TWI431122B

TWI431122B - 耐熱性和韌性優異之肥粒鐵系不鏽鋼

Info

Publication number: TWI431122B
Application number: TW098107277A
Authority: TW
Inventors: Yasushi Kato; Norimasa Hirata; Tetsuyuki Nakamura; Takumi Ujiro
Original assignee: Jfe Steel Corp
Priority date: 2008-03-07
Filing date: 2009-03-06
Publication date: 2014-03-21
Also published as: ES2519716T3; JP5387057B2; KR20130049835A; US20110123387A1; EP2264202A4; CN101965415A; WO2009110641A1; EP2264202B1; BRPI0909643A2; KR20100105800A; EP2264202A1; RU2443796C1; JP2009235573A; TW200946694A; CN101965415B

Description

耐熱性和韌性優異之肥粒鐵系不鏽鋼

本發明係關於一種含Cr之鋼，尤其係關於一種適合用於汽車(automobile)或機器腳踏車(motorcycle)之排氣管(exhaust pipe)、轉換器外殼(converter case)或火力發電廠(thermal electric power plant)之排氣管道(exhaust air duct)等於高溫環境下所使用之排氣系統構件中，高耐熱性(耐熱疲勞特性(thermal fatigue resistance)、耐氧化性(oxidation resistance))與母材之韌性(toughness)優異之肥粒鐵系不鏽鋼(ferritic stainless steel)。

對於汽車之排氣系統環境下所使用之排氣歧管(exhaust manifold)、排氣管、轉換器外殼、消音器(muffler)等排氣系統構件，要求熱疲勞特性及耐氧化性(以下，將兩特性統稱為「耐熱性」)均優異。針對要求此種耐熱性之用途，目前，添加有Nb與Si之例如Type429(14Cr-0.9Si-0.4Nb系)般之含有Cr之鋼被較多地使用。然而，伴隨引擎性能之提高，排氣溫度(exhaust gas temperature)會上升至如超過900℃般之溫度為止，從而對於Type429而言，熱疲勞特性並不充分。

針對上述問題，添加有Nb與Mo以使高溫耐力(high temperature proof stress)得到提高之含有Cr之鋼，或由JIS G4305所規定之SUS444(19Cr-0.2Nb-1.8Mo)、添加有Nb、Mo、W之肥粒鐵系不鏽鋼等已得到開發(例如，參照日本專利特開2004-018921號公報)。然而，由於最近Mo或W等稀有金屬原料之價格異常高，故而要求使用廉價之原料而開發出一種具有同等之耐熱性之材料。

作為不使用高價之元素之Mo或W而耐熱性(heat resistance)優異之材料，例如，於WO2003/004714號手冊中揭示有一種汽車排氣流路構件用肥粒鐵系不鏽鋼，其係於10～20mass%Cr鋼中添加了Nb：0.50mass%以下、Cu：0.8～2.0mass%、V：0.03～0.20mass%而成；又，於日本專利特開2006-117985號公報中揭示了一種熱疲勞特性優異之肥粒鐵系不鏽鋼，其係於10～20mass%Cr鋼中添加了Ti：0.05～0.30mass%、Nb：0.10～0.60mass%、Cu：0.8～2.0mass%、B：0.0005～0.02mass%而成；又，於日本專利特開2000-297355號公報中揭示了一種汽車排氣系統零件用肥粒鐵系不鏽鋼，其係於15～25mass%Cr鋼中添加了Cu：1～3mass%而成。該些鋼之特徵均在於：藉由添加Cu而提高熱疲勞特性。

然而，根據發明者等人之研究可知，於如上述專利文獻2～4之技術般添加Cu之情形時，雖然耐熱疲勞特性得到提高，但鋼自身之耐氧化性卻降低，總體來看，耐熱性劣化。又，SUS444與Type429相比，Cr之含量更高，且添加有大量之Mo，因此，存在母材之韌性劣化之問題。

因此，本發明之目的在於開發出一種防止因添加Cu而導致耐氧化性降低之技術，藉此，本發明係提供一種無需添加Mo或W等高價之元素而熱疲勞特性和耐氧化性優異、同時具有與Type429同等以上之韌性之肥粒鐵系不鏽鋼。此處，本發明所提及之「優異之耐氧化性和耐熱疲勞特性」，係指具有與SUS444同等以上之特性，具體而言，耐氧化性係950℃時之耐氧化性，又，熱疲勞特性係於100℃-850℃間循環之熱疲勞特性，與SUS444為同等以上。又，所謂與Type429同等之韌性，係指當以-40℃對板厚為2mm之冷軋板進行夏比衝擊(Charpy impact)試驗時之脆性破面率與Type429同等。

本發明係一種肥粒鐵系不鏽鋼，其含有C：0.015mass%以下、Si：0.5mass%以下、Mn：0.5mass%以下、P：0.04mass%以下、S：0.006mass%以下、Cr：16～20mass%以下、N：0.015mass%以下、Nb：0.3～0.55mass%、Ti：0.01mass%以下、Mo：0.1mass%以下、W：0.1mass%以下、Cu：1.0～2.5mass%、Al：0.2～1.2mass%，剩餘部分由Fe及不可避免之雜質而構成。

又，本發明之肥粒鐵系不鏽鋼之特徵在於：除上述之成分組成之外，更包含自B：0.003mass%以下、REM：0.08mass%以下、Zr：0.5mass%以下、V：0.5mass%以下、Co：0.5mass%以下及Ni：0.5mass%以下之中所選擇之1種或2種以上。

根據本發明，可廉價地獲得無需添加高價Mo或W而具有與SUS444同等以上之耐熱性(熱疲勞特性、耐氧化性)，同時具有與Type429(代表成分參照表1之鋼No.24)同等以上之韌性之肥粒鐵系不鏽鋼。因此，本發明之鋼可較佳地用於汽車排氣系統構件中。

發明者等人反覆進行積極研究而開發出如下之肥粒鐵系不鏽鋼，其防止先前技術所面臨之由於添加Cu而引起耐氧化性之降低，同時無需添加Mo或W等高價之元素，熱疲勞特性與耐氧化性優異、並且韌性亦優異。其結果，藉由於0.3～0.55mass%範圍內添加Nb、於1.0～2.5mass%之範圍內添加Cu而於寬溫度區獲得較高之高溫強度，且熱疲勞特性得到改善，又，藉由添加0.2mass%以上之Al，而可防止因添加Cu所引起之耐氧化性之降低，因此，藉由將Nb、Cu及Al控制於上述適當範圍內，無需添加Mo或W便可獲得與SUS444同等以上之耐熱性(熱疲勞特性、耐氧化性)。進而發現，添加有Cu、Al之鋼之循環之氧化試驗之耐鏽剝離性，係藉由使Si之添加量最佳化(0.5mass%以下)而提高，及，韌性係藉由使Mn、Al及Ti之添加量最佳化(Mn：0.5mass%以下，Al：1.2mass%以下，Ti：0.01mass%以下)而可與Type429同等以上，從而完成了本發明。

首先，對開發本發明之基礎實驗進行說明。

以由C：0.005～0.007mass%、N：0.004～0.006mass%、Si：0.3mass%、Mn：0.2mass%，Cr：17mass%、Nb：0.45mass%及Al：0.35mass%所構成之成分組成作為基礎，在實驗室熔製出上述成分組成中Cu之添加量有各種變化變化之鋼，形成50kg鋼塊，加熱至1170℃後，進行熱軋而形成厚：30mm×寬：150mm之薄鋼片(sheet bar)。然後，對該薄鋼片進行鍛造，形成剖面為35mm×35mm之鋼條，以1030℃之溫度進行退火後再進行機械加工，從而製作出如圖1所示之尺寸之熱疲勞試驗片(thermal fatigue test specimen)。繼而，使如圖2所示之、以限制率(restraint ratio)：0.35而於100℃-850℃間加熱、冷卻之熱處理循環進行，從而測定出熱疲勞壽命(thermal fatigue life)。再者，對於上述熱疲勞壽命而言，係將100℃時所檢測出之負重(load)除以圖1所示之試驗片均熱平行部之剖面積(cross section)而算出應力(stress)，從而設為應力相對於前一循環(cycle)之應力而開始連續地降低時之最小循環數。該循環數相當於試驗片上產生龜裂(crack)之循環數。再者，作為比較，對SUS444(Cr：18mass%-Mo：2mass%-Nb：0.5mass%鋼)亦進行相同之試驗。

圖3係表示上述熱疲勞試驗之結果。根據該圖可知，藉由添加1.0mass%以上之Cu，可獲得與SUS444之熱疲勞壽命(約1100循環)同等以上之熱疲勞壽命，因此，對於改善熱疲勞特性而言，添加1mass%以上之Cu係有效之方法。

繼而，以由C：0.006mass%、N：0.007mass%、Mn：0.2mass%、Si：0.3mass%、Cr：17mass%、Nb：0.49mass%及Cu：1.5mass%所構成之成分組成作為基礎，在實驗室熔製出上述成分組成中Al之添加量有各種變化之鋼，形成50kg鋼塊，對該鋼塊進行熱軋(hot rolling)，對熱軋板進行退火後再進行冷軋(cold rolling)、精退火(finishing annealing)，從而形成板厚為2mm之冷軋退火板。自如上所述之方式而獲得之冷軋鋼板切出30mm×20mm之試驗片，於該試驗片上部開有4mmΦ之孔，利用#320之砂紙(emery paper)對表面及端面進行研磨並脫脂後，提供給下述之試驗。

＜連續氧化試驗(continuous oxidation test in air)＞

將上述試驗片保持於加熱至950℃之大氣環境之爐中300小時，並對加熱試驗前後之試驗片之質量之差進行測定，而求出每單位面積之氧化增量(g/m² )。

＜循環氧化試驗(cyclic oxidation test in air)＞

使用上述試驗片，於大氣中，使以100℃×1min及950℃×25min之溫度循環加熱、冷卻之熱處理進行600循環，根據試驗前後之質量差測定出已自試驗片表面剝離之鏽量(scale amount)(g/m² )。再者，上述試驗中之加熱速度及冷卻速度分別以5℃/sec、1.5℃/sec而進行。

圖4係表示氧化增量之測定結果。又，圖5係表示鏽剝離量之測定結果。根據該些圖可知，藉由添加0.2mass%以上之Al，可獲得與SUS444同等以上之耐氧化性(氧化增量：27g/m² 以下，鏽剝離量：4g/m² 未滿)。

繼而，以由C：0.006mass%、N：0.007mass%、Mn：0.2mass%、Al：0.45mass%、Cr：17mass%、Nb：0.49mass%、Cu：1.5mass%所構成之成分組成作為基礎，在實驗室熔製出上述成分組成中Si之添加量有各種變化之鋼，形成50kg鋼塊，以與上述相同方式形成板厚為2mm之冷軋退火板，且以與上述相同之方式進行循環氧化試驗，測定出鏽剝離量，並將其結果示於圖6中。據此可知，即便適量添加Al，若Si超過0.5%，則鏽密著性會降低而剝離量會增加，從而無法獲得與SUS444同等之耐熱性。

最後，以由C：0.006～0.007mass%、N：0.006～0.007mass%、Si：0.3mass%、Cr：17mass%、Nb：0.45mass%及Cu：1.5mass%所構成之成分組成作為基礎，在實驗室熔製出上述成分組成中Mn、Al及Ti之含量有各種變化之鋼，形成50kg鋼塊，對該鋼塊進行熱軋後再對熱軋板進行退火、冷軋、精退火，從而形成板厚為2mm之冷軋退火板。自該冷軋退火板獲取次尺寸(sub size)之夏比衝擊試驗片(Charpy impact test specimen)，以-40℃之溫度進行夏比衝擊試驗，測定出脆性破面率，並對韌性進行評估。

圖7係表示Al：0.25mass%、Ti：0.006mass%時之Mn含量對韌性所造成之影響，圖8係表示Mn：0.1mass%、Ti：0.005mass%時之Al含量對韌性所造成之影響，又，圖9係表示Al：0.25mass%、Mn：0.1mass%時之Ti含量對韌性所造成之影響。根據該些圖可知，為了獲得與Type429同等以上之韌性，必需為Mn：0.3mass%以下、Al：1.2mass%以下、Ti：0.01mass%以下。

本發明係於上述見解上進一步進行研究而完成者。

繼而，對本發明之肥粒鐵系不鏽鋼之成分組成進行說明。

C：0.015mass%以下

C係有效地提高鋼之強度之元素，當含有超過0.015mass%之C時，韌性及成形性之降低變得顯著。因此，本發明中，C設為0.015mass%以下。再者，自確保成形性之觀點考慮，C越低越好，較理想的是0.008mass%以下。另一方面，為了確保作為排氣系統構件之強度，C較佳為0.001mass%以上。更佳為0.002～0.008mass%之範圍內。

Si：0.5mass%以下

Si係作為脫氧材料而添加者。較佳為添加0.05mass%以上。又，Si具有本發明所著眼之提高耐氧化性之效果，但無法獲得Al那樣之效果。另一方面，根據圖6可知，超過0.5mass%之Si之過剩添加，會導致耐鏽剝離性降低，從而無法獲得與SUS444同等以上之耐氧化性。因此，Si之上限為0.5mass%。

Mn：0.5mass%以下

Mn係提高鋼之強度之元素，又，亦具有作為去氧劑之作用。較佳為添加0.05mass以上。然而，過剩之添加會於高溫下容易生成γ相，從而使耐熱性降低。又，根據圖7可知，若添加超過0.5mass%之Mn，則無法獲得與Type429同等以上之韌性，從而無法達成本發明之目的。因此，本發明中Mn設為0.5mass%以下。

P：0.04mass%以下

P係會降低韌性之有害元素，較理想的是僅可能地降低其含量。因此，本發明中，P設為0.04mass%以下。較佳為，設為0.03mass%以下。

S：0.006mass%以下

S係會降低延伸率及r值、對成形性造成不良影響之同時會降低作為不鏽鋼之基本特性之耐蝕性的有害元素，因此，較理想的是儘可能地降低其含量。因此，本發明中，S設為0.006mass%以下。較佳為，設為0.003mass%以下。

Cr：16～20mass%

Cr係有效地提高作為不鏽鋼之特徵之耐蝕性、耐氧化性之重要元素，若未滿16mass%，則無法獲得充分之耐氧化性。另一方面，Cr係於室溫下使鋼固溶強化而硬質化、低延展性化之元素，尤其當含有超過20mass%之Cr時，上述弊害會變得顯著，從而無法獲得與Type429同等以上之加工性及韌性。因此，本發明中，Cr設為16～20mass%之範圍。較佳為，設為16～19mass%之範圍。

N：0.015mass%以下

N係會降低鋼之韌性及成形性之元素，當含有超過0.015mass%之N時，上述降低會變得顯著。因此，N設為0.015mass%以下。再者，當要求更高之韌性之情形時，應進一步降低N之含量，較佳為未滿0.010mass%。

Nb：0.3～0.55mass%

Nb係具有形成並固定C、N與碳氮化物、提高耐蝕性及成形性、焊接部之耐晶界腐蝕性之作用，同時具有使高溫強度上升而提高熱疲勞特性之效果的元素。上述效果於添加0.3mass%以上之Nb時得到確認。另一方面，超過0.55mass%之添加，容易析出Laves相，從而脆性會降低。因此，Nb設為0.3～0.55mass%之範圍。較佳為，設為0.4～0.5mass%之範圍。

Ti：0.01mass%以下

Ti係與Nb相比容易與N鍵結而容易形成粗大之TiN之元素，該粗大之TiN發揮著切槽之作用，可使韌性明顯降低。尤其，如圖9所示，當Ti之含量超過0.01mass%時，該不良影響將變得顯著。因此，本發明中，Ti限制為0.01mass%以下。

Mo：0.1mass%以下

Mo係高價之元素，根據本發明之主旨考慮亦不能積極添加。然而，有時會自作為原料之廢料等而混入0.1mass%以下。因此，Mo設為0.1mass%以下。

W：0.1mass%以下

W係與Mo同樣高價之元素，根據本發明之主旨考慮亦不能積極添加。然而，有時會自作為原料之廢料等混入0.1mass%以下。因此，W設為0.1mass%以下。

Cu：1.0～2.5mass%

Cu係對於提高熱疲勞特性而言非常有效之元素。如圖3所示，為了獲得與SUS444同等以上之耐熱疲勞特性，必須添加1.0mass%以上之Cu。然而，超過2.5mass%之添加，會於熱處理後之冷卻時析出ε-Cu，從而使鋼硬質化，同時於熱加工時容易引起脆化。更為重要的是，Cu之添加雖提高了耐熱疲勞特性，但鋼自身之耐氧化性卻降低，總體而言，耐熱性會降低。雖然其原因尚不十分清楚，但一般認為係因為所生成之鏽正下方之脫Cr層中Cu會增厚，從而抑制了作為提高不鏽鋼本來之耐氧化性之元素、即Cr之再擴散。因此，Cu設為1.0～2.5mass%之範圍。更佳為，設為1.1～1.8mass%之範圍。

Al：0.2～1.2mass%

Al係如圖4及圖5所示般用於提高添加有Cu之鋼之耐氧化性的必不可缺之元素。尤其為了獲得作為本發明之目的之與SUS444同等以上之耐氧化性，必需添加0.2mass%以上之Al。另一方面，如圖8所示，超過1.2mass%而添加，則鋼會硬質化從而無法獲得與Type429同等以上之韌性，因此，將上限設為1.2mass%。較佳為，設為0.3～1.0mass%之範圍。

對於本發明之肥粒鐵系不鏽鋼而言，除了上述必需之成分以外，可進而於下述之範圍內添加自B、REM、Zr、V、Co及Ni中所選擇之1種或2種以上。

B：0.003mass%以下

B係對於提高加工性、尤其2次加工性有效之元素。該顯著之效果能夠藉由添加0.0005mass%以上之B而獲得，但超過0.003mass%多量之添加，會生成BN而使得加工性降低。因此，於添加B之情形時，設為0.003mass%以下。更佳為，設為0.0005～0.002mass%之範圍。

REM：0.08mass%以下、Zr：0.5mass%以下

REM(稀土類元素)及Zr中之任一者係改善耐氧化性之元素，本發明中，可視需要而進行添加。為了獲得上述效果，較佳為分別添加0.01mass%以上之REM，0.05mass%以上之Zr。然而，REM之超過0.08mass%之添加會使鋼脆化，又，Zr之超過0.5mass%之添加，會析出Zr金屬間化合物，從而使鋼脆化。因此，於添加REM之情形時，設為0.08mass%以下，於添加Zr之情形時，設為0.5mass%以下。

V：0.5mass%以下

V係有效地提高加工性及耐氧化性之元素，尤其為了獲得耐氧化性提高之效果，較佳為添加0.15mass%以上之V。然而，超過0.5mass%之過剩添加，會析出粗大之V(C、N)，從而使表面性狀劣化。因此，於添加V之情形時，較佳為添加0.5mass%以下，較佳為於0.15～0.4mass%之範圍進行添加。

Co：0.5mass%以下

Co係有效地提高韌性之元素，較佳為添加0.02mass%以上。然而，Co係高價之元素，又，即便超過0.5mass%而添加，上述效果亦達到飽和。因此，於添加Co之情形時，較佳設為0.5mass%以下。更佳為，設為0.02～0.2mass%之範圍。

Ni：0.5mass%以下

Ni係提高韌性之元素。為了獲得上述效果，較佳為0.05mass%以上。然而，Ni係高價，又，係強力之γ相形成元素，因此，於高溫下會生成γ相，從而使耐氧化性降低。因此，於添加Ni之情形時，較佳為，設為0.5mass%以下。更佳為，設為0.05～0.4mass%之範圍。

繼而，對本發明之肥粒鐵系不鏽鋼之製造方法進行說明。

本發明之不鏽鋼之製造方法只要係肥粒鐵系不鏽鋼之通常之製造方法則可較佳地使用，並未作特別限定。例如，較佳為，於轉爐、電爐等公知之熔解爐中熔製出鋼，或者進一步經過澆鑄精煉、真空精煉等2次精煉而形成具有上述之本發明之成分組成之鋼，繼而，利用連續鑄造法或者造塊-分塊壓延法使其熔鋼形成為鋼片(鋼坯)，進行熱軋而形成熱軋板，且視需要對熱軋板實施退火，並進一步對該熱軋板進行酸洗、冷軋、精退火，經過酸洗等工程後而形成冷軋退火板。對於上述冷軋而言，可進行一次，或插入中間退火而進行兩次以上之冷軋，又，冷軋、精退火、酸洗之各工程可循環進行。進而，亦可視情況而省略熱軋板退火，於要求鋼板表面之光澤性之情形時，亦可於冷軋後或者精退火後，實施表皮輥軋。再者，較佳為，上述熱軋前之鋼坯加熱溫度為1000～1250℃之範圍，熱軋板退火溫度為900～1100℃之範圍，精退火溫度為900～1120℃之範圍。

以如上所述之方式而獲得之本發明之肥粒鐵系不鏽鋼，其後，根據各自之用途而實施切斷加工、彎曲加工、壓製加工等加工，從而形成為汽車或機器腳踏車之排氣管、轉換器外殼或火力發電廠之排氣管道等高溫環境下所使用的各種排氣系統構件。再者，上述構件中所使用之本發明之不鏽鋼，並不限定於冷軋退火板，亦可用作熱軋板或熱軋板退火，進而亦可視需要而用作除鏽處理。又，組裝於上述構件時之焊接方法並未作特別限定，可使用MIG(Metal Inert Gas，金屬惰性氣體)、MAG(Metal Active Gas，金屬活性氣體)、TIG(Tungsten Inert Gas，鎢極惰性氣體)等通常之弧焊、或點焊、縫焊等電阻焊接，及電縫焊接中所使用之高頻電阻焊接，高頻感應焊接，雷射焊接等方法。

[實施例1]

於真空熔解爐中熔製出具有表1所示之成分組成之No.1～No.27之鋼，並進行鑄造而形成50kg鋼塊，經過鍛造後分割為兩部分。然後，將分割為兩部分之其中一鋼塊加熱至1170℃後，進行熱軋而形成板厚為5mm之熱軋板，以1020℃之溫度對熱軋板進行退火、酸洗、壓下率為60%之冷軋，且以1030℃之溫度進行精退火，然後以平均冷卻速度為20℃/s進行冷卻、酸洗，從而形成板厚為2mm之冷軋退火板，並提供給以下之耐氧化性試驗及衝擊試驗。再者，作為參考，關於表1之No.28～No.32所示之SUS444、Type429及WO2003/004714號手冊、日本專利特開2006-117985號公報、日本專利特開2000-297355號公報之發明鋼，亦以與上述相同之方式製作冷軋退火板，並提供給相同之評估試驗。

＜大氣中連續氧化試驗(continuance oxidation test in air)＞

自如上述方式而獲得之各種冷軋退火板切出30mm×20mm之樣品，並於樣品上部開有4mmΦ之孔，利用# 320之砂紙對表面及端面進行研磨、脫脂後，懸掛於加熱保持為950℃之大氣環境之爐內，且保持300小時。於試驗後，對樣品之質量進行測定，並求出與預先所測定之試驗前之質量之差，從而算出氧化增量(g/m² )。再者，試驗各實施兩次，利用其平均值對耐連續氧化性進行評估。

＜大氣中循環氧化試驗(cyclic oxidation test in air)＞

自上述各種之冷軋退火板切出30mm×20mm之樣品，並於樣品上部開有4mmΦ之孔，利用# 320之砂紙對表面及端面進行研磨、脫脂後，於大氣環境中，進行於100℃與950℃之間循環升溫、降溫之氧化試驗。再者，升溫、降溫速度分別設為5℃/sec、1.5℃/sec，保持時間於100℃設為1min，於950℃設為25min，並將其進行600循環。耐循環氧化性之評估中，對試驗後之樣品之質量進行測定，並求出與預先測定之試驗前之質量之差，從而求出鏽剝離量(g/m² )。再者，試驗各實施兩次，利用其平均值對耐循環氧化性進行評估。

＜夏比衝擊試驗＞

自上述各種之冷軋退火板，各採取3條於壓延方向直角地形成V凹槽之夏比衝擊試驗片，以-40℃之溫度進行夏比衝擊試驗，測定出脆性破面率，並求出3條試驗片之平均值，從而對韌性進行評估。

[實施例2]

將實施例1中分割為兩部分之50kg鋼塊之剩餘鋼塊加熱至1170℃後，進行熱軋，從而形成厚：30mm×寬：150mm之薄鋼片。然後，對該薄鋼片進行鍛造，形成35mm□(見方)之鋼條，以1030℃之溫度進行退火後，進行機械加工，從而加工為如圖1所示之尺寸之熱疲勞試驗片，並提供給下述之熱疲勞試驗。再者，作為參考例，與實施例1同樣，關於SUS444、Type429及WO2003/004714號手冊、日本專利特開2006-117985號公報、日本專利特開2000-297355號公報之發明鋼亦同樣製作試料，並提供給熱疲勞試驗。

＜熱疲勞試驗(thermal fatigue test)＞

熱疲勞試驗中，以限制率為0.35，在100℃與850℃之溫度間循環而進行升溫、降溫，從而測定出熱疲勞壽命。此時，升溫速度(heating rate)及降溫速度(cooling rate)分別設為10℃/sec，100℃之保持時間為2min，850℃之保持時間(holding time)為5min。又，對於熱疲勞壽命(thermal fatigue life)而言，係將100℃時所檢測出之負重除以試驗片均熱平行部之剖面積而算出應力，從而設為應力相對於前一循環之應力而開始連續地降低時之最小循環數。

將上述實施例1之大氣中連續氧化試驗、大氣中循環氧化試驗、夏比衝擊試驗之結果及實施例2之耐熱疲勞性試驗之結果一併示於表2中。根據表2可知，適合於本發明之發明例之鋼均具有與SUS444同等以上之耐氧化特性和耐熱疲勞特性，同時具有與Type429同等以上之韌性，從而滿足本發明之目標。而與此相對，超過本發明之範圍值比較例之鋼或者先行技術之參考例之鋼，耐氧化特性、耐熱疲勞特性及母材之韌性均不優異，從而無法獲得作為本發明目標之特性。

(產業上之可利用性)

本發明之鋼不僅適於汽車等之排氣系統構件用，亦可適用於要求同樣之特性之火力發電系統之排氣系統構件或固體氧化物型之燃料電池用構件。

圖1係熱疲勞試驗片之說明圖。

圖2係熱疲勞試驗中之溫度、限制條件(restraining conditions)之說明圖。

圖3係表示Cu含量對熱疲勞特性所造成之影響之圖表。

圖4係表示Al含量對耐氧化性(氧化增量(weight gain by oxidation))所造成之影響之圖表。

圖5係表示Al含量對耐氧化性(鏽剝離量(spolling amounts of scale))所造成之影響之圖表。

圖6係表示Si含量對耐氧化性(鏽剝離量)所造成之影響之圖表。

圖7係表示Mn含量對韌性(脆性破面率(brittle fracture surface ratio))所造成之影響之圖表。

圖8係表示Al含量對韌性(脆性破面率)所造成之影響之圖表。

圖9係表示Ti含量對韌性(脆性破面率)所造成之影響之圖表。

Claims

一種肥粒鐵系不鏽鋼，其含有C：0.015 mass%以下、Si：0.5 mass%以下、Mn：0.5 mass%以下、P：0.04 mass%以下、S：0.006 mass%以下、Cr：16~20 mass%以下、N：0.015 mass%以下、Nb：0.3~0.55 mass%、Ti：0.01 mass%以下、Mo：0.1 mass%以下、W：0.1 mass%以下、Cu：1.0~2.5 mass%、Al：0.2~1.2 mass%、Co：0.02~0.5 mass%，剩餘部分由Fe及不可避免之雜質而構成。
如申請專利範圍第1項之肥粒鐵系不鏽鋼，其中，除上述之成分組成之外，更包含自B：0.003 mass%以下、REM：0.08 mass%以下、Zr：0.5 mass%以下、V：0.5 mass%以下及Ni：0.5 mass%以下之中所選擇之1種或2種以上。