TWI553129B - Ferrous iron-type stainless steel hot-rolled steel sheet, its manufacturing method and fat iron-based stainless steel cold-rolled steel plate - Google Patents

Ferrous iron-type stainless steel hot-rolled steel sheet, its manufacturing method and fat iron-based stainless steel cold-rolled steel plate Download PDF

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Hiroki Ota
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Description

肥粒鐵系不銹鋼熱軋退火鋼板、其製造方法及肥粒鐵系不銹鋼冷軋退火鋼板
本發明係一種含Cr鋼，尤其是關於一種用於汽車或機車之排氣管或轉換器箱、火力發電設備之排氣導管等高溫下所使用之排氣系統構件較適合、且兼備優異之耐氧化性與高溫疲勞特性的肥粒鐵系不銹鋼熱軋退火鋼板及其製造方法，以及藉由對該肥粒鐵系不銹鋼熱軋退火鋼板實施冷軋及退火處理所得的肥粒鐵系不銹鋼冷軋退火鋼板。
汽車之排氣歧管或排氣管、轉換器箱等高溫下所使用之排氣系統構件於引擎每次起動及停止時被加熱及冷卻而反覆熱膨脹及熱收縮。此時，排氣系統構件被周邊零件約束，因而熱膨脹及熱收縮被限制從而其素材發生熱應變。因該熱應變而產生熱疲勞。又，引擎運轉時於被保持在高溫下時因振動而產生高溫疲勞。因此，對該等構件之素材要求優異之耐氧化性以及優異之熱疲勞特性及高溫疲勞特性(以下，將該等三種特性總稱為「耐熱性」)。
作為要求耐熱性之排氣系統構件所使用之素材，現在多使用如添加有Nb與Si之429型(14質量%Cr-0.9質量%Si-0.4質量%Nb)含Cr鋼。然而，若隨著引擎性能提昇而排氣溫度上升至超過900℃之溫度，429型則變得無法充分地滿足要求特性、尤其是熱疲勞特性或高溫疲勞特性。
作為可對應上述問題之素材，例如開發有添加Nb及 Mo而提昇高溫耐力的含Cr鋼、或JIS G 4305所規定之SUS444(19質量%Cr-0.5質量%Nb-2質量%Mo)、或如專利文獻1所提出般添加有Nb、Mo及W之肥粒鐵系不銹鋼等。尤其是如SUS444或專利文獻1所提出之肥粒鐵系不銹鋼，由於耐熱性及耐蝕性等各種特性優異，因此廣泛使用作為於高溫下所使用之排氣系統構件之素材。然而，以最近Mo或W等稀有金屬之異常的價格上漲或變動為契機，開始要求開發使用低價原料且具有與添加有Mo或W之含Cr鋼同等之耐熱性的材料。
針對此種要求，提出有大量不使用高價之Mo或W而 實現肥粒鐵系不銹鋼之耐熱性提昇的技術。
例如，專利文獻2中提出有於10~20質量%Cr鋼中添加有Nb：0.50質量%以下、Cu：0.8~2.0質量%、V：0.03~0.20質量%之汽車排氣流路構件用肥粒鐵系不銹鋼。而且，專利文獻2中記載有藉由複合添加V及Cu而改善肥粒鐵系不銹鋼之於900℃以下之高溫強度、加工性及低溫韌性，可獲得與添加有Nb及Mo之鋼相同之級別。
又，專利文獻3中提出有於10~20質量%Cr鋼中添 加Ti：0.05~0.30質量%、Nb：0.10~0.60質量%、Cu：0.8~2.0質量%、B：0.0005~0.02質量%，且具有長徑0.5μm以上之ε-Cu相(Cu之析出物)被調整為10個/25μm2以下之組織的肥粒鐵系不銹鋼。而且，專利文獻3中記載有藉由將ε-Cu相之存在形態設為某一既定狀態而改善肥粒鐵系不銹鋼之熱疲勞特性。
進而，專利文獻4中提出有於15~25質量%Cr鋼中添加有Cu： 1~3質量%之汽車排氣系統零件用肥粒鐵系不銹鋼。而且，專利文獻4中記載有藉由添加既定量之Cu，而於中溫區域(600~750℃)獲得由Cu獲得之析出強化、於高溫區域獲得由Cu獲得之固溶強化，而提昇肥粒鐵系不銹鋼之熱疲勞特性。
專利文獻2~4所提出之技術之特徵在於：添加Cu 而使肥粒鐵系不銹鋼之熱疲勞特性提昇。然而，於添加有Cu之情形時，雖然肥粒鐵系不銹鋼之熱疲勞特性提昇，但耐氧化性顯著下降。即，於欲添加Cu而改善肥粒鐵系不銹鋼之耐熱性之情形時，雖然熱疲勞特性提昇，但鋼自身之耐氧化性反而下降，因此綜合來看，耐熱性下降。
另一方面，業界亦提出有藉由積極地添加Al而謀求 提昇肥粒鐵系不銹鋼之耐熱性的技術。
例如，專利文獻5中提出有於13~25質量%Cr鋼中添加有0.2~2.5質量%之屬於固溶強化元素之Al，進而添加有Nb：超過0.5~1.0質量%、Ti：3×([%C]+[%N])~0.25質量%([%C]、[%N]分別為以質量%表示之C、N之含量。)的汽車排氣系統用肥粒鐵系不銹鋼。而且，專利文獻5中記載有藉由添加既定量之Al、Nb及Ti而提昇肥粒鐵系不銹鋼之耐熱疲勞性。
又，專利文獻6中提出有以Si與Al滿足Al+0.5×Si： 1.5~2.8質量%之方式於10~25質量%Cr鋼中添加有Si：0.1~2質量%及Al：1~2.5質量%，進而添加有Ti：3×(C+N)~20×(C+N)質量%的觸媒載持用耐熱肥粒鐵系不銹鋼。而且，專利文獻6中記載有藉由添加既定量之Si、Al及Ti，而可於引擎排氣環境下於觸媒層與母材之界面形成阻斷性能較高之Al2O3主體之氧化皮膜， 從而提昇肥粒鐵系不銹鋼之耐氧化性。
又，專利文獻7中提出有於6~20質量%Cr鋼中添加有Ti、Nb、V及Al中之任意1種或2種以上合計1質量%以下的含Cr肥粒鐵系鋼。而且，專利文獻7中記載有藉由Al等之添加而使鋼中之C或N及碳氮化物得以固定，結果含Cr肥粒鐵系鋼之成形性提昇。
然而，積極地添加Al之技術中，專利文獻5所提出 之技術中鋼之Si含量較低，因而即便積極地添加Al，Al亦優先形成氧化物或氮化物而Al之固溶量下降，結果無法對肥粒鐵系不銹鋼賦予既定之高溫強度。
專利文獻6所提出之技術中，添加有1質量%以上之大量之Al，因此不僅肥粒鐵系不銹鋼於室溫下之加工性顯著下降，而且由於Al容易與O(氧)結合，故而耐氧化性反而下降。專利文獻7所提出之技術中，雖然獲得成形性優異之肥粒鐵系不銹鋼，但Cu或Al之添加量較少或未添加，故而無法獲得優異之耐熱性。
如以上般，即便意欲藉由添加Al而改善肥粒鐵系不 銹鋼之高溫強度或耐氧化性，若僅積極地添加Al，亦無法充分地獲得該等效果。又，即便複合添加Cu與Al，於該等元素之添加量較少之情形時，亦無法獲得優異之耐熱性。
為了解決上述問題，本發明者等人開發了以滿足Si ≧Al之方式於專利文獻8之16~23質量%Cr鋼中添加有Si：0.4~1.0質量%及Al：0.2~1.0質量%，進而添加有Nb：0.3~0.65質量%、Cu：1.0~2.5質量%的肥粒鐵系不銹鋼。於此種鋼中，藉由複合含有既定量之Nb與Cu，而於較廣之溫度區域中使高溫強度上 升，改善熱疲勞特性。若含有Cu，則耐氧化性易下降，但藉由含有適當量之Al而防止耐氧化性下降。又，含有Cu時存在無法改善熱疲勞特性之溫度區域，但藉由含有適當量之Al，而該溫度區域中之熱疲勞特性亦改善。藉由進而將Si含量與Al含量之比適當化，高溫疲勞特性亦改善。
[先前技術文獻] [專利文獻]
專利文獻1：日本專利特開2004-18921號公報
專利文獻2：國際公開第2003/004714號
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
專利文獻8：日本專利特開2011-140709號公報
業界對排氣系統零件要求輕量化或降低排氣阻力，因此，正研究進一步薄壁化或製成複雜之形狀。若薄壁化並進行嚴格之加工，則有板厚大幅減少的情況。由於板厚減少之部分因高溫疲勞而易產生龜裂，故而亦可認為，於即便溫度較低但藉由嚴格之加工而壁厚減少之部分而非溫度變最高之部分會產生龜裂。因此，對排氣系統零件所使用之鋼材已開始要求不僅於最高溫度而且於中 間溫度區域(700℃附近)亦具有優異之高溫疲勞特性。然而，專利文獻8之鋼僅研究850℃下之高溫疲勞特性而開發，對700℃附近之高溫疲勞特性存在研究之餘地。
本發明之目的在於解決該等問題，其提供一種具有優 異之耐氧化性、並且於700℃附近之高溫疲勞特性亦優異之肥粒鐵系不銹鋼熱軋退火鋼板及其製造方法、以及藉由對該肥粒鐵系不銹鋼熱軋退火鋼板實施冷軋及退火處理所得之肥粒鐵系不銹鋼冷軋退火鋼板。
本發明者等人對於專利文獻8所提出之肥粒鐵系不銹鋼，即藉由Cu、Al及Nb之添加而提昇耐熱性的肥粒鐵系不銹鋼，為了於應用於排氣系統構件之情形時不僅提昇所設想之使用溫度(室溫~850℃)之最高溫度(850℃)下之高溫疲勞特性，亦提昇中間溫度區域(700℃附近)下之高溫疲勞特性，而反覆潛心研究。
本發明者等人對於藉由對添加有Cu、Al及Nb之肥粒鐵系不銹鋼素材於各種條件下實施熱軋、熱軋鋼板退火而獲得之肥粒鐵系不銹鋼板(熱軋退火鋼板)、及藉由繼熱軋鋼板退火後實施酸洗、冷軋、冷軋鋼板退火、酸洗而獲得之肥粒鐵系不銹鋼板(冷軋退火鋼板)進行組織觀察。繼而，將各個肥粒鐵系不銹鋼板(熱軋退火鋼板、冷軋退火鋼板)加熱至700℃而實施高溫疲勞試驗。
其結果，獲得如下見解：藉由形成ε-Cu之析出被抑制之組織而於700℃附近亦可獲得優異之高溫疲勞特性。進而，獲得如下見解：藉由在熱軋步驟中將捲取溫度最適化，可抑制熱軋退火鋼板或冷軋退火鋼板之ε-Cu之析出。
又，ε-Cu之析出量與肥粒鐵系不銹鋼板之硬度存在相 關關係，確認ε-Cu之析出量越多，肥粒鐵系不銹鋼板之硬度越上升，從而測定硬度代替將ε-Cu之析出量定量化，且對熱軋退火鋼板之硬度及700℃下之高溫疲勞特性進行研究。其結果，獲得如下見解：藉由將捲取溫度最適化使熱軋退火鋼板之維氏硬度未滿205，而抑制ε-Cu析出量，可獲得於700℃附近具有優異之高溫疲勞特性的肥粒鐵系不銹鋼板。
業者發現，藉由如以上般，添加既定量之Cu、Al及 Nb，進而將熱軋後之熱歷程最適化來控制ε-Cu之析出，可獲得於應用於排氣系統構件之情形時不僅於所設想之使用溫度(室溫~850℃)之最高溫度(850℃)下之高溫疲勞特性優異而且於中間溫度區域(700℃附近)下之高溫疲勞特性亦優異的鋼，從而完成本發明。 本發明之主旨構成如下。
[1]一種肥粒鐵系不銹鋼熱軋退火鋼板，其具有如下組 成：以質量%計、以Si及Al滿足以下之(1)式之方式含有C：0.015%以下、Si：1.00%以下、Mn：1.00%以下、P：0.040%以下、S：0.010%以下、Cr：12.0%以上且23.0%以下、Al：0.20%以上且1.00%以下、N：0.020%以下、Cu：1.00%以上且2.00%以下、Nb：0.30%以上且0.65%以下，Si≧Al (1)
(上述(1)式中，Si、Al為各元素之含量(質量%))，剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質，且維氏硬度未滿205。
[2]如上述[1]中之肥粒鐵系不銹鋼熱軋退火鋼板，其中，除上述組成以外，以質量%計，進而含有選自Ni：0.50%以下、 Mo：1.00%以下及Co：0.50%以下之中之1種或2種以上。
[3]如上述[1]或[2]中之肥粒鐵系不銹鋼熱軋退火鋼 板，其中，除上述組成以外，以質量%計，進而含有選自Ti：0.50%以下、Zr：0.50%以下、V：0.50%以下、B：0.0030%以下、REM：0.08%以下、Ca：0.0050%以下及Mg：0.0050%以下之中之1種或2種以上。
[4]一種肥粒鐵系不銹鋼冷軋退火鋼板，其係藉由對上 述[1]至[3]中任一項之肥粒鐵系不銹鋼熱軋退火鋼板實施冷軋及退火處理而獲得。
[5]一種肥粒鐵系不銹鋼熱軋退火鋼板之製造方法，其 係上述[1]至[4]中任一項之肥粒鐵系不銹鋼熱軋退火鋼板之製造方法，且對鋼坯依序進行熱軋、熱軋鋼板退火，
將上述熱軋中之鋼卷捲取溫度設為未滿600℃。
根據本發明，可提供具有優異之耐氧化性及高溫疲勞特性、且適於汽車等之排氣系統構件的肥粒鐵系不銹鋼熱軋退火鋼板及其製造方法，以及藉由對該肥粒鐵系不銹鋼熱軋退火鋼板實施冷軋及退火處理所得的肥粒鐵系不銹鋼冷軋退火鋼板。尤其是本發明可獲得跨及較廣之溫度區域顯示優異之高溫疲勞特性的肥粒鐵系不銹鋼板，因而可展開肥粒鐵系不銹鋼之進一步之用途，於產業上發揮特別之效果。
圖1係表示實施例之高溫疲勞試驗中使用之試片之形狀的圖。
以下，對本發明具體地進行說明。
本發明之肥粒鐵系不銹鋼熱軋退火鋼板之特徵在於：其具有如下組成：以質量%計、以Si及Al滿足(1)式，即Si≧Al(式中、Si、Al為各元素之含量(質量%))之方式含有C：0.015%以下、Si：1.00%以下、Mn：1.00%以下、P：0.040%以下、S：0.010%以下、Cr：12.0%以上且23.0%以下、Al：0.20%以上且1.00%以下、N：0.020%以下、Cu：1.00%以上且2.00%以下、Nb：0.30%以上且0.65%以下，剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質，且維氏硬度未滿205。
又，本發明之肥粒鐵系不銹鋼冷軋退火鋼板之特徵在於：其係藉由對本發明之肥粒鐵系不銹鋼熱軋退火鋼板實施冷軋及退火處理而獲得。
本發明之肥粒鐵系不銹鋼熱軋退火鋼板之成分組成之限定理由如下。再者，表示以下成分組成之%只要無特別說明則意指質量%。
C：0.015%以下
C為對提高鋼之強度有效之元素，但若含有超過0.015%，則鋼之韌性及成形性大幅下降。因此，C含量設為0.015%以下。再者，C含量就確保鋼之成形性之觀點而言，較佳為設為0.008%以下，就確保作為排氣系統構件之強度之觀點而言，較佳為設為0.001%以上。C含量更佳為0.003%以上。
Si：1.00%以下
Si為提昇鋼之耐氧化性之元素，並且是對為了有效地利用下述Al之固溶強化能力亦重要之元素。為了表現該等效果，較佳為將Si含量設為0.02%以上。另一方面，若Si含量超過1.00%而過剩，則鋼之加工性下降。因而，Si含量設為1.00%以下。再者，Si為對提昇含有水蒸氣之環境下之鋼之耐氧化性有效的元素，於需要在含有水蒸氣之環境下之耐氧化性之情形時，較佳為將其含量設為0.40%以上。Si含量更佳為0.60%以上且0.90%以下。
Mn：1.00%以下
Mn係作為脫酸劑而添加之元素，又，係為了提高鋼之強度所添加之元素。又，Mn亦具有抑制氧化皮之剝離、提昇耐氧化性之效果。為了獲得該等效果，較佳為將Mn含量設為0.02%以上。然而，若Mn含量超過1.00%而過剩，則於高溫下容易生成γ相，而鋼之耐熱性下降。因而，Mn含量設為1.00%以下。Mn含量較佳為0.05%以上且0.80%以下，更佳為0.10%以上且0.50%以下。
P：0.040%以下
P係使鋼之韌性下降之有害元素，較理想為儘可能地降低。因而，於本發明中，將P含量設為0.040%以下。P含量較佳為0.030%以下。
S：0.010%以下
S亦為使鋼之伸長率或r值降低，對成形性帶來不良影響，並且使耐蝕性下降之有害元素。因而，於本發明中，較理想為儘可能 地降低S含量，設為0.010%以下。S含量較佳為0.005%以下。
Cr：12.0%以上且23.0%以下
Cr係對提昇耐蝕性、耐氧化性有效之重要元素。若Cr含量未滿12.0%，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、硬質化、低延性化之元素，尤其是若其含量超過23.0%，則由硬質化或低延性化造成之弊病變顯著。因而，Cr含量設為12.0%以上且23.0%以下。Cr含量較佳為14.0%以上且20.0%以下。
Al：0.20%以上且1.00%以下
Al係使含Cu鋼之耐氧化性提昇所必不可缺之元素。又，Al亦為固溶於鋼而進行固溶強化之元素，尤其是具有使超過800℃之溫度下之高溫強度上升的耐熱性提昇效果，因此於本發明中為重要元素。尤其是為了獲得優異之耐氧化性，而必須將Al含量設為0.20%以上。另一方面，若Al含量超過1.00%，則鋼硬質化而加工性下降。因而，Al含量設為0.20%以上且1.00%以下。Al含量較佳為0.25%以上且0.80%以下，更佳為0.30%以上且0.60%以下。
又，於本發明中，以滿足下述(1)之方式含有Si及Al。再者，於(1)式中，Si為Si含量(質量%)，Al為Al含量(質量%)。
Si≧Al (1)
如上所述般，Al係具有高溫下之固溶強化作用、且具有增加鋼之高溫強度之效果的元素。然而，於鋼中之Al含量多於Si含量之情形時，Al於高溫下優先形成氧化物或氮化物，且由 於固溶Al量減少，因而無法充分地幫助固溶強化。另一方面，若鋼中之Si含量與Al含量同等或多於Al含量之情形時，則Si優先氧化而於鋼板表面連續地形成緻密之氧化物層。此種氧化物層具有抑制來自外部之氧或氮向內部擴散之效果，因而藉由該氧化物層之形成而將Al之氧化或氮化、尤其是氮化抑制在最小限度，可確保充分之Al固溶量。其結果，藉由Al之固溶強化而提昇鋼之高溫強度，從而大幅改善熱疲勞特性或高溫疲勞特性。出於以上理由，Si及Al係以滿足Si(質量%)≧Al(質量%)之方式而含有。
N：0.020%以下
N係使鋼之韌性及成形性下降之元素，若其含量超過0.020%，則明顯地表現出該等現象。因而，N含量設為0.020%以下。再者，就確保鋼之韌性、成形性之觀點而言，較佳為儘可能地降低N含量，較佳為設為未滿0.015%。更佳為0.010%以下。然而，極端地降低N時，由於脫氮會花費時間，因而造成鋼材之製造成本增加。因此，就同時兼顧成本與成形性之觀點而言，N含量較佳為設為0.004%以上。
Cu：1.00%以上且2.00%以下
Cu係藉由ε-Cu之析出強化而提高鋼之高溫強度，於謀求熱疲勞特性或高溫疲勞特性之提昇方面極為有效的元素。為了獲得該等效果，而必須將Cu含量設為1.00%以上。然而，若Cu含量超過2.00%，則即便將本發明之熱軋步驟中之捲取溫度最適化，亦會於熱軋退火板中析出ε-Cu，而無法獲得於700℃下之優異之高溫疲勞 特性。出於以上理由，Cu含量設為1.00%以上且2.00%以下。Cu含量較佳為1.10%以上且1.60%以下。
Nb：0.30%以上且0.65%以下
Nb係與鋼中之C、N形成碳氮化物而固定該等元素，具有提高鋼之耐蝕性或成形性、焊接部之耐晶界腐蝕性之作用，並且使高溫強度上升而有助於熱疲勞特性提昇的元素。此種效果係藉由將Nb含量設為0.30%以上而被確認。然而，若Nb含量超過0.65%，則易析出Laves(累夫斯)相，而促進鋼之脆化。因而，Nb含量設為0.30%以上且0.65%以下。Nb含量較佳為0.35%以上且0.55%以下。再者，尤其是於要求鋼之韌性之情形時，較佳為將Nb含量設為0.40%以上且0.49%以下，更佳為設為0.40%以上且0.47%以下。
以上為本發明肥粒鐵系不銹鋼之基本成分，但本發明 中除上述基本成分以外，視需要可進而依以下之範圍含有選自Ni、Mo及Co之中之1種或2種以上。
Ni：0.50%以下
Ni係使鋼之韌性提昇之元素。又，Ni亦具有使鋼之耐氧化性提昇之效果。為了獲得該等效果，較佳為將Ni含量設為0.05%以上。另一方面，Ni係強力之γ相形成元素(沃斯田體相形成元素)，因而若Ni含量超過0.50%，則存在於高溫下生成γ相而耐氧化性或熱疲勞特性下降之情形。因而，於含有Ni之情形時，較佳為將其含量設為0.50%以下。Ni含量更佳為0.10%以上且0.40%以下。
Mo：1.00%以下
Mo係具有使鋼之高溫強度增加而使熱疲勞特性或高溫疲勞特性提昇之效果的元素。為了獲得該等效果，較佳為將Mo含量設為0.05%以上。另一方面，如本發明之含Al鋼若Mo含量超過1.00%則存在耐氧化性下降之情形。因而，於含有Mo之情形時，較佳為將其含量設為1.00%以下。Mo含量更佳為0.60%以下。
Co：0.50%以下
Co係對鋼之韌性提昇有效之元素。又，Co亦具有降低鋼之熱膨脹係數而使熱疲勞特性提昇之效果。為了獲得該等效果，較佳為將Co含量設為0.005%以上。然而，Co除了係高價之元素以外，即便其含量超過0.50%，上述效果亦相應飽和。因而，於含有Co之情形時，較佳為將其含量設為0.50%以下。Co含量更佳為0.01%以上且0.20%以下。再者，於要求優異之韌性之情形時，較佳為將Co含量設為0.02%以上且0.20%以下。
又，本發明之肥粒鐵系不銹鋼，視需要可進而依以下 之範圍含有選自Ti、Zr、V、B、REM、Ca及Mg之中之1種或2種以上。
Ti：0.50%以下
Ti與Nb同樣係固定鋼中之C、N而提昇耐蝕性或成形性並防止焊接部之晶界腐蝕之元素。而且，Ti係於本發明之含Al鋼中對耐氧化性之提昇有效之元素。為了獲得此種效果，較佳為將Ti含量設為0.01%以上。然而，若Ti含量超過0.50%而過剩，則因粗大 之氮化物之生成而導致鋼之韌性下降。而且，鋼之韌性下降之結果，例如因在熱軋鋼板退火線中反覆接受之彎曲-復原而鋼板斷裂等會對製造性造成不良影響。因而，於含有Ti之情形時，較佳為將其含量設為0.50%以下。Ti含量更佳為0.30%以下，進而較佳為0.25%以下。
Zr：0.50%以下
Zr係使鋼之耐氧化性提昇之元素，為了獲得該效果，較佳為將Zr含量設為0.005%以上。然而，若Zr含量超過0.50%，則析出Zr金屬間化合物，而使鋼脆化。因而，於含有Zr之情形時，較佳為將其含量設為0.50%以下。Zr含量更佳為0.20%以下。
V：0.50%以下
V係對鋼之加工性提昇有效之元素，並且是對鋼之耐氧化性之提昇亦有效之元素。該等效果於V含量為0.01%以上之情形時變顯著。另一方面，若V含量超過0.50%而過剩，則導致粗大之V(C，N)之析出，使鋼之表面性狀下降。因而，於含有V之情形時，較佳為將其含量設為0.01%以上且0.50%以下。V含量更佳為0.05%以上且0.40%以下，進而更佳為0.05%以上且未滿0.20%。
B：0.0030%以下
B係對鋼之加工性、尤其是使二次加工性提昇有效之元素。為了獲得該效果，較佳為將B含量設為0.0005%以上。另一方面，若B含量超過0.0030%而過剩，則生成BN而使鋼之加工性下降。因 而，於含有B之情形時，較佳為將其含量設為0.0030%以下。B含量更佳為0.0010%以上且0.0030%以下。
REM：0.08%以下
REM(稀土元素)與Zr同樣係使鋼之耐氧化性提昇之元素。為了獲得該效果，較佳為將REM含量設為0.01%以上。另一方面，若REM含量超過0.08%，則鋼脆化。因而，於含有REM之情形時，較佳為將其含量設為0.08%以下。REM含量更佳為0.04%以下。
Ca：0.0050%以下
Ca係對防止因於連續鑄造時易產生之Ti系中介物析出而造成之噴嘴閉塞有效的成分。為了獲得該效果，較佳為將Ca含量設為0.0005%以上。然而，為了不產生鋼之表面缺陷而獲得良好之表面性狀，必須將Ca含量設為0.0050%以下。因而，於含有Ca之情形時，較佳為將其含量設為0.0050%以下。Ca含量更佳為0.0005%以上且0.0020%以下，進而較佳為0.0005%以上且0.0015%以下。
Mg：0.0050%以下
Mg係對使鋼坯之等軸晶率提昇而使鋼之加工性或韌性提昇有效的元素。而且，Mg係對抑制Nb或Ti之碳氮化物之粗大化有效之元素。若Ti碳氮化物粗大化，則成為脆性分離之起點，因而鋼之韌性下降。又，若Nb碳氮化物粗大化，則Nb於鋼中之固溶量下降，因而導致熱疲勞特性下降。Mg係對解決該等問題有效之元素，較佳為將其含量設為0.0010%以上。另一方面，若Mg含量超 過0.0050%，則鋼之表面性狀變差。因而，於含有Mg之情形時，較佳為將其含量設為0.0050%以下。Mg含量更佳為0.0010%以上且0.0025%以下。
本發明之肥粒鐵系不銹鋼熱軋退火鋼板所含之上述以外之元素(剩餘部分)係Fe及不可避免之雜質。
本發明之肥粒鐵系不銹鋼熱軋退火鋼板之特徵在於：如上所述規定組成，並且製成儘可能地降低熱軋退火鋼板之ε-Cu之析出量之組織，藉此將維氏硬度降低至未滿205。
熱軋退火鋼板之維氏硬度：未滿205
於本發明中，Cu具有藉由ε-Cu之析出強化而使鋼高強度化，從而使熱疲勞特性或高溫疲勞特性提昇的效果。然而，於在易析出ε-Cu之溫度(700℃附近)下長時間使用鋼之情形時，高溫疲勞特性嚴重受初始之ε-Cu之析出狀態，即加熱至上述溫度前之ε-Cu之析出狀態左右。
於在初始狀態已於鋼中析出有ε-Cu之情形時，若開始在700℃下之使用，則以已析出之ε-Cu為核僅析出粗大之ε-Cu而無法獲得析出強化效果。另一方面，若於初始狀態在鋼中未析出ε-Cu，則於700℃下開始使用後微細地析出ε-Cu而獲得強化效果。而且，由於微細地析出，因而粗大化之進展非常慢，可獲得更長期地析出強化效果。出於以上理由，藉由極力降低初始狀態下之鋼之ε-Cu析出量，而飛躍性地提昇易析出ε-Cu之溫度(700℃附近)下之高溫疲勞特性。
此處，使用作為排氣系統構件之素材之肥粒鐵系不銹 鋼板通常藉由如下操作而獲得：對鋼坯等鋼素材實施熱軋而製成熱軋鋼板，對該熱軋鋼板實施退火處理(熱軋鋼板退火)而製成熱軋退火鋼板；或，繼退火處理(熱軋鋼板退火)後進行酸洗，其後對該熱軋退火鋼板實施冷軋而製成冷軋鋼板，對該冷軋鋼板實施退火處理(冷軋鋼板退火)及酸洗而製成冷軋退火鋼板。因而，為了於易析出ε-Cu之溫度(700℃附近)下確保充分之高溫疲勞特性，而必須儘可能地降低最終製品板，即熱軋退火鋼板、冷軋退火鋼板之ε-Cu析出量。
作為降低熱軋退火鋼板之ε-Cu析出量之手段，可考 慮藉由熱軋鋼板之退火(熱軋鋼板退火)而使ε-Cu固溶於鋼中之手段。然而，本發明者等人研究之結果得知，熱軋鋼板退火中通常鋼板保持在高溫區域之時間較短，因此於在退火前之鋼板中粗大地析出有ε-Cu之情形或微細卻大量地析出有ε-Cu之情形時，因上述退火處理而未必能夠充分地固溶。另一方面，確認到若於退火處理前之熱軋鋼板中充分地降低ε-Cu析出量，則於其後之步驟中ε-Cu幾乎不析出。
又，於將冷軋退火鋼板製成最終製品板之情形時，亦 可考慮藉由冷軋鋼板之退火(冷軋鋼板退火)使ε-Cu固溶於鋼中之手段。然而，即便於冷軋鋼板退火中，通常鋼板保持於高溫區域之時間亦較短，因此於在退火前之鋼板中粗大地析出有ε-Cu之情形或微細卻大量地析出有ε-Cu之情形時，藉由上述退火處理未必能夠充分地固溶。又，本發明者等人詳細地研究冷軋退火鋼板之高溫疲勞特性，結果確認到冷軋退火鋼板於700℃附近之高溫疲勞特性有依賴於成為素材之熱軋退火鋼板之ε-Cu析出量之傾向。
進而，本發明者等人確認鋼中之ε-Cu析出量與鋼之 硬度特性之間有相關，隨著ε-Cu析出量增加而硬度上升。而且，本發明者等人之研究結果表明，若以熱軋退火鋼板之維氏硬度未滿205之方式抑制ε-Cu析出量，則可充分確保易析出ε-Cu之溫度(700℃附近)下之高溫疲勞特性。又，確認到若以熱軋退火鋼板之維氏硬度未滿205之方式抑制ε-Cu析出量，則以熱軋退火鋼板作為母板之冷軋退火鋼板亦於易析出ε-Cu之溫度(700℃附近)下顯示優異之高溫疲勞特性。
出於以上理由，本發明之肥粒鐵系不銹鋼熱軋退火鋼 板係將硬度依維氏硬度計設為未滿205。較佳為依維氏硬度計未滿195。再者，上述維氏硬度可基於JIS Z 2244而測定。
繼而，對本發明之肥粒鐵系不銹鋼熱軋退火鋼板及肥粒鐵系不銹鋼冷軋退火鋼板之較佳製造方法進行說明。
本發明之肥粒鐵系不銹鋼熱軋退火鋼板及肥粒鐵系不銹鋼冷軋退火鋼板基本上只要為肥粒鐵系不銹鋼板之通常製造方法，則可適當地使用。例如，可利用轉爐、電爐等公知之熔解爐熔化鋼，或進而經由澆鬥精煉、真空精煉等二次精煉而製成具有上述本發明之成分組成之鋼，繼而，利用連續鑄造法或造塊-分塊軋壓法製成鋼片(鋼坯)，其後，依次實施熱軋、熱軋鋼板退火、酸洗或表面研磨等而製成熱軋退火鋼板。又，本發明之肥粒鐵系不銹鋼冷軋退火鋼板可對以上述方式所得之熱軋退火鋼板依次實施冷軋、冷軋鋼板退火、酸洗等而製成冷軋退火鋼板。然而，僅熱軋後(熱軋鋼板退火前)之熱軋鋼卷捲取溫度必須依以下方式規定。
熱軋鋼板之鋼卷捲取溫度：未滿600℃
於本發明中，為了提高熱疲勞特性或高溫疲勞特性，而使鋼含有1.00%以上之Cu。而且，如上所述，對於含有1.00%以上之Cu之鋼，於謀求在ε-Cu析出、易粗大化之溫度區域(700℃附近)下使用之情形時之高溫疲勞特性提昇方面，較為重要的是抑制ε-Cu之初期析出。
此處，於鋼板之製造步驟中ε-Cu大量析出或粗大化為熱軋鋼卷之捲取時。於將熱軋鋼卷捲取溫度設為未滿600℃之情形時，ε-Cu之析出被抑制為最小限度。又，即便析出ε-Cu，其析出量亦為少量，因此藉由於以後之熱軋鋼板退火時保持高溫，而ε-Cu固溶於鋼中。即，於將熱軋鋼卷捲取溫度設為未滿600℃之情形時，可防止熱軋鋼卷捲取時之ε-Cu析出，又，即便析出ε-Cu，其析出量亦被抑制為可藉由其後之熱軋鋼板退火而固溶於鋼中之程度。藉此，最終製品板於700℃附近之高溫疲勞特性飛躍性提昇。又，關於熱軋鋼卷捲取後之ε-Cu析出量，可藉由測定熱軋退火鋼板之硬度而確認。如上所述，於本發明中，必須將熱軋退火鋼板之硬度依維氏硬度計設為未滿205。
於熱軋鋼卷捲取溫度為600℃以上之情形時，捲取時之ε-Cu析出量變多，粗大化亦進行。其後即便實施熱軋鋼板退火，ε-Cu不能充分地完全固溶於鋼中，因此，熱軋退火鋼板之維氏硬度變為205以上。而且，此種熱軋退火鋼板無法於700℃下獲得優異之高溫疲勞特性。
出於以上理由，而將熱軋鋼卷捲取溫度設為未滿600℃。藉此，ε-Cu之析出量極少，可獲得硬度被抑制為依維氏硬度計 未滿205之熱軋退火鋼板。又，熱軋鋼卷捲取溫度較佳為設為未滿580℃，更佳為設為550℃以下。
再者，於製造本發明之肥粒鐵系不銹鋼熱軋退火鋼板 及肥粒鐵系不銹鋼冷軋退火鋼板時，較佳為將熱軋鋼卷捲取溫度以外之製造條件設為以下條件。
熔化鋼之製鋼步驟較佳為利用真空吹氧脫碳(VOD， vacuum oxygen decarburization)法等對以轉爐或電爐等溶解所得之鋼進行二次精煉而製成含有上述必需成分及視需要而添加之成分的鋼。熔化之熔鋼可利用公知之方法製成鋼素材，但就生產性及品質之觀點而言，較佳為採用連續鑄造法。鋼素材其後較佳為被加熱至1000℃以上且1250℃以下之溫度，並藉由熱軋而被製成所需板厚之熱軋鋼板。熱軋鋼板之板厚並無特別限定，較佳為設為大致4mm以上且6mm以下。
如上所述，熱軋鋼板之捲取溫度(熱軋鋼卷捲取溫度) 設為未滿600℃。較佳為未滿580℃，更佳為550℃以下。再者，上述記載藉由熱軋而製成熱軋鋼板之方法，當然亦可熱加工成板材以外之形狀。
依以上方式所得之熱軋鋼板較佳為其後實施以900℃ 以上且1100℃以下之退火溫度進行連續退火的熱軋鋼板退火，繼而藉由酸洗或研磨等去除銹皮而製成熱軋退火鋼板。又，視需要亦可於酸洗前藉由珠粒噴擊而去除銹皮。
再者，於熱軋鋼板退火後可進行冷卻，於此種冷卻時 冷卻速度等條件並無特別限定。
可將依以上方式獲得之熱軋退火鋼板作為最終製品 板，亦可將藉由對該熱軋退火鋼板實施冷軋而製成冷軋鋼板，並進而實施冷軋鋼板退火(最終退火)、酸洗等而獲得的冷軋退火鋼板作為最終製品板。
上述冷軋可設為1次冷軋、或間隔有中間退火之2次以上之冷軋，又，冷軋、最終退火、酸洗之各步驟可反覆進行。進而，於要求鋼板之表面光澤或粗度調整之情形時，冷軋後或最終退火後亦可實施表皮輥軋。又，於鋼板要求優異之表面光澤之情形時，亦可進行BA退火(輝面退火(bright annealing))。
冷軋可為1次，但就生產性或要求品質上之觀點而 言，亦可設為間隔有中間退火之2次以上之冷軋。1次或2次以上之冷軋之總軋縮率較佳為設為60%以上，更佳為設為70%以上。藉由冷軋所得之冷軋鋼板較佳為其後於較佳為900℃以上且1150℃以下、更佳為950℃以上且1120℃以下之溫度下進行連續退火(最終退火)、酸洗，而製成冷軋退火鋼板。冷軋退火鋼板之板厚並無特別限定，較佳為設為大致1mm以上且3mm以下。
與熱軋鋼板退火之情形同樣，於冷軋鋼板退火後(中 間退火後及最終退火後)可進行冷卻，於此種冷卻時，冷卻速度等條件並無特別限定。
進而，根據用途於最終退火後實施表皮輥軋等，調整 冷軋退火鋼板之形狀或表面粗度、材質而製成最終製品板。
依以上方式所得之最終製品板(熱軋退火鋼板或冷軋 退火鋼板)其後根據各自之用途而實施切割或彎曲加工、突出加工、拉拔加工等加工，而成形為汽車或機車之排氣管、觸媒外筒材、火力發電設備之排氣導管或燃料電池相關構件、例如分隔件、內部 連接線、改質器等。再者，焊接該等構件之方法並無特別限定，例如可應用金屬惰性氣體(MIG，Metal Inert Gas)、金屬活性氣體(MAG，Metal Active Gas)、鎢惰性氣體(TIG，Tungsten Inert Gas)等通常之弧焊、或點焊、縫焊等電阻焊接、及電縫焊接等高頻電阻焊接、高頻感應焊接等。
[實施例]
對利用真空熔解爐進行熔化、鑄造所得之具有表1之化學成分的鋼塊(50kg)進行鍛造並一分為二。
將一分為二所得之單個鋼塊於1170℃下加熱1hr後，進行熱軋而製成板厚5mm之熱軋鋼板，假設鋼卷捲取溫度並於450℃~700℃下保持1hr後，冷卻至室溫。其後，實施於1030℃之溫度下均勻加熱60sec之熱軋鋼板退火，而製成熱軋退火鋼板。
為了判斷鋼卷捲取時有無ε-Cu析出，於與依以上方式所得之熱軋退火鋼板之軋壓方向平行之剖面，基於JIS Z 2244測定維氏硬度。測定位置為板寬度方向中央部之板厚方向中央部，荷重設為300g，將於各熱軋退火鋼板之10處任意位置測定中最高之值設為熱軋退火鋼板之維氏硬度。
又，對藉由以上所得之熱軋退火鋼板進行酸洗，並實 施軋縮率60%之冷軋而製成冷軋鋼板，實施將該冷軋鋼板於1030℃之溫度下均勻加熱60sec之最終退火，進行酸洗而製成板厚為2mm之冷軋退火鋼板。自所得之冷軋退火鋼板採取試樣、試片，供於以下之氧化試驗(大氣中連續氧化試驗)、高溫疲勞試驗。
<大氣中連續氧化試驗>
自依以上方式所得之各種冷軋退火鋼板切割出30mm×20mm之試片，於試片上部挖出4mm之孔，利用#320之剛砂紙對表面及端面進行研磨，脫脂後，實施懸掛於加熱保持在1000℃之大氣環境之爐內並保持200小時之大氣中連續氧化試驗。試驗後，測定試片之質量，求出其加上剝離之銹皮之質量所得者與預先測得之試驗前之試片之質量的差，除以試片之全部6個面之合計表面積(=2×(板長×板寬+板長×板厚+板寬×板厚))而算出氧化增量(g/m2)。 再者，試驗係對各種冷軋退火鋼板用兩片試片實施，並依以下方式評價耐氧化性。
○(合格)：2片試片均未發生異常氧化亦未發生銹皮剝離者。
Δ(不合格)：2片試片均未發生異常氧化但1片或2片試片發生銹皮剝離者。
×(不合格)：1片或2片試片發生異常氧化(氧化增量≧100g/m2)者。
<高溫疲勞試驗>
由依以上方式獲得之各種冷軋退火鋼板製作圖1所示之形狀之試片，供於850℃下之高溫疲勞試驗與700℃下之高溫疲勞試驗。使施加於試片表面之最大彎曲應力於850℃之試驗中為75MPa，於700℃之試驗中為110MPa，並以1300rpm(=22Hz)之速度反覆給予應力比-1之彎曲，計算直至斷裂為止之反覆次數。再者，此處所謂之應力比，表示最小應力相對於最大應力之比，若為應力比-1，則形成於+側與-側分別負擔相同應力之交變。試驗係對各種冷軋退火鋼板進行2次，依以較少之次數發生斷裂時之反覆次數進行 評價。高溫疲勞特性係依以下方式進行評價。
(1)850℃下之高溫疲勞試驗之評價
○(合格)：反覆次數≧10×105次
×(不合格)：反覆次數<10×105次
(2)700℃下之高溫疲勞試驗之評價
○(合格)：反覆次數≧22×105次
×(不合格)：反覆次數<22×105次
將根據以上所得之結果示於表1。
根據表1可知，發明例(No.1~25)之熱軋退火鋼板之 維氏硬度均未滿205，耐氧化性與700℃及850℃下之高溫疲勞特性優異，滿足本發明之目標。另一方面，鋼組成偏離本發明之範圍之比較例(No.28、29)及熱軋退火鋼板之維氏硬度為205以上之比較例(No.26、27、30~34)之700℃下之高溫疲勞特性較差，無法達成本發明之目標。
(產業上之可利用性)
本發明之肥粒鐵系不銹鋼熱軋退火鋼板及冷軋退火鋼板不僅適合作為汽車等之高溫排氣系統構件用，而且亦可適當地使用作為要求同樣特性之火力發電系統之排氣系統構件或固體氧化物型燃料電池用構件。

Claims (5)

  1. 一種肥粒鐵系不銹鋼熱軋退火鋼板，其包含如下組成：以質量%計、Si及Al滿足下述(1)式之方式含有C：0.015%以下、Si：1.00%以下、Mn：1.00%以下、P：0.040%以下、S：0.010%以下、Cr：12.0%以上且23.0%以下、Al：0.20%以上且1.00%以下、N：0.020%以下、Cu：1.00%以上且2.00%以下、Nb：超過0.30%且0.65%以下，剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質，且其維氏硬度未滿205，Si≧Al (1)(上述(1)式中，Si、Al為各元素之含量(質量%))。
  2. 如申請專利範圍第1項之肥粒鐵系不銹鋼熱軋退火鋼板，其中，除上述組成以外，以質量%計，進而含有選自Ni：0.50%以下、Mo：1.00%以下及Co：0.50%以下之中之1種或2種以上。
  3. 如申請專利範圍第1或2項之肥粒鐵系不銹鋼熱軋退火鋼板，其中，除上述組成以外，以質量%計，進而含有選自Ti：0.50%以下、Zr：.0.50%以下、V：0.50%以下、B：0.0030%以下、REM：0.08%以下、Ca：0.0050%以下及Mg：0.0050%以下之中之1種或2種以上。
  4. 一種肥粒鐵系不銹鋼冷軋退火鋼板，其係藉由對申請專利範圍第1至3項中任一項之肥粒鐵系不銹鋼熱軋退火鋼板實施冷軋及退火處理而獲得。
  5. 一種肥粒鐵系不銹鋼熱軋退火鋼板之製造方法，其係申請專利範圍第1至3項中任一項之肥粒鐵系不銹鋼熱軋退火鋼板之製造方 法，其係對鋼坯依序進行熱軋、熱軋板退火，將上述熱軋中之鋼卷捲取溫度設為未滿600℃。
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