面性状，Ca含量必须为0.0050％以下。因此，含有Ca时，Ca含量为0.0002～0.0050％。Ca含量优选为0.0005％以上。另外，Ca含量优选为0.0030％以下。Ca含量更优选为0.0020％以下。

Mg：0.0002～0.0050％

Mg是对提高钢坯的等轴晶率、提高加工性、韧性有效的元素。在本发明这样含有Nb、Ti的钢中，Mg还具有抑制Nb、Ti的碳氮化物的粗大化的效果。该效果在含有0.0002％以上的Mg时得到。如果Ti碳氮化物粗大化，则成为脆性断裂的起点，从而韧性大大降低。如果Nb碳氮化物粗大化，则Nb的钢中固溶量下降，从而导致热疲劳特性降低。另一方面，如果Mg含量大于0.0050％，则会使钢的表面性状恶化。因此，含有Mg时，Mg含量为0.0002～0.0050％。Mg含量优选为0.0002％以上。Mg含量更优选为0.0004％以上。另外，Mg含量优选为0.0030％以下。Mg含量更优选为0.0020％以下。

接下来，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只要是铁素体系不锈钢的通常的制造方法，就可以适当地使用，没有特别限定。可以利用如下制造工序进行制造，使用转炉或电炉等公知的熔化炉对钢进行熔炼，或者进一步经过钢包精炼或真空精炼等二次精炼而制成具有上述的本发明的成分组成的钢，利用连续铸造法或铸锭-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、最终退火和酸洗等各工序而制成冷轧退火板。上述冷轧可以为1次冷轧或夹着中间退火的2次以上的冷轧，另外，冷轧、最终退火和酸洗的各工序可以反复进行。此外，热轧板退火可以省略，在要求钢板的表面光泽或粗糙度调整的情况下，可以在冷轧后或最终退火后实施调质轧制。

对上述制造方法中的优选的制造条件进行说明。

对钢进行熔炼的炼钢工序优选对由转炉或电炉等熔化了的钢利用VOD法等进行二次精炼，制成含有上述必需成分和根据需要而添加的成分的钢。已熔炼的钢水可以利用公知的方法而制成钢坯材，从生产率和品质方面考虑，优选利用连续铸造法。其后，钢坯材优选加热到1050～1250℃，通过热轧而制成所希望的板厚的热轧板。当然，也可以热加工成板材以外的产品。上述热轧板优选其后根据需要以900～1150℃的温度实施连续退火后，利用酸洗等进行脱氧化皮，制成热轧产品。应予说明，可以根据需要在酸洗前利用喷丸而除去氧化皮。

此外，可以将上述热轧退火板经过冷轧等工序而制成冷轧产品。此时的冷轧可以为1次，但从生产率、要求品质上的观点考虑，优选为夹着中间退火的2次以上的冷轧。1次或2次以上的冷轧的总压下率优选为60％以上，更优选为70％以上。经冷轧的钢板优选其后以优选900～1150℃、进一步优选950～1150℃的温度进行连续退火(最终退火)、酸洗而制成冷轧产品。进一步根据用途，可以在最终退火后，实施调质轧制等而进行钢板的形状、表面粗糙度和材质的调整。

如上所述得到的热轧产品或冷轧产品后续根据各自的用途，实施切断或弯曲加工、鼓凸加工和拉深加工等加工，成型为汽车、摩托车的排气管、催化剂外筒材料、火力发电设备的排气管或者燃料电池相关部件，例如隔离件，内部连接器或改质器等。对这些部件进行焊接的方法没有特别限定，可以应用MIG(金属惰性气体，Metal Inert Gas)、MAG(金属活性气体，Metal Active Gas)、TIG(钨极惰性气体Tungsten Inert Gas)等通常的电弧焊接、点焊、缝焊等电阻焊，以及直缝焊接等高频电阻焊、高频感应焊接等。

实施例

以下，根据实施例对本发明进行详细说明。

将具有表1中示出的No.1～56的成分组成的钢利用真空熔化炉进行熔炼，铸造成30kg钢锭，进行锻造而分割成2部分。其后，将分成2部分中的一块钢锭加热到1170℃，接着，进行热轧而制成板厚5mm的热轧板，以1000～1150℃的范围的温度退火后，进行酸洗而制成热轧退火板。接着，进行压下率60％的冷轧，以1000～1150℃的温度进行最终退火后，利用酸洗或研磨而除去氧化皮，制成板厚2mm的冷轧退火板，供于氧化试验。应予说明，作为参考，SUS444(No.29)也与上述同样地制作冷轧退火板，供于氧化试验。对于退火温度，一边在上述温度范围内确认组织一边决定各钢的温度。

＜大气中连续氧化试验＞

由如上所述得到的各种冷轧退火板切出30mm×20mm的试验片，在上部开4mmφ的孔，用#320的砂纸对表面和端面进行研磨，脱脂后，悬吊于加热保持在1100℃的大气气氛的炉内，保持200小时。试验后，测定试验片的质量，求出与预先测定好的试验前的质量的差，算出氧化增量(g/m²)。应予说明，试验各实施2次，以氧化增量多的值进行评价。应予说明，氧化增量包含已剥离的氧化皮，如下进行评价。

○：均未发生异常氧化和氧化皮剥离

△：未发生异常氧化，但发生了氧化皮剥离

×：发生了异常氧化(氧化增量≥50g/m²)

将得到的结果示于表1。将○评价为合格，将△和×评价为不合格(参照表1中的连续氧化1100℃)。

＜大气中反复氧化试验＞

从如上所述得到的各种冷轧退火板切出30mm×20mm的试验片，在上部开4mmφ的孔，用#320的砂纸对表面和端面进行研磨，脱脂后，将重复在大气中1100℃的炉内保持20分钟和在200℃以下保持1分种的热处理重复进行400次循环。试验后，测定试验片的质量，求出与预先测定好的试验前的质量的差，算出氧化增量(g/m²)，且通过目视确认有无氧化皮的剥离。应予说明，试验各实施2次，氧化增量以其多的值进行评价，氧化皮的剥离以2者中的剥离显著的试验片进行评价。

○：均未发生异常氧化和氧化皮剥离

△：未发生异常氧化，但发生了氧化皮剥离

×：发生了异常氧化(氧化增量≥50g/m²)

将得到的结果示于表1。将○评价为合格，将△和×评价为不合格(参照表1中的重复氧化1100℃)。

接下来，使用上述分割成2部分的30kg钢锭的剩余的钢锭，加热到1170℃后，进行热轧制成厚度35mm×宽度150mm的薄板坯后，对该薄板坯进行锻造，制成30mm见方的各棒。接着，以1000～1150℃的温度退火后，进行机械加工，加工成图1中示出的形状、尺寸的热疲劳试验片，供于下述的热膨胀系数的测定和热疲劳试验。退火温度为对每个成分确认组织并完成再结晶的温度。应予说明，作为参考，对具有SUS444的成分组成的钢也与上述同样地制作试验片，供于热膨胀系数的测定和热疲劳试验。

＜热膨胀系数的测定＞

使用上述制作的热疲劳试验片，进行热膨胀系数的测定。测定在不对试验片施加负荷的情况下，在从200℃到950℃之间进行3次循环的升温、降温，读取位移稳定的第3次循环的位移量，算出热膨胀系数，如下进行评价。

○：小于13.0×10^-6/℃

×：13.0×10^-6/℃以上

将得到的结果示于表1。将○评价为合格，将×评价为不合格(参照表1中的热膨胀950℃)。

＜热疲劳试验＞

如图2所示，热疲劳试验以一边将上述试验片以约束率0.5进行约束一边在200℃与950℃之间反复升温·降温的条件进行。此时，升温速度为7℃/秒，降温速度为7℃/秒。而且，200℃、950℃下的保持时间分别为1分钟、2分钟。应予说明，如图2所示，上述的约束率可以表示为约束率η＝a/(a+b)，a为(自由热膨胀应变量-控制应变量)/2，b为控制应变量/2。另外，自由热膨胀应变量表示不提供一切机械应力而升温时的应变量，控制应变量表示在试验中产生的应变量的绝对值。因约束而使材料产生的实质上的约束应变量为(自由热膨胀应变量-控制应变量)。

另外，热疲劳寿命是将在200℃下检测到的负荷除以试验片均热平行部(参照图1)的截面积而算出应力、相对于初期的循环(试验稳定的第5次循环)的应力值，应力值下降至75％的循环数，如下进行评价。

◎：1200次循环以上(合格)

○：800次循环以上且小于1200次循环(合格)

×：小于800次循环(不合格)

将得到的结果示于表1。将◎、○评价为合格，将×评价为不合格(参照表1中的热疲劳寿命950℃)。

[表1]

根据表1，本发明例的钢No.1～28和39～48在任意2个氧化试验中都未发生异常氧化和氧化皮的剥离，表现出比SUS444(钢No.29)优异得多的热疲劳寿命。

钢No.30的Nb含量为0.3质量％以下，热疲劳特性不合格。钢No.31的Cr含量小于12质量％，抗氧化性均不合格，与此相伴，热疲劳寿命也不合格。

钢No.32的Al含量小于0.3质量％，Al-Mn的值为0质量％以下，不仅抗氧化性均不合格，而且热疲劳寿命也不合格。钢No.33不含有Co，Co含量小于0.01质量％，热膨胀系数大，受其影响而热疲劳寿命不合格。

钢No.34的Mo含量小于0.3质量％，热疲劳寿命不合格。钢No.35的Ni含量小于0.02质量％，抗氧化性不合格，与此相伴，热疲劳寿命也不合格。

钢No.36的Si含量为0.1质量％以下，抗氧化性不合格，与此相伴，热疲劳寿命也不合格。钢No.37的Mn含量小于0.05质量％，则耐反复氧化性不合格，热疲劳寿命也不合格。

钢No.38的Si+Al的值为1.0质量％以下，抗氧化性不合格，热疲劳寿命也不合格。钢No.49的Al-Mn为0质量％以下，抗氧化性不合格。

钢No.50的Mo含量大于6.0质量％，热疲劳特性不合格。钢No.51的Ni含量大于1.0质量％，抗氧化性和热疲劳特性都不合格。

钢No.52和钢No.53的Nb-Ti为0质量％以下，热疲劳特性不合格。钢No.54的Cu含量大于0.30质量，耐反复氧化性不合格。

钢No.55的Al含量小于0.3％，热疲劳特性不合格。钢No.56的Ti含量小于0.01％，连续氧化和反复氧化性都不合格，与此相伴，热疲劳特性也不合格。

产业上的可利用性

本发明的铁素体系不锈钢不仅适合用作汽车等的排气系统部件，而且还可以适当作为要求同样的特性的火力发电系统的排气系统部件或固体氧化物类型的燃料电池用部件使用。

Claims

1.一种铁素体系不锈钢，具有如下组成，以质量％计，含有C：0.020％以下、Si：大于0.1％且为3.0％以下、Mn：0.05～2.0％、P：0.050％以下、S：0.010％以下、Al：0.3～6.0％、N：0.020％以下、Cr：12～30％、Nb：大于0.3％且为1.0％以下、Ti：0.01～0.5％、Mo：0.3～6.0％、Co：0.01～3.0％、Ni：0.02～1.0％，且以满足以下的式(1)～(3)的方式含有，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，

Si+Al＞1.0％···(1)

Al-Mn＞0％···(2)

Nb-Ti＞0％···(3)

式(1)～(3)中的Si、Al、Mn、Nb和Ti表示各元素的含量，含量的单位为质量％。

2.根据权利要求1所述的铁素体系不锈钢，其中，以质量％计，进一步含有选自B：0.0002～0.0050％、Zr：0.005～1.0％、V：0.01～1.0％、Cu：0.01～0.30％、W：0.01～5.0％中的1种或2种以上。

3.根据权利要求1或2所述的铁素体系不锈钢，其中，以质量％计，进一步含有选自Ca：0.0002～0.0050％、Mg：0.0002～0.0050％中的1种或2种。