TWI377257B - Excellent heat-resistance ferrite stainless steel - Google Patents

Description

1377257 六、發明說明： 【發明所屬之技術領域】 本發明係關於含Cr之鋼，特別係適用於汽車 (automobile)、機車(motorcycle)的排氣管（exhaust pipe)或轉 接制箱（converter case)、或者火力發電廠（thermal electric power plant)的排氣風管（exhaust air duct)等高溫下所使用的 排氣系統構件’兼備優異的熱疲勞特性（thermal fatigue Φ resistance)、耐氧化性(oxidation resistance)及高溫疲勞特性 (high temperature thermal fatigue resistance)之肥粒鐵系不鏽 鋼（ferritic stainless steel)。 【先前技術】 汽車的排氣歧管（exhaust manifold)、排氣管、轉接制箱、 消音器（muffler)等排氣系統構件，除要求耐氧化性優異之 外，尚亦要求熱疲勞特性與高溫疲勞特性（以下將該等统稱 Φ 為「耐熱性(heat resistance)」）均優異。此處，上述所謂「熱 疲勞」係指隨引擎的啟動•停止（initiation and stop 〇f engine operation)，排氣系統構件重複承受加熱•冷卻，而上述構 件將因與周邊零件間之關係而呈受拘束狀態，因而熱膨脹. 收縮會受限制，導致素材自體發生熱應變(thermal s^ain)， 而由該熱應變所引發的疲勞現象。又，上述所謂「高溫疲勞 (high-temperature fatigue)」係指引擎運轉中，排氣系統構件 在被加熱狀態下持續承受振動(vibration)，因該振動所造成 099122311 3 1377257 的應變囤積而引發之疲勞現象(fatigue phenomena)。前者係 屬於低週疲勞（low-cycle fatigue) ’後者係屬於高週疲勞 (high-cycle fatigue)，屬於完全不同的疲勞現象。 要求此種耐熱性的構件所使用素材，目前大多使用經添加 入 Nb 與 Si 之 Type429(14Cr-0.9Si-0.4Nb 系）之類的含 Cr 鋼。 但是’隨引擎性能的提升，若排氣溫度（exhaust gas temperature)上升至超過900°C的溫度，Type429便無法充分 滿足要求特性（特別係熱疲勞特性）。 φ 月b因應此項問題的素材’已有開發出例如經添加Nb與 Mo俾使高溫耐力（high temperature pr〇〇f咖哪)提升的含& 鋼、或 JIS G4305 所規定的 STJS444(19Cr-0.5Nb-2M〇)、或經 添加Nb、Mo、W的肥粒鐵系不鏽鋼等（例如參照專利文獻 1)。但是，目前在Mo與W等稀有金屬（rare metal#々價格異 常高漲與變動之動機下，已要求使用廉價原料且具有同等耐 熱性的材料開發。 鲁 未使用高單價M〇與w的耐熱性優異材料，例如，專利 文獻2有揭示在⑴〜2Qf量奶鋼中，添加灿：㈣質量 %以下、Cu : 〇.8〜2 〇質量％、及v : 〇 〇3〜〇 2〇質量％的汽 車排氣/爪路構件用肥粒鐵系不鏽鋼；又，專利文獻3有揭示 在10 20質量〇/oCr鋼中’添加Ti : 0.05〜0,30質量〇/0、Nb : 〇.10 〇.60 貝量〇/。、Cu : 0 8〜2 0 質量％、及 B : 0.0005〜0.02 質量％的熱疲勞特性優異肥粒鐵系不鏽鋼；又，專利文獻4 099122311 有揭示在15〜25質量％的含c :汽車排氣系統零件用肥粒鐵質量% 在於藉由C，添加而使熱疲勞特：升:專鋼均屬於特徵 但疋，如專利文獻2、3及4，各 疲勞特性有捃斗W ^ 田有添加〜的情況’雖執 熱性p夂低。 倾卻日_降低，整體上會導致耐 、土〜牛-x ’ Cu添加鋼會因所使用的溫度條件，而古 法獲得優異驗勞特性的情況。 〃 有無

又’有揭示利用A1添加而達特性提升的 鋼。例如專敎獻5有揭示在13〜25f量奶鋼中糸=鏽 ::0.5質量%以下、V:。·5質量%以下、-超^ 吳！％、Tl : 3X(C+N)〜〇·25 質量％、及 A1 : 0.2〜2.5 質量％ 的汽車排氣系統用肥粒鐵系不綱，藉由Μ的添加而使高。 溫強度上升。專利文獻6有揭示在1()〜25質量奶鋼中问 添加Al: 1〜2.5質量％及Ti: 3x(c+n)〜2〇x(c+n)的觸媒载持 用耐熱肥粒鐵系不細，藉由A1添加而形成αιλ皮膜， 俾獲得優異的耐氧化.專利文獻7有揭示在6〜2()質量⑽ 鋼中，添加Ni : 2質量％以下、〇 : _8質量％以下且添 加Ti、；^b ' V或A1中任1種或2種以上合計在}質量0/。以 下的液壓成形加工用财熱肥粒鐵系不鏽鋼，藉由V 或A1的添加，而將c、N予以蚊，俾形成氛碳化物，藉 此減少C、N的有害性，俾提升成形性。 但疋’如專利文獻5 ’即便在si添加量較低的鋼中添加 099122311 I377257 A卜因為A1仍會優先地形成氧化物或氮化物，導致固溶量 減少，因而無法獲得較高的高溫強度。又，如專利文獻6， 若添加超過1.0%的大量A1 ’不僅室溫下的加工性會明顯降 低，且容易與氧結合，反將導致耐氧化性降低。專利文獻7 中’因Cu與A1任一者的添加量均較少或未添加，因而無 法獲得優異的耐熱性。 [先前技術文獻] [專利文獻] [專利文獻1]日本專利特開2004-018921號公報 [專利文獻2]W02003/004714號說明書 [專利文獻3]日本專利特開2006-117985號公報 [專利文獻4]日本專利特開2000-297355號公報 [專利文獻5]日本專利特開2008-285693號公報 [專利文獻6]日本專利特開2001-316773號公報 [專利文獻7]日本專利特開2005-187857號公報 【發明内容】 (發明所欲解決之問題） 然而，根據發明者等的研究，得知如上述專利文獻2〜4 所揭示的鋼’當添加Cu而欲改善对熱性的情況，雖熱疲勞 特性有提升’但鋼自身的耐氧化性卻反而降低，因而整體觀 之’會有财熱性降低的傾向。且，當Cu添加鋼的使用溫度 條件(例如最高溫度)低於ε-Cu的固溶溫度時，得知無法释 099122311 6 得優異的熱疲勞特性。 再者，得知專利文獻5與6 +，雖利用A1添加便可獲得 車乂冋的同溫強度與優異的耐氧化性，但僅依靠ai的添加並 無法充分獲得此項效果，其添加量與Si添加量的均衡係屬 重要事項。如專利文獻7,當Ci^A1中任一者的添加量較 少或無添加時，並無法獲得優異的耐熱性。 再者s知鋼的耐氧化性係僅依靠在高溫的乾燥環境下之 氧城驗進行評估。但I在排氣歧”實際使用時所暴露 的氧化環境中，會含有大量水蒸氣，習知氧化試驗並無法充 刀=估實用日寸的財氧化性。所以，得知有必要就包括在含有 水蒸氣環境下（water vap〇ur的瓜⑽沖咖）的耐氧化性 (⑽dati0nresistance)(以下亦稱「水蒸氣氧化性」）在内對 耐氧化性進行評估、改善。 ”緣是，本發明目的在於藉由開發出未添加Mo與W等高 單價元素’且防止因Cu添加而造成的耐氧化性降低，且改 善弱點的溫度域(較❿的固溶溫度更低之溫度域）的特性 之技術@提供耐氧化性（包括财水蒸氣氧化性在内）、熱疲 勞特性及高溫疲勞舰餐異的絲鐵㈣軸。另外、本 1月所明W氧化性、熱疲勞特性及高溫疲勞特性均優異」， 係指具有嶋44同等級以上的特性，具體而言，係指耐氧 化性在95(rCT的耐氧化性，且熱疲勞特性在l〇(TC_85(rc 間重複的熱疲勞特性，高溫疲勞特性在8耽下的高溫疲勞 099丨22311 特性’均達SUS444的同等級以上。 (解決問題之手段） /明者寺針對未添加Mo與W等高單價元素，且能防止 =技術所困擾的因Cu添加所造成耐氧化性降低情形，财 ^ (匕括耐水瘵氣氧化性在内）、熱疲勞特性及高溫疲勞 特f生均優異的肥粒鐵系不鏽鋼開發，進行深人鑽研。結果， 發現熱疲勞特性係藉由Nb在〇.3〜0.65質量％、Cu在1 .〇〜2.5 貝蓋/〇範圍内進行複合添力°，便在廣溫度域中的高溫強度可 κ it升並改善，且因Cu添加所造成的耐氧化性降低，可利 用L田里八吵.2〜1-0質量％)的添加而防止’在Cu添加鋼無 法獲得優異熱疲勞特性的溫度域中之特性亦能獲改善。又， 得知耐水蒸氣氧化性係藉由適當量(0.4〜1.0質量％)添加Si 而獲大幅改善’且高溫疲勞特性亦是藉由將Si與A1的含有 篁（質量％)均衡予以適當化(Si ^ A1)，便可獲改善 ，首度發現 藉由將Nb、Cu、A1及Si控制於上述適當範圍内，即便未 使用M〇與W’仍可獲得SUS444同等级以上的耐熱性優異 之肥粒鐵系不鏽鋼，遂完成本發明。 即，本發明係 ⑴一種肥粒鐵系不鏽鋼，纟特徵在於含有C :0.015質量 /〇以下 Sl . 0.4〜1_〇 質量〇/〇、Mn : i 〇 質量％以下、p : 〇 〇4〇 貝里/°以下、S : G.G1Q質量％以下、Cr : 16〜23質量％、A1 ·· 〇.2〜1〇貝里〇/〇'N: 0015質量％以下、Cu: 1.0〜2.5質量％、 099122311 1377257

Nb : 0.3〜0.65 質量％、Ti : 0.5 質量％以下、Mo : 0·1 質量0/〇 以下、及W : 0.1質量％以下，且Si與Α1係滿足Si(質量 °/〇)2八1(質量％)，其餘則為Fe及不可避免的雜質。 再者，本發明的肥粒鐵系不鏽鋼係 (2) 除上述成分組成之外，更進一步含有從B : 0.003質量 %以下、REM : 0.08質量％以下、Zr : 0.50質量％以下、V : 0.5質量％以下、Co : 0.5質量％以下及Ni : 0.5質量％以下 • 中選擇之1種或2種以上。 (3) 再者，本發明的肥粒鐵系不鏽鋼係上述Ti之含有量為 超過0.15質量％、且0.5質量％以下。 (4) 再者，本發明的肥粒鐵系不鏽鋼係上述Ti之含有量為 0.01質量％以下。 (5) 再者，本發明的肥粒鐵系不鏽鋼係上述V之含有量為 0.01〜0.5質量％。 • (6)除上述（1)所記載的成分組成之外，更進一步含有Co : 0.5質量％以下。 (發明效果） 根據本發明，在未添加高單價的Mo與W之情況下，可 廉價地提供具有與SUS444(JIS G4305)同等級以上之耐熱性 (熱疲勞特性、耐氧化性、高溫疲勞特性）的肥粒鐵系不鏽 鋼。所以，本發明的鋼適用於汽車等的排氣系統構件。 【實施方式】 099122311 9 1377257 首先，針對開發本發明動機的基礎實驗進行說明。 以 C : 0.005〜0.007 質量％、N : 0.004〜0.006 質量％、Si : 0.5 質量％、Μη : 0.4 質量％、Cr ·· 17 質量％、Nb : 0.45 質 量％、及A1 : 0.35質量°/0的成分系為基礎，實驗室性地熔製 在其中添加Cu為0〜3質量％範圍内之各種量的鋼，並形成 50kg鋼塊，經加熱至1170°C後，施行熱軋，形成厚：30mmx 寬：150mm的片條。然後，將該片條施行鍛造，形成截面 35mmx35mm的鋼條’再依l〇30°C溫度施行退火後，施行機 # 械加工，便製得圖1所示尺寸、形狀的熱疲勞試驗片（thermal · fatigue test specimen)。 其-人’將上述试驗片在圖2所示拘束率（restraint ratio): 0.35且100 C-850 C間’重複賦予加熱·冷卻的熱處理，並 測疋熱疲勞哥命(thermal fatigue life)。另外，上述熱疲勞壽 π係將io〇c下所檢測到的荷重（load)，除以圖1所示試驗 片均熱平行部的截面積㈣ss Section)，而計算出應力· ⑽㈣’並設定為相對於前一週期（cycle)的應力，應力開始 連貝降低時的最初週期數。此係相當於試驗片發生龜裂 ㈣曰⑻的週期數。另外’為求比較，針對耶444抑：19 貝里。。Nb 0.5貝里vM〇 : 2質量％鋼），亦施行同樣的試 驗。 圖所示係上述熱疲勞試驗中，熱疲勞壽命與。w 間之關係。從該圖中射。，藉由Cu添加f量％以上， 099122311 1377257 便可獲得SUS444同等級以上的熱疲勞壽命（約1100週期）， 所以在改善熱疲勞特性時，Cu添加1·0質量％以上係屬有 效。 其次，以 C : 0.006 質量％、Ν : 0_007 質量％、Μη : 0.2 質量％、Si : 0.5 質量％、Cr : 17 質量％、Nb : 0.49 質量％、 及Cu : 1.5質量％的成分系為基礎，實驗室性的熔製在其中 添加A1為0〜2質量％範圍内之各種量的鋼，並形成50kg鋼 Φ 塊’將該鋼塊施行熱軋(hot rolling)，再施行熱軋板退火，並 施行冷軋（cold rolling)、完工退火(finishing annealing)，形成 板厚2mm的冷軋退火板。接著，從上述冷軋退火板中切取 30mmx20mm試驗片，在該試驗片的上部開鑿4mm0孔之 後’將表面與端面利用#320砂紙(emery paper)施行研磨，經 脫脂後，提供給下述連續氧化試驗。另外，為求比較，亦針 對SUS444施行同樣的試驗。 • <950。〇下的大氣中連續氧化試驗(c〇minu〇us以祕⑽祕 in air) > 在經加熱至95(TC的大氣環境爐中，將上述試驗片保持 300小時，並求取加熱試驗前後的試驗片質量差，再換算為 每單位面積的氧化增量(g/m2)，且評估耐氧化性。 圖4所示係上述試驗中，氣化婵 乳化^里與A1含有量間之關係。 由該圖中得知’藉由添加A1達Q 2 f量％以上，便可辦得 SUS444同料以上的耐氧化性(氧化增量：2物2以下;。 099122311 11 1377257 其次，以 C : 0.006 質量％、N : 0.007 質量％、Μη : 0.2 質量。/〇、A1 : 0.45 質量％、Cr : 17 質量％、Nb : 0·49 質量％、 及Cu : 1.5質量％的成分系為基礎，實驗室性地熔製在其中 使Si添加量進行各種變化並添加的鋼，形成50kg鋼塊，將 該鋼塊施行熱軋、熱軋板退火、冷軋、完工退火，而形成板 厚2mm的冷軋退火板。接著，從上述冷軋退火板中切取 3〇mmx20mm試驗片，在該試驗片上部鑿開4mm0孔，再 將表面與端面利用#320砂紙施行研磨，經脫脂後，提供下 述氧化試驗。另外’為求比較，亦針對SUS444施行同樣的 武驗。 <水蒸氣環境中連續氧化試驗> 在將由10%C〇2-20%H2〇-5%〇2_其餘乂所構成的混合氣 體，依〇.5L/min流通，而形成含水蒸氣環境且經加熱至 =〇°c的爐中，將上述試驗片保持3〇〇小時，求取加熱試驗 刖後2的試驗片質量差，換算為每單位面積的氧化增量 (g/m ) ’並評估对水蒸氣氧化性。 圖5所示係上述試驗中，含有水蒸氣環境巾的氧化增” S|含有量間之關係。從該圖中得知’藉由&添加達〇 *質 量％以上’便可獲得SUS444同等級以上的耐水蒸氣氧化性 (氧化增董：51g/m2以下）。 接著，以 C:〇.o〇6 質量％、n:0.〇〇7 質量％、Mn:〇2 質量％、Cr : 17質量％、Nb : _質量％、及& : i 5質量 099122311 12 /。的成々系為基礎’實驗室性輯製在其中使Si、Μ的添 加里進彳了各種變化麵加_，形成錢峨，將該鋼塊 施行熱軋、熱札板退火、冷軋 '完工退火，形成板厚2mm 的冷札退火板。接著，從上述冷軋退火板中製作圖6所示形 狀、尺寸的疲勞試驗片，並提供給下述高溫疲勞試驗。另外、 為求比較，亦針對SUS444施行同樣的試驗。 <南溫疲勞試驗> 5〇 C中就上述试驗片施行依1300Hz對鋼板表面賦予 5MPa聲曲應力（雙向振動）的Schenck式疲勞試驗(Schenck type fatigue test)，測定截至斷裂為止的振動次數（疲勞壽 命），而評估高溫疲勞特性。 圖7所不係上述試驗中，高溫疲勞壽命與si及A1含有量 差的關係。由該圖中得知，為能獲得SUS444同等級以上的 面溫疲勞壽命(1·0Ε+06)，Si與A1的含有必需滿足⑸(質量 %)2Α1(質量 ％))。 其次’從前述為進行大氣中連續氧化試驗而製作的板厚 2mm冷軋退火板中，製作分別將軋延方向（L方向）、軋延方 向之直角方向（C方向）、及軋延方向之45。方向（d方向）設為 拉伸方向的JIS13B號拉伸試驗片，在室溫下施行拉伸試 驗’測疋各方向的斷裂伸長量，並從下式求取平均伸長量Ei。 平均伸長量 E1(%)=(El+2Ed+Ec)/4 其中，El : l 方向的 El(%)，Ed : D 方向的 E1(%)，Ec : c 099122311 13 1377257 方向的El(〇/〇) 圖8所示係Ai添加量對室溫伸長量所造成的影響。得知 h A1添加量的增加，室溫伸長量亦會降低，若添加超過i 〇 質量％ ’則無法獲得SUS444以上的拉伸（31%)。 其次，調查在前述較高於95(TC的高溫（1〇〇〇。(〕）下，丁丨添 加量對耐氧化性所造成的影響。 以 C : 0.006 質量％、N : 0.007 質量％、Si : 〇 7 質量％、 Mn: 〇.2 質量％、A1: 〇5 質量。/〇、Cr: 17 質量％、灿：0 49 質量°/〇、及Cu: 1.5質量〇/。的成分系為基礎，實驗室性地熔 製在其中使Ti在〇〜1.〇質量％範圍内進行各種添加量變化的 鋼並形成5〇kg鋼塊，將該鋼塊施行熱軋、熱軋板退火、 、軋、完工退火，便形成板厚2mm冷軋退火板。接著，從 上述冷軋退火板中製作30mmx2〇mm試驗片，在該試驗片上 邛開鑿4mm0孔，再將表面與端面利用#32〇砂紙施行研 磨，經脫脂後，提供給下述1〇〇〇〇c下的氧化試驗。另外， 為求比較，亦針對SUS444施行同樣的試驗。 < 1000°c下的大氣中連續氧化試驗> 在經加熱至l〇0(rc的大氣環境爐中，將上述試驗片保持 300小時’求取加熱試驗前後的試驗片質量差，換算為每單 位面積的氧化增量(g/m2)，並評估耐氧化性。另外，當有發 生氧化被㈣_(鏽皮㈣）的情況，’㈣該觸的鏽皮回 收，並追加於試驗後的質量中。 099122311 人圖:所不係上述1〇〇〇t下的氧化試驗令氧化增量與η έ有篁間之闕係。從談 w圖中付知，Ή在0.01質量％以下時， 鏽皮剝離較為明顯，合引 、 .,日弓丨發虱化增量達l〇〇g/m2以上的異常 虱化情形，但藉由Ti、夭丄+ , .^ + Π超過0.01質量％，雖有部分會發 生：剝:情形，但不會發生異常氧化， 蝴量：36咖2则級以上的耐氧化性（氧化增 罝..36咖以下），且藉由τι添加超過〇15質量％，里 化與鏽皮_均不會發生，可獲得極良好㈣氧化性。 其次’調查V添加4對上述Ti添加鋼的祕所造成影響。 以 C . 0.006 質量％、N : 〇 〇〇7 質量％、& 〇 7 質量％、 施· 〇.2 質！％、A1 : 0.5 質量％、Cr : 17 質量％、Nb : 〇 49 質量％、Cu:l.5質量％、及Ti:Q3質量％的成分系為基礎， 實驗室性地炼製在其中使v在〇〜i 〇質量％範圍内進行各種 添加量變化的鋼，並形成50kg鋼塊，將該鋼塊施行熱軋、 熱軋板退火、冷軋、及完工退火，而形成板厚2mm的冷軋 退火板。接著’從上述冷軋退火板中根據JISZ〇2〇2製作寬 2mm的V缺口衝擊試驗片，並根據JIS Z2242，依-40X：實 施夏比衝擊試驗(Charpy impact test)，觀察破斷面，並測定 脆性破斷面率。 圖10所示係上述衝擊試驗中，脆性破斷面率與V添加量 間之關係。由該圖中得知，藉由V添加達0.01質量％以上， 韌性便明顯提升’脆性破斷面率成為0%。但，得知若V添 099122311 15 力口超過0.5質量％ ’則脆性破斷面率會上升，反將造成韌性 降低。 本發明係根據上述發現，經更進一步進行探討而完成。 其次，針對本發明肥粒鐵系不鏽鋼的成分組成進行說明。 C : 〇‘〇15質量％以下 C係屬於為提高鋼強度的有效元素，但若添加超過0.015 貝’則韌性與成形性降低趨於明顯。所以，本發明中， 系叹在0.015負置％以下。另外，c係就從確保成形性的鲁 觀砧，較佳設在0.008質量以下，且就從確保當作排氣系 先構件用的強度之觀點，較佳設在〇 〇〇1質量％以上。更佳 係〇.0〇2〜0.008質量％範圍。 〇 * · 1 : 0·4〜1.0質量％

Sl係屬於為提升含有水蒸氣環境下之耐氧化性用的必要 +兀素。如圖5所示，為能確保SUS444同等級以上的耐 ^涔氣氧化性，必需添加達〇.4質量％以上。另_方面，因# γ超過1.0質量％的過剩添加會使加工性降低，因而上限設 為1.0質量％。較佳係〇 4〜〇 8質量％範圍。 外用Si添加便可使耐水蒸氣氧化性獲己文善的理由雖尚未 力充刀明朗’但可認為因為藉由Si達〇 4質量％以上的添 =便可在鋼板表面上連續地生成緻密Si氧化物層，而抑 外部軌體成分侵人所致。料，當要求更嚴苛的含有 水洛氣環境下之耐氧化性時，Si下限較佳設為0.5質量％。 099122311 1377257

Si(質量％)2Al(質量％) 再者，Si係在為能有效活用Al之固溶強化能力方面亦屬 重要元素。A1係如後述，具有高溫下的固溶強化作用，屬 於具有高溫疲勞特性改善效果的元素。但是，當A1含有量 較多於Si時，A1在高溫下會優先形成氧化物或氮化物，導 致固溶A1量的減少，因而造成對固定強化不能具充分貢 獻。另一方面，當Si含有量較多A1時，Si會優先的氧化， 鲁 而在鋼板表面上連續地形成敏密氧化物層，因為該氧化物層 對來自外部的氧與氮之内部擴散具有抑制效果，因而A1便 在未進行氧化與氮化的情況下保持固溶狀態。結果，安定地 確保A1之固溶狀態，因而可提升高溫疲勞特性。此處，本 發明為能獲得SUS444同等級以上的高溫疲勞特性，Si便依 滿足3丨（質量％)2入1(質量％)的方式添加。 Μη : 1.0質量％以下 # Μη係屬於當作脫氧劑用，且為提高鋼強度而添加的元 素。為能獲得此項效果，較佳係添加達0.05質量％以上。 但是，過剩添加會造成高溫下容易生成γ相，導致耐熱性降 低。所以，Μη設為1.0質量％以下。較佳係0.7質量％以下。 Ρ : 0.040質量％以下 Ρ係屬於使鋼韌性降低的有害元素，最好盡可能地減少。 所以，本發明中，Ρ係設為0.040質量％以下。較佳係0.030 質量％以下。 099122311 17 1377257 S : 0.010質量。/〇以下 S係屬於使拉伸與Γ值降低，對成形性造成不良影響，且 會使不鏽鋼基本特性的耐純降低之有害元素，因而最好盡 可能地減少。所以，本發明中，s係設為0 010質量％以下。 較佳係0.005質量％以下。 A1 : 0.2〜1.〇 質量％ A1係如圖4所示’屬於為提升Cu添力。鋼的耐氧化性所必 要不可或缺之元素。特別係為能獲得本發明目的之§腦44 同等級以上耐氧化性時’必需添加達⑽質量。/。以上。另一 方面’如圖8所不，若添加超過i 〇質量％，鋼會硬質化導 致加工性降低，不僅無法獲得SUS444(3i%)以上的加工性， 就連财氧化性亦會反而降低。所以，A1設為〇2〜1〇質量％ 範圍。較佳係0.3〜1.0質量％範圍。當重視加工性時，較佳 設為0.3〜G.8質量％。更佳係Q 3〜Q 5質量％。 再者A1亦是屬於固,谷於鋼中而固溶強化的元素特別 係具有提升超過麵。C溫度下之高溫強度的效果本發明 中’係屬於為提升高溫疲勞特性的重要元素。如前述，當 A1添加量較多於Si時…在高溫下會優先形成氧化物或氮 化物而減少固溶量，因而對強化便無綠。反之，當^添 加量較多於S】時，&會優先的氧化，在鋼板表面上連續地 形成緻耗化物層。魏化物層會成騎與氮㈣部擴散障 壁，俾可將A1安定地彳咖溶㈣，因而_Αι的固溶强 099122311 1377257 =，高高溫強度’俾使高溫疲勞特性提升。所以，本發明 %)提升織勞特性，必輪叫質量呢傾量 N : 0_015質量％以下 二係^料鋼的祕與絲科低的元素若含有超過 ‘ Ϊ5貝里％，上述降低會趨 折旦0/ 月顯。所以，N設為0.015 ^下。另外，N係就從確保勒性、成形性的觀點，最 好盡可能地減少，最好設為未滿Q_f^。

Cr : 16〜23質量％

Cr係屬於為提升不鏽鋼特徵之耐贿、魏化性的有效 要兀素，但右未滿16質罝％，便無法獲得充分的耐氧化 呈生。另-方面，Cr係屬於室溫下，將鋼予以固溶強化，而 硬質化、低廷性化的元素，特別係若添加超過23質量％， 上述葬端會趨於明顯，因而上限設為23質量％。所以，c 係依16〜23質量％範圍添加。較佳係16〜2()質量％範圍/ Cu : 1.0〜2.5 質量％

Cu係如圖3所示，屬於對熱疲勞特性的提升具非常有效 的几素’為能獲得SUS物同等級以上的熱疲勞特性，以 必需添加達LG質量。/。以上。但是，若添加超過2 5質量％， 在經熱處理後的冷卻時會析出s_Cu相，而將鋼硬f化，且 在熱加卫時容易發生脆化。更重要事項係&的添加雖會提 升熱疲勞特性，但卻反會使鋼自身的魏化性降低，總體觀 099122311 1〇 1377257 之會導致耐熱性降低。就此原因雖尚為充分明朗，但可認為 在所生成鏽皮正下方的脫（^層中會有Cu的濃化，導致屬 於為提升不鏽鋼原本耐氧化性之元素的再擴散遭受抑 制。所以’ Cu設為1.0〜2.5質量％範圍。較佳係i w 8質 量％範圍。

Nb : 0.3〜0.65 質量 °/〇

Nb係屬於會與c、N形成氮碳化物並固定，而具有提高 彳1虫!·生成形性、焊接部耐晶界腐触性的作用，且使高溫強 度上升俾提升熱疲勞特性的元素。此種效果係在達0.3質量 %以上的添加才會被發現。但是，若添加超過0.65質量％， 則=易，出；Laves相’而促進脆化。所以，励係設為〇 3〜〇別 質里％犯1較佳係G 4〜G 55 f量％範圍。當需要勃性的情 況’較佳設為G.4〜_質量％。更佳係G.4〜0.47質量％。 Ti: 〇.5質量％以下 '

Tl係屬於在本發明的A1添加鋼巾，料氧化性提升極 ::元素:特別係對使用於超過1〇〇旳的高溫域中， 高溫下的耐氧化性，呈體：二？加^素。為能獲得， 嶋料同等級以上的耐氧化性，如圖9所示 =· 超過0.01質量％。扣a 取好添; 耐氧化性提升效果已—2超祕質量％的過剩添加1 已達飽和之外，亦會導致韌性降 因在—W承受料制心m 099122311 20 4等’對缺H造成不良影響。所以，Ti的上限係設為〇 5 質量％。 疋-車引手的排氣系統構件等所使用習知鋼材，當暴 露於高溫中之時，會有因構件表面所生成的鏽皮剝離而對引 擎機月以成阻礙。即便對此種鏽皮剝離情形，Ti的添加亦 具極有效’藉由Ti添加超過0.15質量％，便可使HKKTC以 上高溫域中_皮_情況明顯降低。所以，被使用於鑛皮 I]離會構成問題之用途上的鋼材，Ti最好依超過質量 %且0.5質量％以下範圍添加。 藉由Τι的添加而提升A1添加鋼的耐氧化性之理由，雖尚 未充分明朗，但可認為在鋼中所添加的Ti於高溫下會與N 相結合，俾抑制A1與N相結合而形成ain並析出的情形， 因而自由的A1會增加，該自由的八丨會與〇相結合，並與 如述在鋼板表面上所生成的緻密Si氧化物層’在母材部的 界面處形成A1氧化物(Α1Ζ03)。結果，利用上述Si氧化物層 與A1氧化物的雙重構造，阻止〇侵入於鋼板内部，判斷便 提升耐氧化性。 再者’ Ti係與Nb同樣的，會將c、N予以固定，而具有 耐钱性、成形性、及防止焊接部晶界腐蝕的作用。但是，上 述效果在有添加Nb的本發明成分系中，若添加超過0.01 質量％便已達飽和，且會因固溶硬化而導致鋼的硬質化，且 相較於Nb之下較容易與N相結合的Ti，會形成粗大TiN， 099122311 21 1377257 成為龜裂的起點，導致韌性降低。因而，就在重視耐蝕性、 成形性、及焊接部耐晶界腐蝕性，且特別要求更高溫（例如 1000°C以上）耐氧化性的用途，以及特別要求韌性的用途中 所使用的鋼，Ti並無必要積極的添加，反倒是最好盡可能 地減少。所以，當使用於該等用途時，Ti最好設為0.01質 量％以下。

Mo : 0.1質量％以下

Mo係屬於高單價元素，就從本發明主旨而言亦是不要積 極的添加。但是，從屬於原料的廢料等會有0.1質量％以下 的混入。所以，Mo設為0.1質量％以下。 W : 0.1質量0/〇以下 W係與Mo同樣地屬於高單價元素，就從本發明主旨而言 亦是不要積極的添加。但是，從屬於原料的廢料等會有0.1 質量％以下的混入。所以，W設為0.1質量％以下。 本發明的肥粒鐵系不鏽鋼係除上述必要的成分之外，尚可 將從B、REM、Zr、V、Co、及Ni中選擇1種或2種以上， 依下述範圍添加。 B : 0.003質量％以下 B係屬於使鋼的加工性（特別係2次加工性）提升的有效元 素。該效果係可依0.0005質量％以上的添加獲得，但若超 過0.003質量％的大量添加，便會生成BN，導致加工性降 低。所以，當添加B的情況，最好設為0.003質量％以下。 099122311 22 1377257 更佳係0.0010〜0.003質量％範圍。 REM : G.G8質量％以下、:㈣f量％以下 REM(稀土族元素）與Zr均屬於提升耐氧化性的元素，本 發明中’可視需要添力Π。為能獲得其效果，分別最好添加 〇.(U質量％以上、f量％以上。但是，若麵添加 2 0獅質量％ ’便會使鋼脆化，且若&添加超過請 貝里％，便會Zr介金屬化合物，導致鋼脆化。所以，當有 添加REM及Zr的情況，分別最好設為〇 〇8質量％以下、 0.5質量％以下。 V . 0.5質量％以下 曰V係屬於鋼的加工性提升具有效的元素，且對耐氧化性的 5亦屬有效的it素。該等效果係達G.l5質量％以上較為 V員=、1~疋’若超過〇 5 f量％的過剩添加，便會導致粗大 、N)的析出’造成表面性狀降低。所以，當有添加V的 ，月况’較佳設為（U5〜0.5質量％範圍。更佳係 0/〇範圍。 u 3負里 再者’V係屬於對鋼_性提升亦具有效的元素 如圖W所示，在要求丨喊以上耐氧化性之用途所使用的 ’對_的提升屬於極有效。此項效果係依0 01 質量％以上的泰加便可獲得，但若添加超過G5質量％，反 會損及性。所以，在要求祕的用途所使用之加鋼， V最好依〇.〇1〜0.5質量％範圍添加。 099122311 23 I377257 另外，Ti添加鋼中的上述v之韌性提升效果，可認為係 鋼中所析出TiN的Ti其中一部分被取代為V，藉此便析出 成長速度較慢的(Ti、V)N，俾抑制成為韌性降低原因的粗大 氡化物析出之緣故所致。

Co : 0.5質量％以下

Co係屬於鋼的動性提升具有效的元素。為能獲得此項效 果，最好添加0.0050質量％以上。但是，c〇係屬於高單價 元素，且即便添加超過0.5質量％，上述效果已達飽和。所 以，當有添加Co的情況，較佳設為〇5質量％以下。更佳 係0.01〜0.2質量％範圍。當需要優異冷軋板韌性的情況較 佳設為0.02〜0.2質量％。 斯：0.5質量％以下 "~^Ni係屬於使鋼的韌性提升之元素。為能獲得此項效果， 最好添加達0.05質量。/。以上。但是，因為奶係屬於高單價， 且屬於強力的γ相形航素，因而在高溫下會生成丫相，導 =氧化性降低。所以，當有添加Ni的情況，較佳設為〇 5 ^里/“乂下。更佳係〇·〇5〜〇 4質量％範圍。但依照廢料與 合金組成，會有不經意不可避免的混入0.10〜0.15質量k 情況。 、 其-人’針對本發明肥粒鐵系不鏽鋼之製造方法進行說明。 ,,發明不鏽鋼之製造方法係在屬於絲鐵系不錄鋼的尋 常製造方法之前提下均可適當用，並無特別的限定。例如利 099122311 24 1377257 用諸如轉爐（steel converter)、電爐（electric furnace)等公知炼 解爐（melting furnace)，將鋼予以溶製，或者更進一步經由 諸如盛鋼桶精煉(ladle refining)、真空精煉(vacuum refining) 等二次精煉(secondary refining)，形成具有上述本發明成分 組成的鋼，接著再利用諸如連續鑄造法（continuous casting) 或轉錠(ingot casting)-分塊軋延法(blooming rolling)形成鋼 片（扁胚)(slab)，然後，經由諸如熱軋(hot rolling)、熱軋板 退火（hot rolled annealing)、酸洗（pickling)、冷軋（coId rolling)、完工退火(finishing anneaiing)、酸洗等各步驟，便 可利用形成冷軋退火板(c〇ld r〇ned and annealed sheet)的製 造步驟進行製造。上述冷軋係可單次，或插入中間退火 (process annealing)的2次以上之冷軋，且冷軋、完工退火、 酉文洗專各步驟亦可重複實施。 再者’熱軋板退火係可省略，當有要求鋼板的表面光澤或 粗度調整的情況，亦可在冷軋後或完工退火後，再施行表皮 報軋（skin pass rolling)。 針對上述製造方法的較佳製造條件進行說明。 將鋼予以嫁製的製鋼步驟較佳係將經轉爐或電爐等予以 溶解的鋼’利用 V〇D 法（Vacuum Oxygen Decarburization method ’真空吹氧脫碳）等施行二次精煉，而形成含有上述 必要成分及視需要所添加成分的鋼。所熔製的溶鋼係可依照 公知方法形成鋼素材’生產性及品質面觀之，最好利用連續 099122311 25 鑄法员施鋼素材在係爾後最好加熱至1000〜125〇。匸，再 利用熱軋$成所需板厚的熱軋板。當然亦可對除板材以外施 行,，，、加工上述熱軋板最好在爾後視需要依〜8⑼。c溫度 施灯批次退火(batch annealing)、或依9〇〇〜11〇〇<t溫度施行 連續退火（contmuous汕狀汕邶)後，再利用酸洗等施行脫鏽 皮’而形成熱軋製品。另外，視需要亦可在酸洗前便施行珠 粒喷擊(shot blasting)而進行鏽皮除去（descale)。 再者，亦可將上述熱軋退火板經由諸如冷軋等步驟而形成 冷軋衣。〇。此情況的冷軋係可為單次，但就從生產性與要求 口口貝上的觀點，亦可為插入中間退火的2次以上之冷軋。單 次或2次以上的冷軋之總軋延率，較佳係達6〇%以上、更佳 係達70%以上。經冷軋的鋼板最好爾後再依9〇〇〜115〇。〇(更 佺950〜1120C)的溫度施行連續退火（完工退火），經酸洗而 形成冷軋製品。甚至依照用途，亦可在完工退火後再施行表 皮輥軋等，而施行鋼板的形狀、表面粗度、及材質調整。 依如上述所獲得熱軋製品或冷軋製品，爾後再配合各自的 用迷’施行切斷(cutting)、彎曲加工(bending work)、拉伸加 工（stretch work)、深衝加工（drawing compound)等力σ工，而 成形為汽車或機車的排氣管、轉接制箱、火力發電薇的排氣 風管或燃料電池關聯構件(例如分離器（Separat〇r)、内部串聯 器（inter connector)、改質器等）。將該等構件施行焊接的方 法並無特別的限制’可適用MIG(Metal Inert Gas，金屬電極 099122311 26 1377257 鈍氣）、MAG(Metal Active Gas ’金屬電極活性氣體）、 TIG(TungstenInertGas，鎢電極惰性氣體）等尋常的電弧焊 接(arc welding) ’ 或點焊接（spot welding)、縫焊（seam welding) 等電阻焊接（resistance welding)，以及諸如電缝焊接⑷ectric resistance welding)等高周波電阻焊接（high_frequency resistance welding)、高周波感應焊接（high frequency induction welding)等等。 •[實施例1] 將具有表1-1及表1-2所示No.1〜34之成分組成的鋼，利 用真空熔解爐施行熔製，經鑄造而形成5〇kg鋼塊，再施行 鍛造而呈2分割。然後，將已2分割的單邊鋼塊加熱至 1170C後’施行熱軋而形成板厚5mm的熱軋板，再依1〇2〇。〇 溫度施行熱軋板退火，經酸洗，再施行軋延率6〇%的冷軋， 依103(TC溫度施行完工退火，再依平均冷卻速度2(rc/sec 鲁施行冷卻’經酸洗，便形成板厚2麵的冷乾退火板，將該 冷軋退火板提供給下述2種耐氧化性試驗與高溫疲勞試 驗。另外，為求參考，亦針對SUS444(N〇 35)、及具有與專 利文獻2 7所揭不發明鋼為相同成分組成的鋼(n4i)， 如同^述騎冷軋退火板的製作，並提供給評估試驗。 < ^氣中連魏化試驗(e_inu職。xidati〇n加比 攸依如上述所獲得各種冷軋退火板中姆3GmmX2〇mm 樣°°’在#品上部I設4mm0孔’並將表面與端面利用#320 099122311 27 1377257 砂紙施行研磨’經脫脂後，再懸吊於經加熱保持於950°C或 1000 C的大氣環境爐内’並保持3〇〇小時。經試驗後’測定 樣品的質量’求取與預先測得試驗前的質量間之差，而計算 出氧化增量(g/m2)。另外，試驗係各實施2次，利用平均值 進行耐連續氧化性的評估。另外，ΙΟΟΟΐ的大氣中連續氧化 S式驗時’氧化增量係包括已剝離的鏽皮份在内，並依如下進 行評估。 X :有發生異常氧化(氧化增量2 l〇〇g/in2) △•雖未發生異常氧化，但有發生鏽皮剝離 〇·異常氧化與鏽皮剝離均未發生 〈水蒸氣環i兄中連續氧化試驗(c〇ntinuance oxidation test in water vapour atmosphere)〉 4足依如上述所獲得各種冷軋退火板中切取30mm><20mm 樣品’在樣品上部鑿設4mm0孔，並將表面與端面利用#32〇 砂紙施行研磨’經脫脂後，提供給在依0.5L/min流通著由 10vo1%C〇2-2〇v〇1%h2〇-5v〇1%〇2-其餘 N2 所構成混合氣體 而形成含有水蒸氣環境，且被加熱至95〇°C的爐中，進行保 持300小時的氧化試驗。經試驗後，測定樣品的質量，求取 與預先測得試驗前的質量間之差，而計算出氧化增量 (g/m2) 〇 〈高溫疲勞試驗(high temperature fatigue test) > 從依如上述所獲得各種冷軋退火板中，切取圖6所示形 099122311 28 1377257 狀尺寸的试驗片’並在85〇。〇下，施行對鋼板表面依13〇〇Hz 負何75MPa彎曲應力（雙向振動）的Schenck式疲勞試驗，測 疋戴至斷裂為止的振動次數(疲勞壽命），再評估高溫疲勞特 性。 〈室溫伸長量試驗> 從上述板厚2mm的各種冷軋退火板，製作分別將軋延方 向（L方向）、軋延方向的直角方向（c方向）、及札延方向的 45°方向φ方向）設為拉伸方向的JIS13B號拉伸試驗片，在 室溫下施行各方向的拉伸試驗，並測定斷裂伸長量，再從下 式求取平均伸長量E1。 平均伸長量 El(%)=(EL+2ED+Ea)/4 其中’ el : l方向的m(%)，ed : d方向的E1(%)，Ec: c 方向的El(%) [實施例2] 將實施例1中經2分割的50kg鋼塊之剩餘鋼塊，加熱至 1170°C後，施行熱軋而形成厚30mmx寬150mm的片條之 後’將該片條施行鍛造，形成35mm四方的棒條，經利用 1030°C溫度施行退火後，經施行機械加工，再加工成圖i 所示形狀、尺寸的熱疲勞試驗片’並提供給下述熱疲勞試 驗。另外，為求參考，亦針對SUS444、及具有專利文獻2〜7 所揭示發明鋼之成分組成的鋼（參考例1〜6)，如同上述進行 試驗片製作，並提供給熱疲勞試驗。 099122311 29 1377257 〈熱疲勞試驗(thermal fatigue test) > 熱疲勞試驗係如圖2所示，依照一邊將上述試驗片依拘束 率0.35進行拘束，一邊在l〇〇°C與850°C間重複進行升溫/ 降溫的條件實施。此時的升溫速度(heating rate)與降溫速度 (cooling rate)分別設為l〇°C/sec，而100°C下的保持時間 (holding time)係設為2min’在850°C下的保持時間係設為 5min。另外，熱疲勞壽命(thermal fatigue life)係將在 l〇〇°C 下所檢測到的荷重’除以試驗片均熱平行部（參照圖〗）的截 面積而計算出應力，並設定為相對於前一週期的應力開始連 續性降低應力時的最初週期數。 上述實施例1在950°c及i〇〇〇°c下的大氣中連續氧化試 驗、水蒸氣環境中連續氧化試驗、及高溫疲勞試驗之結果， 以及實施例2的熱疲勞試驗結果，整理如表2所示。由表2 中得知，適合本發明成分組成的發明例鋼（N〇1〜15)，均具 有SUS444(No.35)同等級以上的95〇°C下之耐氧化性、耐熱 疲勞特性、及耐高溫疲勞特性，滿足本發明目標。且，相關 1000°C下的大氣中連續氧化試驗結果，含有Ti超過〇 〇1質 量％且0.15質量％以下範圍的發明例鋼（N〇 9、12、13)，係 與SUS444(No.35)同等級’而含有丁丨超過〇 15質量％的發 明例鋼(No.10、11、14、15)，呈現更良好的結果。相對於 此’逾越本發明範圍外的比較例鋼(N〇 16〜34)或先前技術的 參考例鋼(No.36〜41)，在95〇它下的耐氧化特性、耐熱疲勞 099122311 30 1377257 特性、及耐高溫疲勞特性等所有特性均非屬優異，並未達成 本發明目標。 (產業上之可利用性） 本發明肥粒鐵系不鏽鋼不僅適用於汽車等的排氣系統構 件用，亦頗適用為要求同樣特性的火力發電系統之排氣系統 構件、與固態氧化物式燃料電池用構件。

099122311 31 1377257 備註 發明例 發明例 發明例 發明例 發明例 發明例 發明例 發明例 發明例| 發明例 發明例 |發明例I 1發明例I 1發明例1 發明例 比較例 1比較例I 1比較例| 丨比較例1 |比較例| |比較例I 比較例 化學成分(質量％) Si-Al 0.10 0.61 0.01 0.13 0.29 0.37 0.32 0.37 0.32 0_42 0.39 0.52 l „里1 里 0.22 0.34 0.39 -0.18 -0.16 -1.03 -0.21 -0.20 -0.30 -0.25 其餘 1 0.04 0.08 0.06 0.19 ：0.29 0.023 0.011 0.21 0.33 V ： 0.29,Ni ： 0.25 V ： 0.15 V ： 0.38 Ο Ο ο m CN Ο > V ： 0.18,Ni ： 0.11 1 1 1 1 1 Β ： 0.0009,V ·· 0.051 REM ： 0.013,Ni ： 0.33 > > > > 〇 U > > 0.004 0.006 0.005 0.008 0.006 0.008 0.007 0.008 0.009 0.008 0.008 0.007 1_ 0.009 1 0.007 0.008 0.008 0.007 0.008 0.011 0.008 0.008 Os Ο Ο 0.02 0.03 0.04 0.02 0.03 0.01 0.02 0.02 0.01 | 0.01 | 0.01 1 o.oi 1 0.01 0.01 0.01 0.04 0.01 0.01 0.01 0.01 0.01 0.01 Ο 0.04 0.03 0.01 0.02 0.01 0.02 0.02 | 0.02 0.01 | 0.01 0.02 1 o.oi 1 0.01 0.02 0.01 0.02 0.03 0.04 0.02 0.01 0.01 0.05 .[二 0.009 0.006 0.004 0.003 0.007 0.005 0.009 0.008 0.080 I 0.190 0.310 1 0.020 1 0.130 0.240 0.160 0.006 0.002 0.051 0.006 0.005 0.004 0.090 0.44 0.50 0.47 0.48 0.43 0.45 0.46 0.45 Γα45ΐ 0.43 0.44 0.48 0.45 ； 0.43 0.41 0.46 0.48 0.39 0.45 0.40 1.21 1.47 1.53 1.45 1.21 1.26 1.37 1.40 ι·34Ί 1 126 1 1 i·441 1.31 〇\ .噶 1.43 1.35 1.56 1.42 1.46 1.77 1.39 1.61 17.1 17.4 17.0 18.5 17.2 17.9 17.5 17·5 1 1 17-41 1 丨m 1 17·°Ί 17.8 17.5 17.3 16.2 17.7 21.6 17.2 18.2 0.72 0.25 1 0.44 0.39 0.65 0.41 0.33 0.38 1_ 0.39 ,0.44 0.35 0.39 ㈣ ㈣ 0.46 0.37 0.51 1.12 0.48 0.39 0.47 0.66 〇〇 0.002 0.003 0.004 0.004 0.001 0.003 0.003 0.002 | 0.002 I 0.002 1 0.002 | 0.003 1 0.002 0.002 0.003 1 0.004 0.002 0.003 0.001 0.002 0.003 0.001 Ph 0.020 0.028 0.033 0.030 0.018 0.025 1 0.023 0.024 0.022 0.024 0.025 0.023 0.022 0.025 0.026 0.032 0.026 0.029 0.022 0.029 0.029 0.033 i 0.41 0.18 0.23 0.21 0.34 0.28 0.20 0.23 0.18 ,0.21 0.20 0.22 0.19 0.20 0.20 0.13 0.28 0.63 0.33 0.33 0.23 0.09 0.82 0.86 0.45 0.52 0.94 | 0.78 0.65 0.75 0.71 0.86 0.74 L〇^J 0.53 0.68 0.85 0.19 0.35 0.09 0.27 0.19 0.17 0.41 υ 0.011 0.007 0.006 0.008 0.008 0.006 0.009 0.007 0.007 0.006 | 0.007 | 1 0.009 1 1 0.008 1 0.006, 0.008 0.006 0.005 0.008 0.005 0.004 0.007 0.006 r-^ CN ΓΟ 寸 卜 00 σ\ Ο cs cn 寸 Ό r-^ 〇〇 〇\ τ·^ 5

1377257 【(N-I<】

備註 比較例 比較例 比較例 比較例 比較例 比較例 比較例 比較例 比較例 比較例 比較例 比較例 SUS444 1 參考例1 |參考例2 I |參考例3 I |參考例4 | |參考例5 I |參考例6 I 化學成分(質量。/〇) Si-Al -0.51 0.17 -1.39 -0.37 -0.24 -0.37 -0.36 -0.14 -0.31 -0.26 -0.48 -0.16 0.291 0.31 0.458 0.168 0.15 0.70 0.68 其餘 Ο Ν ο ^ο 1 1 1 V ： 0.18 V ： 0.22 V ： 0.29 V ： 0.38 V ： 0.44 V ： 0.20 V ： 0.23 V ： 0.34 1 Ni ： 0.10,V ·· 0.10 Ni ： 0.10,V ： 0.03,B ： 0.0030 Ni ： 0.15 Ni ： 0.10,V ： 0.10 Ni : 0.10，V : 0.10 Ni ： 0.55 0.007 0.009 0.008 0.009 0.008 | 0.007 0.008 0.005 | 0.006 | 0.007 0.006 0.007 0.008 0.010 0.007 0.006 0.010 0.007 0.003 0.02 0.02 0.01 0.01 0.02 0.03 0.06 0.02 0.03 0.02 Γα〇3 Γα〇2 0.02 0.02 0.02 Γα〇2 1 1 I 〇 0.01 0.01 0.05 0.02 0.06 0.05 0.02 0.06 0.04 i 0.05 1 0.05 0.01 0.01 0.01 0.02 1 1 1 _[1 0.002 0.006 0.004 0.004 0.003 0.008 0.024 | 0.005 0.014 0.004 0.006 Γ〇.002 0.003 0.002 ! 0.080 0.090 0.110 0.170 1 g 0.52 0.44 0.491 0.51 0.44 0.42 0.48 0.46 10_47 0.45 0.45 0.39 0.52 0.331 0.35 0.42 0.52 0.45 0.65 1.28 1.46 1.61 0.87 1.18 11261 1.38 1.22 ㈣ ㈣ 1.19 1.71 0.02 1.93 丨 1.36 1.65 1 1 1 17.8 17.1 17.7 17.4 1 17.6 17.5 LiZ^J 17.7 17.4 Li9jJ ㈣ 17.9 18.7 17.02 18.90 18.8 17.0 17.0 15.5 0.88 0.14 1.62 0.69 0.47 0.46 0.51 0.46 0.49 | 0.53 0.51 0.89 0.019 0.01 1 0.002 0.052 0.05 1.00 0.25 00 0.003 0.002 0.004 0.003 0.002 0.003 0.001 0.002 0.004 0.003 0.002 0.002 0.003 0.002 0.003 0.0052 0.005 0.002 0.003 Oi 0.018 0.030 0.028 0.028 0.027 0.025 0.021 0.024 0.027 [〇.027 1 0.024 0.025 0.031 0.028^ 0.029 0.005 0.030 0.030 0.021 1 0.71 0.35 0.66 0.55 0.25 0.39 0.34 0.15 0.15 LmiI Lmm 0.42 0.05 1 0.54 0.05 0.30 0.60 0.86 c?5 0.37 0.31 0.23 0.32 0.23 0.09 0.15 0.32 0.18 0.27 0.03 0.73 0.31 0.32 0.46 0.22 0.20 1.70 0.93 υ 0.008 0.006 0.008 0.006 0.007 0.003 0.008 0.006 0.009 0.007 ! 0.005 0.007 0.008 0.008 0.009 0.006 0.005 0.009 0.002 鋼 No. ro m m m CO 卜 CO oo m 〇\ m 〇 f-H ί>^φ^Α霉蛉：9苳%砵：Η「务銻玉帟^霉^高蛉：^务%'^ -^ SS ^ ^ .. ^ ^ ^ ^ €s - ^ ^ ^ ^ ^ εε Η 31660 1377257 [表2] 鋼 No. 熱疲勞 筹命 (週期） 氧化增量 at 950〇C (g/m2) 氧化增量* at 1000°C 下 的評估 水蒸氣氧 化增量 (g/m2) 0.2%耐力 at 850〇C (MPa) 高溫疲勞壽命 at 850〇C ' 75MPa (xlO5週期） 室溫伸 長量 (%) 備註 1 1210 18 X 40 31 13 32 發明例 2 1300 25 X 39 30 >20 35 發明例 3 1350 21 X 48 31 11 33 發明例 4 1280 22 X 41 32 15 34 發明例 5 1260 12 X 37 36 >20 32 發明例 6 1290 22 X 43 33 >20 34 發明例 7 1270 24 X 42 32 >20 34 發明例 8 1250 21 X 41 32 >20 33 發明例 9 1310 20 Δ 35 32 >20 33 發明例 10 1330 18 〇 34 35 >20 34 發明例 11 1300 19 〇 35 34 >20 33 發明例 12 1290 20 Δ 35 35 >20 33 發明例 13 1300 21 Δ 37 33 >20 34 發明例 14 1340 20 〇 36 32 >20 33 發明例 15 1360 18 〇 34 33 >20 32 發明例 16 1230 21 X 82 21 M 35 比較例 17 1330 20 X 55 26 S3 33 比較例 18 1270 16 X > 100 23 62. 30 比較例 19 1300 21 X 66 25 8.1 33 比較例 20 1450 21 X Μ 24 2A 32 比較例 21 1260 21 X Μ 23 6Λ 34 比較例 22 1390 18 X 50 26 6A 31 比較例 23 1210 17 X 53 25 6A 31 比較例 24 1290 Μ X 79 25 6.1 36 比較例 25 1400 11 X 60 27 1_J_ 27 比較例 26 820 14 X 58 15 4,8 36 比較例 27 1200 15 X 21 25 2A 35 比較例 28 1230 15 X >100 24 9Λ 35 比較例 29 1260 14 X 79 27 L2 35 比較例 30 1210 14 X 57 26 Z1 35 比較例 31 1310 14 X 78 23 6A 34 比較例 32 1240 15 X 56 2i 6Λ 35 比較例 33 1210 15 X > 100 20 5A 35 比較例 34 1430 13 X 34 27 M 31 比較例 35 1120 27 Δ 51 29 10 31 SUS444 36 1480 >100 X > 100 28 SJ_ 31 參考例1 37 1240 >100 X > 100 23 M 35 參考例2 38 1400 >100 X >100 26 ΤΛ 34 參考例3 39 660 > 100 X > 100 13 u_ 37 參考例4 40 780 15 Δ 32 28 >20 27 參考例5 41 850 24 X 89 22 >20 37 參考例6 *〇：均無異常氧化與鏽皮剝離情形；△:無異常氧化情形，但有部分鏽皮剝離情形；X : 異常氧化與鏽皮剝離均有發現 34 099122311 1377257 【圖式簡單說明】 圖1為熱疲勞試驗片的說明圖。 圖2為熱疲勞試驗的溫度、拘束條件(她ainmgc〇n刪） 之說明圖。 圖3為Cu添加量對熱疲勞特性所造成影響的圖形。 圖4為A1添加量對_下的耐氧化性（氧化增量㈣咖 gam by oxidation))所造成影響的圖彤 :為―對耐水蒸:氧；氧化增量)所造成影響 圖6為高溫疲勞試驗片的說明圖。 圖7為Si與A1的添加量對 形。 ，皿疲勞特性所造成影響的圖 圖8為A1添加量對室溫伸長

Bl 9 A Ti ^ k成衫響的圖形。 圖9U添加量對⑽代下的耐氧 成影響的圖形。 （乳彳11^置）所造 圖10為V添加量對韋刃性(跪性 形。 ㈣早)所造成影響的圖 099122311 35

Claims (1)

1. ιό/rzy/ 七、申請專利範圍： 1.一種肥粒鐵系尤料， 科承不鏽鋼，係含有： C : 0.015質量。/〇以下、 Si : 0.4〜1.0 質量 0/〇、 Μη : 1.0質量。/。以下、 Ρ . 0.040質量％以下、 S : 0.010質量。/。以下、 Cr : 16〜23質量％、 A1 : 0.2〜1.0 質量％、 N : 0.015質量％以下、 Cu : 1.0〜2.5 質量％、 Nb : 0,3〜0,65 質量％、 Ti : 0.5質量％以下、 Mo : 0.1質量％以下、 W : 0.1質量％以下，且 Si與A1係滿足Si(質量％)2A1(質量％)而含有，其餘部分 則為Fe及不可避免的雜質。 2.如申凊專利範圍第1項之肥粒鐵系不傭鋼，其令，心上 述成分組成之外，更進一步含有從B : 0.003質量^以下 REM : 0.08質量％以下、Zr : 0.50質量。/〇以下、ν ·: 〇 $質旦 %以下、Co : 0.5質量％以下及Ni : 0.5質量％以下申選^ : 1種或2種以上。 099122311 36 1377257 3·如申睛專利範圍第1或2項之肥粒鐵系不鏽鋼，其中， Tl之含有量係超過0.15質量％且0.5質量％以下。 4. 如申請專利範圍第1或2項之肥粒鐵系不鏽鋼，其中， Ti之含有量係〇.〇1質量％以下。 5. 如申請專利範圍第2或3項之肥粒鐵系不鑛鋼，其中， V之含有量係〇 opo 5質量％。 6. 如申請專利範圍第i項之肥粒鐵系不鏽鋼，其中，除上 • 述成分組成之外，更進一步含有Co : 〇 sθ 示 貝罝〇/〇以下。

   099122311 37