耐熱性和加工性優(yōu)異的鐵素體系不銹鋼的制作方法

專利名稱：耐熱性和加工性優(yōu)異的鐵素體系不銹鋼的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種鐵素體系不銹鋼，其適用于汽車(automobile)和摩托車(motorcycle)的排氣管(exhaust pipe),催化劑外筒材料(也稱為催化轉(zhuǎn)化器殼(converter case))或火力發(fā)電設備(thermal electric power plant)的排氣管道(exhaust air duct)等在高溫環(huán)境下使用的排氣系統(tǒng)部件,并且兼?zhèn)涓叩哪蜔嵝?熱疲勞特性、抗氧化性、高溫疲勞特性)和加工性。
背景技術(shù)：
對于汽車的在排氣系統(tǒng)環(huán)境下使用的排氣歧管(exhaust manifold)、排氣管、催化轉(zhuǎn)化殼、消聲器(muffler)等排氣系統(tǒng)部件要求熱疲勞特性(thermal fatigueproperty)、1 溫疲勞特f生(high—temperature fatigue property)、抗氧化f生(oxidationresistance)(以下,將它們統(tǒng)稱為“耐熱性(heat resistance property)”)優(yōu)異。排氣歧管等由于反復進行發(fā)動機的啟動和停止(initiation and stop of engine operation)而受到加熱和冷卻，且因與周邊部件的關(guān)系而呈被約束的狀態(tài)，因此原材料自身的熱膨脹、熱收縮被限制，產(chǎn)生熱應變(thermal strain)。由該熱應變引起的疲勞現(xiàn)象即為熱疲勞(thermal fatigue)。另一方面，在發(fā)動機啟動中在加熱的狀態(tài)下連續(xù)受到振動。由該振動導致的應變的積蓄所引起的疲勞現(xiàn)象(fatigue phenomena)即為高溫疲勞(high-temperature fatigue)。前者為低循環(huán)疲勞(low-cycle fatigue),后者為高循環(huán)疲勞(high-cycle fatigue),是完全不同的疲勞現(xiàn)象。對于要求這樣的耐熱性的用途，現(xiàn)在大多使用添加有Nb和Si的例如像Type429(14Cr-0.9S1-0.4Nb系)這樣 的含Cr鋼。但是，伴隨發(fā)動機性能的提高，如果排氣溫度(exhaust gas temperature)上升至超過900°C的溫度,則Type429的熱疲勞特性將變得不充分。針對該問題，開發(fā)有添加Nb和Mo而提高高溫耐力的含Cr的鋼、JIS G4305規(guī)定的SUS444 (19Cr-0.5Nb_2Mo)、降低Cr的含量且添加有Nb、Mo、W的鐵素體系不銹鋼等(例如，專利文獻I參照)。然而，最近Mo、W等稀有金屬(rare metal)原料的價格異常高漲,因已開始需要使用廉價的原料來開發(fā)出具有同等的耐熱性的材料。作為不使用高價元素Mo、W的耐熱性優(yōu)異材料，例如，已知專利文獻2 4中公開的材料。專利文獻2中公開了在10 20質(zhì)量％Cr鋼中添加有Nb:0.50質(zhì)量％以下、Cu:0.8 2.0質(zhì)量％、V:0.03 0.20質(zhì)量％的汽車排氣管部件用鐵素體系不銹鋼。專利文獻3中公開了在10 20質(zhì)量％Cr鋼中添加有T1:0.05 0.30質(zhì)量％、Nb:0.10 0.60質(zhì)量％、&1:0.8 2.0質(zhì)量％、B:0.0005 0.02質(zhì)量％的熱疲勞特性優(yōu)異的鐵素體系不銹鋼。專利文獻4中公開了在15 25質(zhì)量％Cr鋼中添加有Cu:1 3質(zhì)量％的汽車排氣系統(tǒng)部件用鐵素體系不銹鋼。這些專利文獻中公開的鋼的特征是均通過添加Cu來提高熱疲勞特性。專利文獻1:日本特開2004-018921號公報
專利文獻2:國際公開2003/004714號冊子專利文獻3:日本特開2006-117985號公報專利文獻4:日本特開2000-297355號公報

發(fā)明內(nèi)容
然而，根據(jù)發(fā)明人等的研究，發(fā)現(xiàn)如上述專利文獻2 4中公開的技術(shù)那樣添加Cu時，雖然熱疲勞特性提高，但鋼自身的抗氧化性反而降低，從總體來看，耐熱性變差。另外，伴隨汽車車體的輕型化，排氣歧管可在發(fā)動機空間(engine space)中占有的空間變小，所以對于排氣歧管還要求能夠加工成復雜的形狀。

本發(fā)明是鑒于上述情況而進行的，其目的在于，提供一種防止由Cu導致的抗氧化性的降低，并且在不添加Mo、W等高價元素的情況下，耐熱性(抗氧化性、熱疲勞特性和高溫疲勞特性)和加工性也均優(yōu)異的鐵素體系不銹鋼。應予說明，本發(fā)明的“耐熱性優(yōu)異”是指抗氧化性、熱疲勞特性和高溫疲勞特性為與SUS444同等以上。具體而言，對于抗氧化性，是指950°C的抗氧化性為與SUS444同等以上，對于熱疲勞特性，是指在100-850°C之間重復時的熱疲勞特性為與SUS444同等以上，關(guān)于高溫疲勞特性，是指850°C的高溫疲勞特性為與SUS444同等以上。另外，本發(fā)明的“加工性優(yōu)異”是指室溫下的三方向平均伸長率為36%以上。發(fā)明者人等為了開發(fā)防止現(xiàn)有技術(shù)所具有的由Cu導致的抗氧化性的降低，并且在不添加Mo、W等高價的元素的情況下也兼?zhèn)淇寡趸院蜔崞谔匦缘蔫F素體系不銹鋼，進行了反復深入的研究。其結(jié)果發(fā)現(xiàn)，通過Nb以0.3 0.65質(zhì)量％、Cu以1.0 2.5質(zhì)量％的范圍，將它們復合含有，則在廣范圍的溫度區(qū)域可得到高的高溫強度，改善熱疲勞特性，另外還發(fā)現(xiàn)通過含有適量的Al (0.2 1.0質(zhì)量％)而可防止因含Cu而導致的抗氧化性的降低，進而，通過將Nb、Cu和Al控制在上述適當范圍，從而首次發(fā)現(xiàn)即使不添加Mo、W也能得到與SUS444同等以上的耐熱性(熱疲勞特性、抗氧化性)。另外，對在如作為實際的排氣歧管等使用的情況那樣的含有水蒸氣的環(huán)境下的抗氧化性進行改善的手段進行了深入研究，其結(jié)果發(fā)現(xiàn)通過使Si量優(yōu)化(0.4 1.0質(zhì)量％)，從而能使水蒸氣氣氛中的抗氧化性(以下，稱為耐水蒸氣氧化特性(water vapor oxidation resistance))也成為與SUS444同等以上。另外，對于排氣歧管這樣的汽車排氣系統(tǒng)部件等而言，因使用時的振動而導致的疲勞的特性也很重要。因此，發(fā)明人等對高溫疲勞特性的改善手段進行了深入研究，發(fā)現(xiàn)通過使Si量和Al量的平衡優(yōu)化(Si ^ Al)，能使高溫疲勞特性也成為與SUS444同等以上。并且，發(fā)明者人等對影響加工性和抗氧化性的Cr量的影響進行了深入研究，其結(jié)果發(fā)現(xiàn)通過使Cr量降低而可提高加工性，并且對此時的抗氧化性不產(chǎn)生大的影響。以往以來已知通過減少Cr量來提高加工性，但僅減少Cr量則抗氧化性會降低，所以在以往如專利文獻I那樣通過添加Mo、W來代替Cr，從而彌補抗氧化性的降低。與此相對，在本發(fā)明中，發(fā)現(xiàn)通過適量添加Al，從而即使在不添加高價的元素Mo、W的情況下，減少Cr量也能夠兼得優(yōu)異的抗氧化性和加工性。本發(fā)明是基于本發(fā)明人的如上見解而完成的。S卩，本發(fā)明提供一種耐熱性和加工性優(yōu)異的鐵素體系不銹鋼，其特征在于，以質(zhì)量％計，含有 C:0.015% 以下、S1:0.4 1.0%、Mn:1.0% 以下、P:0.040% 以下、S:0.010% 以下、Cr:12% 以上且小于 16%,N:0.015% 以下、Nb:0.3 0.65%, Ti:0.15% 以下、Mo:0.1% 以下、W:0.1%以下、Cu:1.0 2.5%、A1:0.2 1.0%，并且滿足Si彡Al，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。另外，本發(fā)明提供一種耐熱性和加工性優(yōu)異的鐵素體系不銹鋼，其特征在于，以質(zhì)量％計，進一步含有選自B:0.003%以下、REM:0.08%以下、Zr:0.5%以下、V:0.5%以下、Co:0.5%以下以及N1:0.5%以下中的I種或2種以上。根據(jù)本發(fā)明，能夠在不添加高價的Mo、W的情況下，廉價地得到具有與SUS444(JISG4305)同等以上的耐熱性(熱疲勞特性、抗氧化性、高溫疲勞特性)和優(yōu)異的加工性的鐵素體系不銹鋼。因此，本發(fā)明的鋼適于汽車排氣系統(tǒng)部件。


圖1是說明熱疲勞試驗片的圖。圖2是說明熱疲勞試驗的溫度、約束條件的圖。圖3是說明高溫疲勞試驗片的圖。圖4是表示Cu含量對熱疲勞特性的影響的坐標圖。圖5是表示Al含量對抗氧化性(氧化增量)的影響的坐標圖。圖6是表示Si含量對耐水蒸氣氧化特性(氧化增量)的影響的坐標圖。圖7是表示Si含量-Al含量(S`1-Al)對高溫疲勞特性的影響的坐標圖。圖8是表示Cr含量對耐水蒸氣氧化特性(氧化增量)的影響的坐標圖。圖9是表不Cr含量對室溫下的三方向平均伸長率的影響的坐標圖。
具體實施例方式首先，對完成本發(fā)明的基礎實驗進行說明。應予說明，在以下說明中，成分中的％
全部表示質(zhì)量％。將以C:0.005 0.007%,N:0.004 0.006%,P:0.02 0.03%、S:0.002 0.004%、S1:0.85%、Mn:0.4%、Cr:14%、Nb:0.45%、Al:0.35%、T1:0.007%、Mo:0.01 0.03%、W:0.01 0.03%的成分組成為基礎且使Cu的含量在O 3%的范圍內(nèi)改變的鋼，進行實驗室熔煉制成50kg鋼錠，鍛造該鋼錠，進行熱處理形成截面積為35mmX35mm的鋼材，由該鋼材制作如圖1所示的尺寸的熱疲勞試驗片(thermal fatigue test specimen)。然后，以如圖2所示的約束率(restraint ratio):0.30在100°C _850°C之間反復賦予加熱 冷卻的熱處理，測定熱疲勞壽命(thermal fatigue life)。應予說明，用圖1所示的試驗片均熱平行部的截面積(cross section)除在100°C中檢測出的負荷而算出應力(stress),將相對于上一循環(huán)(cycle)的應力，應力開始連續(xù)降低時的最小的循環(huán)數(shù)作為上述熱疲勞壽命。其相當于試驗片產(chǎn)生裂紋(crack)的循環(huán)數(shù)。應予說明，作為比較，也對SUS444 (Cr:19%-Mo:2%-Nb:0.5%鋼)進行相同的試驗。圖4表示Cu含量對上述熱疲勞試驗中的熱疲勞壽命的影響。從該圖可知,通過使Cu含量為1.0%以上，從而可得到與SUS444的熱疲勞壽命(約1350循環(huán))同等以上的熱疲勞壽命，因此，為了改善熱疲勞特性，使Cu含量為1.0%以上是有效的。
接著，將以C:0.006%、N:0.007%、P:0.02 0.03%、S:0.002 0.004%、Mn:0.2%、S1:0.85%、Cr:14%、Nb:0.49%、Cu:1.5%、T1:0.007%、Mo:0.01 0.03%、W:0.01 0.03%
的成分組成為基礎且使Al含量在O 2%的范圍內(nèi)改變的鋼，進行實驗室熔煉制成50kg鋼錠，對該鋼錠進行熱軋(hot rolling)、熱軋板退火、冷軋(cold rolling)、最終退火(finishing annealing),制成板厚 2mm 的冷車L退火板(cold rolled and annealed steelsheet)。從如上所述得到的冷軋鋼板中切出30mmX 20mm的試驗片，在該試驗片上部開口4mmΦ的孔,用# 320的砂紙(emery paper)研磨表面和端面,脫脂(degreased)后供于下述的大氣中連續(xù)氧化試驗。<大氣中連續(xù)氧化試驗(continuous oxidation test in air) >將上述試驗片在加熱至950°C的大氣氣氛的爐中保持200小時，測定加熱試驗前后的試驗片的質(zhì)量之差，求出每單位面積的氧化增量(g/m2)。圖5表示Al含量對上述大氣中連續(xù)氧化試驗中的氧化增量的影響。由該圖可知，通過使Al含量為0.2%以上，從而可得到與SUS444同等以上的抗氧化性(氧化增量:19g/m2以下)。接著，將以C:0.006%、N:0.007%、P:0.02 0.03%、S:0.002 0.004%、Mn:0.2%、Al:0.45%,Cr:14%、Nb:0.49%,Cu:1.5%、T1:0.007%,Mo:0.01 0.03%,W:0.01 0.03% 的
成分組成為基礎且使Si含量進行各種改變的鋼，進行實驗室熔煉制成50kg鋼錠，對該鋼錠進行熱軋、熱軋板退火、冷軋、最終退火，制成板厚2_的冷軋退火板。從如上述所得到的冷軋鋼板中切出30mmX20mm的試驗片，在該試驗片上部開口 4mmΦ的孔,用# 320的砂紙研磨表面和端面，脫脂后供于下述的水蒸氣氣氛連續(xù)氧化試驗。

<水蒸氣氣氛中連續(xù)氧化試驗(continuance oxidation test in water vapouratmosphere) >使用上述試驗片，在將10vol%C02-20vol%H20-5vol%02-bal.N2 氣體以 0.5L/min 流通而設為水蒸氣氣氛并加熱至950°C的爐中保持200小時，測定加熱試驗前后的試驗片的質(zhì)量之差，求出每單位面積的氧化增量(g/m2)。圖6表示Si含量對上述水蒸氣氧化試驗中的氧化增量的影響。由該圖可知，如果不使Si含量為0.4%以上，則得不到與SUS444同等的耐水蒸氣氧化性(氧化增量:37g/m2以下)。接著，將以C:0.006%、N:0.007%、P:0.02 0.03%、S:0.002 0.004%、Mn:0.2%、Cr:14%, Nb:0.49%、Cu:1.5%、Ti:0.007%、Mo:0.01 0.03%、W:0.01 0.03% 的成分組成
為基礎且使S1、Al的含量進行各種改變的鋼，進行實驗室熔煉制成50kg鋼錠，對該鋼錠進行熱軋、熱軋板退火、冷軋、最終退火，制成板厚2_的冷軋退火板。從如上所述得到的冷軋鋼板制成如圖3所示的形狀的高溫疲勞試驗片，供于下述的高溫疲勞試驗?！锤邷仄谠囼灐凳褂蒙鲜鲈囼炂?，利用申克式疲勞試驗機(Schenck type fatigue testingmachine)在850°C下以22Hz (1300rpm)對鋼板施加交變，由此進行評價。應予說明，試驗時對鋼板表面負載70MPa的彎曲應力，用直到斷裂的疲勞次數(shù)(循環(huán))來評價。圖7表示S1-Al對上述高溫疲勞試驗中的疲勞次數(shù)(循環(huán))的影響。由該圖可知，為了得到與SUS444同等的高溫疲勞壽命(24X IO5循環(huán))，需要滿足Si彡Al。
接著，將以C:0.006%、N:0.007%、P:0.02 0.03%、S:0.002 0.004%、Mn:0.2%、S1:0.85%,Al:0.45%,Nb:0.49%、Cu:1.5%、T1:0.007%,Mo:0.01 0.03%、W:0.01 0.03%
的成分組成為基礎且使Cr含量進行各種改變的鋼，進行實驗室熔煉制成50kg鋼錠，對該鋼錠進行熱軋、熱軋板退火、冷軋、最終退火，制成板厚2_的冷軋退火板。從如上所述得到的冷軋鋼板切出30mmX20mm的試驗片，在該試驗片上部開口 4ι πιΦ的孔,用# 320的砂紙研磨表面和端面，脫脂后供于上述水蒸氣氧化試驗。圖8表示Cr含量對上述水蒸氣氧化試驗中的氧化增量的影響。由該圖可知，只要Cr含量為12%以上就可得到與SUS444同等的耐水蒸氣氧化性(氧化增量:37g/m2以下)。另外，由這些冷軋退火板制作分別以軋制方向(L方向)、與軋制方向成直角的方向(C方向)以及與軋制方向成45°的方向(D方向)為拉伸方向的JIS13B號拉伸試驗片，在室溫下進行拉伸試驗。在室溫下進行各方向的拉伸試驗而測定斷裂伸長率，由下述式求出平均伸長率El。平均伸長率El (%)= (El+2Ed+Ec) /4此處，El:L 方向的 El (%)、Ed:D 方向的 El (%)、Ec:C 方向的 El (%)圖9表示Cr含量對此時的三方向(L、C、D方向)平均伸長率的值的影響，如該圖所示，可知Cr含量小于16%時，可得到三方向(L、C、D方向)的平均伸長率為36%以上的良好的加工性。本發(fā)明是根據(jù)如上的基礎實驗的結(jié)果加上進一步的研究而完成的。以下，對本發(fā)明所涉及的鐵素體系不銹鋼進行詳細說明。首先，對本發(fā)明的成分組成進行說明。C:0.015% 以下C是對提高鋼的強度有效的元素，但如果超過0.015%地含有則韌性和成型性的降低變得顯著。因此，在本發(fā)明中，使C含量為0.015%以下。應予說明，從確保成型性的觀點出發(fā)，C含量越低越優(yōu)選，優(yōu)選為0.008%以下。另一方面，為了確保作為排氣系統(tǒng)部件的強度，C含量優(yōu)選為含有0.001%以上，更優(yōu)選為0.002 0.008%的范圍。Si:0.4 1.0%Si是用于提高水蒸氣氣氛中的抗氧化性的重要元素。如圖6所示，為了得到與SUS444同等的耐水蒸氣氧化性(water vapor oxidation resistance),需要含有0.4%以上。另一方面，如果Si含量超過1.0%則加工性顯著降低。因此，使Si含量為0.4 1.0%的范圍。更優(yōu)選為0.5 0.9%的范圍。通過使Si含量為0.4%以上而可提高耐水蒸氣氧化特性的詳細機理(mechanism)并不明確,但認為通過使Si為0.4%以上,從而在鋼板表面連續(xù)地生成致密的Si氧化物層，抑制來自外部的氣體成分的侵入，所以提高了耐水蒸氣氧化特性。需要更苛刻的環(huán)境下的抗氧化性的情況下，優(yōu)選使Si含量為0.5%以上。Mn:1.0% 以下Mn是提高鋼的強度的元素，也具有作為脫氧劑的作用，如果過量含有則在高溫下容易生出Y相，使耐熱性降低。因此，使Mn含量為1.0%以下。優(yōu)選為0.7%以下。另外，為了得到提高強度的效果和脫氧效果，優(yōu)選為0.05%以上。P:0.040% 以下
P是降低韌性的有害元素，優(yōu)選盡可能減少。因此，使P含量為0.040%以下。優(yōu)選為0.030%以下。S:0.010% 以下S是使伸長率、r值降低，對成型性產(chǎn)生不良影響，并且使作為不銹鋼的基本特性的耐腐蝕性降低的有害元素，所以優(yōu)選盡可能減少。因此，使S含量為0.010%以下。優(yōu)選為0.005%以下。Cr: 12%以上且小于16%Cr是對提高作為不銹鋼的特征的耐腐蝕性、抗氧化性有效的重要元素，但如果其含量小于12%，則得不到充分的抗氧化性。另一方面，Cr是在室溫下使鋼固溶強化、硬質(zhì)化、低延性化的元素，特別是如果其含量成為16%以上，則上述弊端變得顯著。因此，使Cr含量為12%以上且小于16%的范圍。優(yōu)選為12 15%的范圍。N:0.015% 以下N是降低鋼的韌性和成型性的元素，如果超過0.015%地含有則上述降低變得顯著。因此，使N含量為0.015%以下。應予說明，從確保韌性、成型性的觀點出發(fā)，N優(yōu)選盡可能減少，優(yōu)選為小于0.010%。Nb:0.3 0.65%Nb是具有與C、N形成碳化物( carbide)、氮化物(nitride)或碳氮化合物(carbonitride)而進行固定，提高耐腐蝕性、成型性、焊接部的耐晶間腐蝕性(intergranular corrosion resistance)的作用，以及具有使高溫強度(high-temperature strength)上升而提高熱疲勞特性的效果的元素。在含有0.3%以上時可確認這樣的效果。另一方面，如果其含量超過0.65%，則作為Fe與Nb的金屬間化合物的Laves相(Fe2Nb)變得容易析出而促進脆化。因此，使Nb含量為0.3 0.65%的范圍。優(yōu)選為0.4 0.55%的范圍。Mo:0.1% 以下Mo是高價的元素，根據(jù)本發(fā)明的主旨也不進行積極的添加。但是，有時會從作為原料的碎屑(scrap)等以0.1%以下的范圍被混入。因此，使Mo含量為0.1%以下。W:0.1% 以下W是與Mo同樣的高價元素，根據(jù)本發(fā)明的主旨也不進行積極的添加。但是，有時會從作為原料的碎屑等以0.1%以下的范圍被混入。因此，使W含量為0.1%以下。Cu:1.0 2.5%Cu是對熱疲勞特性的提高非常有效的元素。如圖3所示，為了得到與SUS444同等以上的熱疲勞特性，需要使Cu含量為1.0%以上。但是，如果其含量超過2.5%，則在熱處理后的冷卻時ε-Cu析出，鋼顯著硬質(zhì)化，并且熱加工時變得容易引起脆化。更重要的是雖然通過含有Cu而熱疲勞特性提高，但是鋼自身的抗氧化性反而降低，從總體來看，耐熱性降低。其原因并不十分明確，但可認為在生成的氧化皮正下方的脫Cr層中Cu稠化，抑制作為提高不銹鋼本來的抗氧化性的元素的Cr的再擴散。因此，使Cu含量為1.0 2.5%的范圍。更優(yōu)選為1.1 1.8%的范圍。Ti:0.15% 以下Ti與Nb相同，具有固定C、N，提高耐腐蝕性或成型性、焊接部的晶間腐蝕性的作用。但是，對于這樣的效果，在含有Nb的本發(fā)明的成分體系中，如果其含量超過0.15%則飽和，并且由于固溶硬化而鋼發(fā)生硬質(zhì)化。因此，使Ti含量為0.15%以下。Ti與Nb相比容易與N結(jié)合，容易生成粗大的TiN。粗大的TiN容易成為裂紋的起點，使韌性降低，所以需要熱軋板的韌性時優(yōu)選為0.01%以下。應予說明，在本發(fā)明中不需要積極地含有Ti，因此，下限為含有0%。Al:0.2 1.0%如圖5所示，Al是用于提高添加有Cu的鋼的抗氧化性所必不可少的元素。另外，Al通過在鋼中固溶而也可作為固溶強化元素發(fā)揮作用，特別是具有使在超過800°C的溫度下的高溫強度上升的效果，所以在本發(fā)明中是用于提高高溫疲勞特性的重要的元素。為了得到作為本發(fā)明的目標的與SUS444同等以上的抗氧化性，Al需要含有0.2%以上。另一方面，如果超過1.0%地含有則鋼發(fā)生硬質(zhì)化而加工性降低。因此，使Al含量為0.2 1.0%的范圍。更優(yōu)選為0.3 1.0%的范圍。進一步優(yōu)選為0.3 0.5%的范圍。Si ≥ Al如上所述，Al通過在鋼中固溶，從而也作為固溶強化元素(solid solutionstrengthening element)發(fā)揮作用，特別是具有使在超過800°C的溫度下的高溫強度上升的效果，所以在本發(fā)明中是用于提高高溫疲勞特性的重要的元素，Si是用于有效地活用這樣的Al的固溶強化作用的重要元素。Si量少于Al量時，在高溫下Al優(yōu)先形成氧化物(oxide)、氮化物(nitride),固溶Al量減少,所以Al不再有助于強化。另一方面，如果Si量比Al量多，則Si優(yōu)先氧化，在鋼板表面連續(xù)地形成致密的氧化物層。該氧化物層成為氧氣、氮氣的擴散(diffusion)的障礙(barrier),抑制來自外部的氧氣、氮氣的擴散,所以Al能夠不發(fā)生氧化、氮化地保持固溶狀態(tài)，通過固溶強化而使鋼強化并提高高溫疲勞特性。因此，為了得到與SUS444同等以上的高溫疲勞特性，需要滿足Si > Al。本發(fā)明的鐵素體系不銹鋼除上述必需的成分之外，可進一步以下述范圍含有選自B、REM、Zr、V、Co以及Ni中的I種或2種以上。B:0.003% 以下B是對提高加工性，特別是2次加工性有效的元素。但是，如果其含量超過0.0030%,則生成BN而使加工性降低。因此，含有B時使其含量為0.0030%以下。0.0004%以上時可有效地發(fā)揮上述效果，所以更優(yōu)選為0.0004 0.0030%的范圍。REM:0.08% 以下，Zr:0.5% 以下REM (稀土類元素)和Zr均為改善抗氧化性的元素，在本發(fā)明中，可根據(jù)需要含有。但是，如果REM含量超過0.080%,則鋼脆化，另外，如果Zr含量超過0.50%,則Zr金屬間化合物析出，鋼仍會脆化。因此，含有REM時使其含量為0.080%以下，含有Zr時使其含量為0.50%以下。REM為0.01%以上、Zr為0.0050%以上時可有效地發(fā)揮上述效果，因此，REM含量優(yōu)選為0.01 0.080%, Zr含量優(yōu)選為0.0050% 0.50%的范圍。REM:0.08% 以下，Zr:0.5% 以下V:0.5% 以下V是對加工性的提高和抗氧化性有效的元素。但是，如果其含量超過0.50%，則粗大的V (C、N)析出，使表面性狀變差。因此，含有V時，使其含量為0.50%以下。0.15%以上時可有效地發(fā)揮提高加工性和抗氧化性的效果，所以優(yōu)選為0.15 0.50%。更優(yōu)選為
0.15 0.4%的范圍。
Co:0.5% 以下Co是對韌性的提高有效的元素。但是，Co是高價的元素，另外，即使其含量超過
0.5%，上述效果也飽和。因此，含有Co時，使其含量為0.5%以下。0.02%以上時可有效地發(fā)揮上述效果，所以優(yōu)選為0.02 0.5%的范圍。更優(yōu)選為0.02 0.2%的范圍。Ni:0.5% 以下Ni是提高韌性的元素。但是，Ni高價，并且是高強度的Y相形成元素，所以在高溫下生成Y相，其含量超過0.5%時，使抗氧化性降低。因此，含有Ni時，使其含量為0.5%以下。0.05%以上時可有效地發(fā)揮上述效果，所以優(yōu)選為0.05 0.5的范圍。更優(yōu)選為
0.05 0.4%的范圍。余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)。優(yōu)選不可避免的雜質(zhì)中的O為0.010%以下、Sn為
0.005%以下、Mg為0.005%以下、Ca為0.005%以下。更優(yōu)選O為0.005%以下、Sn為0.003%以下、Mg為0.003%以下、Ca為0.003%以下。 接著，對本發(fā)明的鐵素體系不銹鋼的制造方法進行說明。本發(fā)明的不銹鋼可以利用鐵素體系不銹鋼的通常的制造方法制造，其制造條件沒有特別限定。例如，可以將如下方法作為優(yōu)選的制造方法舉出，即，利用轉(zhuǎn)爐(steelconverter)、電爐(electric furnace)等公知的溶爐(melting furnace)將鋼溶煉，或者進一步通過鋼包精煉(ladle refining)、真空精煉(vacuum refining)等二次精煉(secondary refining)而制成具有上述本發(fā)明的成分組成的鋼，接著,利用連續(xù)鑄造法(continuous casting)或鑄淀(ingot casting)-初車L法(blooming rolling))制成鋼片(板還)(slab),其后,經(jīng)由熱軋(hot rolling)、熱軋板退火(hot rolled annealing)、酸洗(pickling)、冷軋(cold rolling)、最終退火(finishing annealing)、酸洗等各工序制成冷軋退火板(cold rolled and annealed sheet)。應予說明，上述冷軋可以進行I次,或者進行2次以上夾帶中間退火(process annealing)的冷軋,另外,冷軋、最終退火、酸洗各工序可以反復進行。并且，也可以根據(jù)情況省略熱軋板退火，要求鋼板表面的光澤性時，可以在冷軋后或最終退火后實施平整軋制(skin pass rolling)。作為更優(yōu)選的制造條件，可舉出如下所示的條件。優(yōu)選使熱軋工序和冷軋工序的一部分條件設為特定條件。另外，在煉鋼中，將含有上述必需成分和根據(jù)需要而含有的成分的鋼液用轉(zhuǎn)爐或電爐等熔煉，并優(yōu)選利用VOD法(Vacuum Oxygen Decarburization method)進行二次精煉。熔煉后的鋼液可以根據(jù)公知的制造方法形成鋼素材，從生產(chǎn)率和質(zhì)量的觀點出發(fā)，優(yōu)選利用連續(xù)鑄造法。例如，將通過連續(xù)鑄造而得到的鋼素材加熱至1000 1250°C，通過熱軋而制成所希望的板厚的熱軋板。當然，也可以加工成板材以外。根據(jù)需要,對該熱軋板實施600 800°C的間歇式退火(batchannealing)或900 1100°C的連續(xù)退火(continuous annealing)后,通過酸洗等進行除氧化皮，形成熱軋板制品。另外，也可以根據(jù)需要，在酸洗之前進行噴丸(shot blasting)來除去氧化皮(descale)。然后，為了得到冷軋退火板，將上述得到的熱軋退火板經(jīng)由冷軋工序制成冷軋板。在該冷軋工序中，根據(jù)生產(chǎn)上的情況，可根據(jù)需要進行2次以上包括中間退火的冷軋。使由I次或2次以上冷軋構(gòu)成的冷軋工序的總壓下率為60%以上，優(yōu)選為70%以上。對冷軋板實施900 1150°C，進一步優(yōu)選為950 1120°C的連續(xù)退火(最終退火)，接著實施酸洗，制成冷軋退火板。另外，根據(jù)用途，也可以在冷軋退火后施加輕度的軋制(平整軋制等)來進行鋼板的形狀、品質(zhì)的調(diào)整。使用利用這樣的制造方法而得到的熱軋板制品或冷軋退火板制品，實施根據(jù)各種用途的彎曲加工(bending work)等而成型為汽車或摩托車的排氣管、催化劑外筒材料以及火力發(fā)電設備的排氣管道或燃料電池相關(guān)部件(例如隔板(s印arator)、內(nèi)部連接器(inter connector)、變換器等)。用于焊接這些部件的焊接方法沒有特別限定,可以使用MIG (Metal Inert Gas)、MAG (Metal Active Gas) TIG (Tungsten Inert Gas)等通常的電弧焊接方法(arc welding),點焊(spot welding)、縫焊(seam welding)等電阻焊接方法(resistance welding)以及電阻縫焊方法(electric resistance welding)等高頻電阻焊接(high-frequency resistance welding)、高步頁感應焊接(high frequency inductionwelding)。
實施例[實施例1]將具有表I所示的成分組成的N0.1 23的鋼用真空熔爐熔煉、鑄造，制成50kg鋼錠，進行鍛造而分為2個。其后,將分為2個的I個鋼錠加熱至1170°C后,進行熱軋,制成板厚5mm的熱軋板，以1020°C的溫度進行熱軋板退火、酸洗、壓下率60%的冷軋，以1040°C進行最終退火，以平均冷卻速度5°C /sec進行冷卻并酸洗,制成板厚為2_的冷軋退火板。N0.1 11是本發(fā)明的范圍內(nèi)的本發(fā)明例，N0.12 23是本發(fā)明的范圍外的比較例。應予說明，比較例中，N0.19相當于Type429的組成，N0.20相當于SUS444的組成，N0.21、22、23分別相當于專利文獻2的發(fā)明例3、專利文獻3的發(fā)明例3、專利文獻4的發(fā)明例5的組成。對于以上得到的N0.1 23的冷軋退火板，供于以下所示的兩種連續(xù)氧化試驗、高溫疲勞試驗、室溫拉伸 試驗。<大氣中連續(xù)氧化試驗(continuance oxidation test in air) >從如上所述得到的各種冷軋退火板切取30mmX20mm的樣品，在樣品上部開口4mmΦ的孔，用# 320的砂紙研磨表面和端面,脫脂后,懸掛在加熱保持為950 C的大氣氣氛的爐內(nèi)，保持200小時。試驗后，測定樣品的質(zhì)量，求出與預先測定的試驗前的質(zhì)量的差，算出氧化增量(g/m2)。應予說明，試驗各實施2次，用其平均值評價大氣中的抗氧化性。<水蒸氣氣氛中連續(xù)氧化試驗(continuance oxidation test in water vapouratmosphere) >從如上所述得到的各種冷軋退火板切取30mmX20mm的樣品，在樣品上部開口4mmΦ的孔，用# 320的砂紙研磨表面和端面，進行脫脂。其后在流通0.5L/minl0vol%C02-20vol%H20-5vol%02-bal.N2氣體設成水蒸氣氣氛且加熱至950°C的爐中保持200小時，試驗后，測定樣品的質(zhì)量，求出與預先測定的試驗前的質(zhì)量的差，算出氧化增量(g/m2)。<高溫疲勞試驗(high-temperature fatigue test) >從如上所述得到的各種冷軋退火板切取如圖3所示的形狀的試驗片，利用申克式疲勞試驗機在850°C中以1300rpm (22Hz)對鋼板施加交變。應予說明，試驗時對鋼板表面負載70MPa的彎曲應力，用直到斷裂的疲勞次數(shù)來評價。<室溫拉伸試驗>
由上述冷軋退火板制作分別以軋制方向(L方向)、與軋制方向成直角的方向(C方向)和與軋制方向成45°的方向(D方向)為拉伸方向的JIS13B號拉伸試驗片，在室溫下進行各方向的拉伸試驗，測定斷裂伸長率，由下述式求出平均伸長率E1。平均伸長率El (%)= (El+2Ed+Ec) /4此處，El:L 方向的 El (%)，ED:D 方向的 El (%)，Ec:C 方向的 El (%)。[實施例2]將實施例1中分為2個的50kg鋼錠的另一個鋼錠加熱至1170°C后，進行熱軋，制成厚度:30mmX寬度:150mm的薄板還。其后,將該薄板還鍛造,形成35mm □的板還，以1040°C進行退火后，進行機械加工，加工成圖1所示的尺寸的熱疲勞試驗片，供于以下所示的熱疲勞試驗。<熱疲勞試驗(thermal fatigue test) >熱疲勞試驗是在約束率0.30下，在100°C與850°C的溫度間反復升溫 降溫，測定熱疲勞壽命。此時，升溫速度(heating rate)和降溫速度(cooling rate)分別為10°C /sec, 100°C下的保持時間為2min, 850°C下的保持時間(holding time)為5min。另外,用試驗片均熱平行部的截面積除在100°C下檢測出的負荷來算出應力，將相對于上一循環(huán)的應力，應力開始連續(xù)降低時的最小的循環(huán)數(shù)作為熱疲勞壽命(thermal fatigue life)。將上述實施例1的大氣中連續(xù)氧化試驗、水蒸氣氣氛中連續(xù)氧化試驗、高溫疲勞試驗以及室溫拉伸試驗的結(jié)果和實施例2的熱疲勞試驗的結(jié)果集中示于表2。由表2可知，本發(fā)明的范圍內(nèi)的本發(fā)明例的鋼均具有與SUS444同等以上的耐熱性(抗氧化性、熱疲勞特性、高溫疲勞特性)且具有室溫下的三 方向(L、C、D方向)平均伸長率為36%以上的優(yōu)異加工性，確認到滿足本發(fā)明的目標。與此相對，本發(fā)明的范圍外的比較例的鋼的抗氧化性、熱疲勞特性、高溫疲勞特性以及加工性均差,確認到?jīng)]有達成本發(fā)明的目標。工業(yè)上的可利用性本發(fā)明的鋼不僅適用于汽車等的排氣系統(tǒng)部件，也可以適用于要求同樣的特性的火力發(fā)電系統(tǒng)的排氣系統(tǒng)部件、固體氧化物型的燃料電池用部件。
權(quán)利要求
1.一種鐵素體系不銹鋼，以質(zhì)量％計含有C:0.015%以下、S1:0.4 1.0%、Mn:1.0%以下、P:0.040% 以下、S:0.010% 以下、Cr:12% 以上且小于 16%、N:0.015% 以下、Nb:0.3 0.65%, Ti:0.15% 以下、Mo:0.1% 以下、W:0.1% 以下、Cu:1.0 2.5%、A1:0.2 1.0%，并且滿足Si ^ Al，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。
2.一種鐵素體系不銹鋼，以質(zhì)量％計進一步含有選自B:0.003%以下、REM:0.08%以下、Zr:0.5%以下、V:0.5% 以下、Co:0.5%以下以及N1:0.5%以下中的I種或2種以上。
全文摘要
本發(fā)明提供一種防止由Cu導致的抗氧化性的降低，并且在不添加Mo、W等高價的元素的情況下就能使耐熱性(抗氧化性、熱疲勞特性和高溫疲勞特性)和加工性均變優(yōu)異的鐵素體系不銹鋼。具體而言，所述鐵素體系不銹鋼以質(zhì)量%計含有C0.015%以下、Si0.4～1.0%、Mn1.0%以下、P0.040%以下、S0.010%以下、Cr12%以上且小于16%、N0.015%以下、Nb0.3～0.65%、Ti0.15%以下、Mo0.1%以下、W0.1%以下、Cu1.0～2.5%、Al0.2～1.0%，并且滿足Si≥Al，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。
文檔編號C22C38/54GK103154294SQ20118004943
公開日2013年6月12日 申請日期2011年10月12日 優(yōu)先權(quán)日2010年10月14日
發(fā)明者中村徹之, 太田裕樹, 加藤康, 尾形浩行 申請人:杰富意鋼鐵株式會社