專利名稱：耐熱性優(yōu)良的鐵素體系不銹鋼的制作方法
技術領域：
本發(fā)明涉及一種含Cr鋼，特別是涉及適合用于汽車(automobile)和摩托車 (motorcycle)的排氣管(exhaust pipe)禾口轉換器夕卜殼(converter case)、火力發(fā)電廠(thermal electric power plant)的排氣管道(exhaust air duct)等在高溫下使用的排氣系統(tǒng)構件的、兼?zhèn)鋬?yōu)良的熱疲勞特性(thermal fatigue resistance)、抗氧化 t生(oxidation resistance) ^ M ilm^ t生(high temperature thermal fatigue resistance)的鐵素體系不繡鋼(ferritic stainless steel)。
背景技術：
對于汽車的排氣歧管(exhaust manifold)、排氣管、轉換器外殼、消聲器 (muffler)等排氣系統(tǒng)構件，除要求抗氧化性優(yōu)良以外，還要求熱疲勞特性及高溫疲勞特性 (以下將它們總稱為“耐熱性(heat resistance)”)也優(yōu)良。在此，上述熱疲勞是指如下疲勞現象隨著發(fā)動機啟動和停止(initiation and stop of engine operation)而使排氣系統(tǒng)構件反復承受加熱和冷卻，但是，由于上述構件處于受與周邊的部件的相互關系的約束的狀態(tài)，因而熱膨脹和收縮受到限制而使原材料自身發(fā)生熱應變(thermal strain), 由該熱應變而引起疲勞現象。另外，上述高溫疲勞(high-temperature fatigue)是指在發(fā)動機運轉中排氣系統(tǒng)構件在被加熱的狀態(tài)下持續(xù)受到振動(vibration)，而由該振動導致的應變蓄積所引起的疲勞現象(fatigue phenomena)。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象。作為要求這樣的耐熱性的構件所使用的原材料，目前大多使用添加了 Nb和Si的 Type 429(14Cr-0. 9Si_0. 4Nb系)之類的含Cr鋼。但是，隨著發(fā)動機性能的提高，若排氣溫度(exhaust gas temperature)上升至超過900°C的溫度，則Type 4 將不能充分滿足要求特性、特別是熱疲勞特性。作為能夠應對該問題的原材料而開發(fā)了例如添加Nb和Mo來提高高溫屈服強度(high temperature proof stress)的含 Cr 鋼、JIS G4305 中規(guī)定的 SUS444(19Cr-0. 5Nb-2Mo)、添加了 Nb、Mo、W的鐵素體系不銹鋼等(例如參照專利文獻1)。 但是，由于目前Mo和W等稀有金屬(rare metal)的價格異常高且波動，因此要求開發(fā)使用廉價原料且具有同等的耐熱性的材料。作為不使用昂貴的Mo和W的耐熱性優(yōu)良的材料，例如專利文獻2中公開了一種在 10 20質量％ Cr鋼中添加了 Nb :0. 50質量％以下、Cu :0. 8 2. 0質量％、V :0. 03 0. 20 質量％的汽車排氣管道構件用鐵素體系不銹鋼，另外，專利文獻3中公開了一種在10 20 質量％ Cr鋼中添加了 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％的熱疲勞特性優(yōu)良的鐵素體系不銹鋼，另外，專利文獻4中公開了一種在含15 25質量％ Cr的鋼中添加了 Cu :1 3質量％的汽車排氣系統(tǒng)部件用鐵素體系不銹鋼。這些鋼均以通過添加Cu來提高熱疲勞特性為特征。但是，如專利文獻2、3及4所示，在添加了 Cu的情況下，雖然熱疲勞特性提高，但是抗氧化性卻明顯下降，總體上造成耐熱性下降。另外，Cu添加鋼有時因所使用的溫度條件而不能得到優(yōu)良的熱疲勞特性。另外，還公開了一種通過添加Al而實現了特性提高的鐵素體系不銹鋼。例如，專利文獻5中公開了一種在13 25質量％ Cr鋼中添加了 Ni 0. 5質量％以下、V 0. 5質量％ 以下、Nb 大于0.5質量％且在1.0質量％以下、Ti :3X (C+N) 0. 25質量％、Al :0. 2 2. 5質量％的汽車排氣系統(tǒng)用鐵素體系不銹鋼，通過添加Al而使高溫強度上升。專利文獻6中公開了一種在10 25質量％ Cr鋼中添加了 Al :1 2. 5質量％、Ti :3X (C+N) 20X (C+N)的催化劑負載用耐熱鐵素體系不銹鋼，通過添加Al而形成Al2O3被膜，從而得到優(yōu)良的抗氧化性。專利文獻7中公開了一種在6 20質量％ Cr鋼中添加了 Ni 2質量％ 以下、0 0. 008質量％以下且合計添加了 1質量％以下的Ti、Nb、V或者Al中的任意一種或者兩種以上的用于液壓成形加工的耐熱鐵素體系不銹鋼，通過添加Ti、Nb、V或者Al而將 C、N固定，形成碳氮化物，由此降低C、N的有害性，從而提高成形性。但是，如專利文獻5所述，即使在Si添加量較低的鋼中添加Al，Al仍會優(yōu)先形成氧化物或者氮化物，因而固溶量減少，因此不能得到較高的高溫強度。另外，如專利文獻6 所示，若添加超過1.0%的大量的Al，則不僅室溫下的加工性明顯下降，而且由于容易與氧結合反而造成抗氧化性下降。在專利文獻7中，由于Cu和Al中的一種元素的添加量少或者并不添加，因而不能得到優(yōu)良的耐熱性?，F有技術文獻專利文獻專利文獻1 日本特開2004-018921號公報專利文獻2 :W02003/004714號小冊子專利文獻3 日本特開2006-117985號公報專利文獻4 日本特開2000-297355號公報專利文獻5 日本特開2008-285693號公報專利文獻6 日本特開2001-316773號公報專利文獻7 日本特開2005-187857號公報

發(fā)明內容
發(fā)明所要解決的問題但是，本發(fā)明人的研究表明，如上述專利文獻2 4所公開的鋼，在添加Cu來改善耐熱性的情況下，雖然熱疲勞特性提高，但是鋼自身的抗氧化性反而下降，總體上看，具有耐熱性下降的趨勢。此外還表明，對于Cu添加鋼而言，在被使用的溫度條件、例如最高溫度比ε "Cu的固溶溫度低的情況下，不能得到優(yōu)良的熱疲勞特性。此外表明，在專利文獻5和6中，通過添加Al來得到較高的高溫強度和優(yōu)良的抗氧化性，但是僅僅添加Al其效果不夠充分，其添加量與Si添加量的平衡至關重要。如專利文獻7所述，在Cu和Al中的一種元素的添加量少或者不添加的情況下，不能得到優(yōu)良的耐熱性。另外，以往以來，鋼的抗氧化性僅通過高溫的干燥氣氛下的氧化試驗來進行評價。 但是，排氣歧管等在實際使用時所處的氧化氣氛中含有大量的水蒸氣，無法通過現有的氧化試驗來充分評價實際使用時的抗氧化性。因此，明顯需要對包括含有水蒸氣的環(huán)境下 (water vapour atmosphere)的抗氧化性(oxidation resistance)(以下也禾爾為“水蒸氣氧化性”。)的抗氧化性進行評價、改善。因此，本發(fā)明的目的在于，通過開發(fā)不添加Mo和W等昂貴的元素、并且防止因添加 Cu造成的抗氧化性的下降、并且改善在作為弱點的溫度范圍(比ε-Cu的固溶溫度低的溫度范圍)中的特性的技術，提供抗氧化性(包括抗水蒸氣氧化性)、熱疲勞特性及高溫疲勞特性均優(yōu)良的鐵素體系不銹鋼。需要說明的是，本發(fā)明的“抗氧化性、熱疲勞特性及高溫疲勞特性優(yōu)良”是指具有與SUS444同等以上的特性，具體而言，抗氧化性是指在950°C的抗氧化性、熱疲勞特性是指在100°C _850°C之間的反復熱疲勞特性、高溫疲勞特性是指在850°C 下的高溫疲勞特性均為與SUS444同等以上。用于解決問題的方法發(fā)明人為了開發(fā)不添加Mo和W等昂貴的元素且防止現有技術具有的添加Cu帶來的抗氧化性的降低的、抗氧化性(包括抗水蒸氣氧化性)、熱疲勞特性及高溫疲勞特性均優(yōu)良的鐵素體系不銹鋼而反復進行了深入研究。結果發(fā)現，通過在使Nb為0. 3 0. 65質量％、Cu為1. 0 2. 5質量％的范圍復合添加Nb、Cu，在較寬的溫度范圍高溫強度上升，使熱疲勞特性得到改善，另外，通過添加適當量的Al (0. 2 1. 0質量％ )能夠防止添加Cu帶來的抗氧化性的降低，也能夠使Cu添加鋼在不能得到優(yōu)良的熱疲勞特性的溫度范圍的特性得到改善。此外還發(fā)現，通過添加適當量(0. 4 1. 0質量％ )的Si而使抗水蒸氣氧化性得到了極大改善，進而，通過使Si和Al的含量(質量％)的平衡適當(Si彡Al)，高溫疲勞特性也得到改善，通過將Nb、Cu、Al及Si控制在上述適當范圍之后，不使用Mo和W，能夠得到與SUS444同等以上的、耐熱性優(yōu)良的鐵素體系不銹鋼，從而完成了本發(fā)明。即，本發(fā)明為，(1) 一種鐵素體系不銹鋼，含有C :0.015質量％以下、Si :0· 4 1.0質量％、 Mn 1.0質量％以下、P 0. 040質量％以下、S :0. 010質量％以下、Cr :16 23質量％、Al 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，且含有的Si和Al滿足Si (質量％ ) > Al (質量％ )，余量由!^e及不可避免的雜質構成。另外，本發(fā)明的鐵素體系不銹鋼的特征在于，(2)在上述成分組成的基礎上，還含有選自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％ 以下中的一種或者兩種以上。(3)另外，本發(fā)明的鐵素體系不銹鋼的特征在于，上述Ti的含量大于0. 15質量％ 且在0.5質量％以下。(4)另外，本發(fā)明的鐵素體系不銹鋼的特征在于，上述Ti的含量為0.01質量％以下。(5)另外，本發(fā)明的鐵素體系不銹鋼的特征在于，上述V的含量為0. 01 0. 5質量％。(6)本發(fā)明的鐵素體系不銹鋼的特征在于，在上述(1)所述的成分組成的基礎上還含有Co :0. 5質量％以下。
發(fā)明效果根據本發(fā)明，能夠廉價地提供一種不添加昂貴的Mo和W而具有與SUS444 (JIS G4305)同等以上的耐熱性(熱疲勞特性、抗氧化性、高溫疲勞特性)的鐵素體系不銹鋼。因此，本發(fā)明的鋼適合用于汽車等的排氣系統(tǒng)構件。


圖1是說明熱疲勞試驗片的圖。圖2是說明熱疲勞試驗中的溫度、約束條件(restraining conditions)的圖。圖3是表示Cu添加量對熱疲勞特性的影響的曲線圖。圖4是表示Al添加量對950°C下的抗氧化性(氧化增量(weight gain by oxidation))的影響的曲線圖。圖5是表示Si添加量對抗水蒸氣氧化性(氧化增量)的影響的曲線圖。圖6是說明高溫疲勞試驗片的圖。圖7是表示Si和Al的添加量對高溫疲勞特性的影響的曲線圖。圖8是表示Al添加量對室溫伸長率的影響的曲線圖。圖9是表示Ti添加量對1000°C下的抗氧化性(氧化增量)的影響的曲線圖。圖10是表示V添加量對韌性(脆性斷面率)的影響的曲線圖。
具體實施例方式首先，對作為開發(fā)本發(fā)明的契機的基礎實驗進行說明。對以C 0. 005 0. 007 質量 ％、N 0. 004 0. 006 質量 ％、Si :0· 5 質量 ％、Mn 0.4質量％、Cr :17質量％、Nb 0. 45質量％、A1 0. 35質量％的成分體系為基礎、并向其中添加有0 3質量％的范圍內的多種量的Cu的鋼進行實驗室熔煉，制成50kg的鋼錠，加熱到1170°C后，進行熱軋，得到厚度30mmX寬度150mm的薄板鋼。其后，對該薄板鋼進行鍛造，制成截面為35mmX35mm的板帶，在1030°C的溫度下退火后，進行機械加工，制作出如圖 1所示的尺寸、形狀的熱疲勞試驗片(thermal fatigue test specimen)。然后，對上述試驗片以圖2所示的約束率(restraint ratio) 0. 35在 IOO0C _850°C之間反復施加進行加熱和冷卻的熱處理，測定了其熱疲勞壽命(thermal fatigue life)。需要說明的是，將上述熱疲勞壽命設為將在100°C檢測到的載荷(load) 除以圖1所示的試驗片均熱平行部的截面積(cross section)來計算出應力(stress)， 相對于之前的循環(huán)(cycle)的應力，應力開始連續(xù)下降時的第一個循環(huán)數。其相當于試驗片產生裂縫(crack)的循環(huán)數。此外，作為比較，也對SUS444(Cr :19質量％-Nb :0. 5質量％-110:2質量％鋼)進行了同樣的試驗。圖3是表示在上述熱疲勞試驗中的熱疲勞壽命與含Cu量之間的關系的圖。由該圖可知，通過添加1. 0質量％以上的Cu，可得到與SUS444同等以上的熱疲勞壽命(約1100 循環(huán))，因此，為了改善熱疲勞特性，有效的是添加1. 0質量％以上的Cu。然后，對以C 0. 006 質量％、N 0. 007 質量％、Mn 0. 2 質量％、Si 0. 5 質量％、Cr 17質量％、Nb 0. 49質量％、Cu 1. 5質量％的成分體系為基礎、并向其中添加有0 2質量％的范圍內的多種量的Al的鋼進行實驗室熔煉，制成50kg的鋼錠，對該鋼錠進行熱軋(hot rolling)、熱軋板退火、冷軋(cold rolling)、去應力退火(仕上(f燒鈍，finishing annealing)，制成板厚2mm的冷軋退火板。然后，從上述冷軋退火板切割出30mmX20mm的試驗片，在該試驗片的上部開設4mmΦ的孔后，對表面及端面用#320的砂紙(emery paper) 進行研磨，脫脂后，進行下述的連續(xù)氧化試驗。此外，作為比較也對SUS444進行了同樣的試驗。<950°C下的大氣中連續(xù)氧化試驗(continuous oxidation test in air) >在加熱到950°C的大氣氣氛的爐中將上述試驗片保持300小時，求出加熱試驗前后的試驗片的質量之差，并換算為每單位面積的氧化增量(g/m2)，對抗氧化性進行評價。圖4是表示上述試驗中的氧化增量與Al含量之間的關系的圖。由該圖可知，通過添加0. 2質量％以上的Al，可得到與SUS444同等以上的抗氧化性(氧化增量27g/m2以下)。然后，對以C 0. 006 質量％、N :0. 007 質量％、Mn :0. 2 質量％、Al :0. 45 質量％、
Cr :17質量％、Nb :0. 49質量％、Cu 1. 5質量％的成分體系為基礎、并使其中的Si的添加量發(fā)生多種變化的鋼進行實驗室熔煉，制成50kg的鋼錠，對該鋼錠進行熱軋、熱軋板退火、冷車U去應力退火而制成板厚2mm的冷軋退火板。然后，從上述冷軋退火板切割出30mmX20mm 的試驗片，在該試驗片上部開設4πιπιΦ的孔，對表面及端面用#320的砂紙進行研磨，脫脂后，進行下述的氧化試驗。此外，作為比較也對SUS444進行了同樣的試驗?！此魵鈿夥罩羞B續(xù)氧化試驗〉在使由10% C02-20% H20-5% O2-余量N2構成的混合氣體以0. 5L/分鐘流通而形成含水蒸氣氣氛的加熱至950°C的爐中，將上述試驗片保持300小時，求出加熱試驗前后試驗片的質量之差，換算為每單位面積的氧化增量(g/m2)，對抗水蒸氣氧化性進行評價。圖5是表示上述試驗中的含水蒸氣氣氛中的氧化增量與Si含量之間的關系的圖。 由該圖可知，通過添加0. 4質量％以上的Si，可得到與SUS444同等以上的抗水蒸氣氧化性 (氧化增量51g/m2以下)。然后，對以C 0. 006 質量％、N :0. 007 質量％、Mn :0. 2 質量％、Cr :17 質量％、Nb 0. 49質量％、Cu :1. 5質量％的成分體系為基礎、并且以使添加量發(fā)生多種變化的方式向其中添加有Si、Al的鋼進行實驗室熔煉，制成50kg的鋼錠，對該鋼錠進行熱軋、熱軋板退火、 冷軋、去應力退火，制成板厚2mm的冷軋退火板。然后，從上述冷軋退火板制作出圖6所示的形狀、尺寸的疲勞試驗片，供下述的高溫疲勞試驗。此外，作為比較，也對SUS444進行了同樣的試驗。<高溫疲勞試驗>在850°C下，對上述試驗片進行了以1300Hz向鋼板表面施加75MPa的彎曲應力 (交變)的謝尼克式疲勞試驗(Schenck type fatiguetest)，測定直至斷裂為止的振動次數(疲勞壽命)，對高溫疲勞特性進行評價。圖7是表示上述試驗中的高溫疲勞壽命和Si與Al的含量之差之間的關系的圖。 由該圖可知，為了得到與SUS444同等以上的高溫疲勞壽命(1. 0E+06)，必須使含有的Si和 Al滿足(Si (質量％ )彡Al (質量％ ))。然后，從上述為了進行大氣中連續(xù)氧化試驗而制作的板厚2mm的冷軋退火板，制作出分別以軋制方向(L方向)、與軋制方向成直角方向(C方向)及與軋制方向成45°方向(D方向)為拉伸方向的JIS 13B號拉伸試驗片，在室溫下進行拉伸試驗并測定各方向的斷裂伸長率，由下述式求出平均伸長率El。平均伸長率El(%) = (El+2Ed+Ec) /4其中，El:L方向的 El(% )，Ed :D 方向的 El(% )、Ec :C 方向的 El(% )圖8是Al添加量對室溫伸長率的影響。可知，隨著Al添加量的增加，室溫伸長率下降，若添加的Al超過1. 0質量％，則不能得到SUS444以上的伸長率(31% )。然后，調查了 Ti添加量對在比上述的比950°C更高的溫度(IOOiTC )下的抗氧化性的影響。對以C 0. 006 質量％、N 0. 007 質量％、Si 0. 7 質量％、Mn 0. 2 質量％、Al 0. 5 質量％、Cr :17質量％、Nb 0. 49質量％、Cu :1. 5質量％的成分體系為基礎、且使Ti的添加量在0 1. 0質量％的范圍內發(fā)生多種變化的鋼進行實驗室熔煉，制成50kg的鋼錠，對該鋼錠進行熱軋、熱軋板退火、冷軋、去應力退火，從而制成板厚2mm的冷軋退火板。然后，從上述冷軋退火板制作出30mmX20mm的試驗片，在該試驗片上部開設4mmΦ的孔，對表面及端面用#320的砂紙進行研磨、脫脂后，進行下述的1000°C的氧化試驗。此外，作為比較還對 SUS444進行了同樣的試驗。<1000°C下的大氣中連續(xù)氧化試驗〉在加熱到1000°C的大氣氣氛的爐中將上述試驗片保持300小時，求出加熱試驗前后試驗片的質量之差，將其換算為每單位面積的氧化增量(g/m2)，對抗氧化性進行評價。此夕卜，在氧化被膜發(fā)生剝離(氧化皮剝離)的情況下，回收該剝離的氧化皮，與試驗后的質量相加。圖9是表示在上述1000°C的氧化試驗中的氧化增量與Ti含量之間的關系的圖。 由該圖可知，若Ti為0. 01質量％以下，則氧化皮剝離顯著，發(fā)生氧化增量達到100g/m2以上的異常氧化，但是，通過使添加的Ti超過0. 01質量％，雖然氧化皮剝離在局部發(fā)生，但是并不發(fā)生異常氧化，可得到與SUS444(氧化增量36g/m2)同等以上的抗氧化性(氧化增量 36g/m2以下)，另外，通過使添加的Ti超過0. 15質量％，既不會引起異常氧化也不會引起氧化皮剝離，得到極為良好的抗氧化性。然后，調查了 V添加量對上述Ti添加鋼的韌性的影響。對以C 0. 006 質量％、N 0. 007 質量％、Si 0. 7 質量％、Mn 0. 2 質量％、Al 0. 5
質量％、Cr 17質量％、Nb 0. 49質量％、Cu 1. 5質量％及Ti 0. 3質量％的成分體系為基礎、且使其中的V添加量在0 1. 0質量％的范圍內發(fā)生多種變化的鋼進行實驗室熔煉，制成50kg的鋼錠，對該鋼錠進行熱軋、熱軋板退火、冷軋、去應力退火而制成板厚2mm的冷軋退火板。然后，從上述冷軋退火板制作出以JIS Z0202為基準的寬度2mm的V缺口沖擊試驗片，以JIS Z2242為基準在-40°C下進行夏比沖擊試驗，觀察斷面測定脆性斷面率。圖10是表示上述沖擊試驗中脆性斷面率與V添加量之間的關系的圖。由該圖可知，通過添加0. 01質量％以上的V，韌性明顯提高，脆性斷面率為0%。但是，若添加的V超過0. 5質量％，則脆性斷面率上升，反而使韌性下降。本發(fā)明基于上述見解，在進一步研究后而完成。下面，說明本發(fā)明的鐵素體系不銹鋼的成分組成。(:0.015質量％以下
C是對提高鋼的強度有效的元素，但是，若添加超過0. 015質量％，則韌性及成形性顯著降低。因此，在本發(fā)明中，使C為0.015質量％以下。此外，從確保成形性的觀點出發(fā)，優(yōu)選使C為0. 008質量％以下，另外，從確保作為排氣系統(tǒng)構件的強度的觀點出發(fā)，優(yōu)選使C為0. 001質量％以上。更優(yōu)選為0. 002 0. 008質量％這一范圍。Si :0· 4 1. 0 質量％Si是為了提高在含水蒸氣氣氛下的抗氧化性而必需的重要元素。如圖5所示，為了確保與SUS444同等以上的抗水蒸氣氧化性，必須添加0. 4質量％以上。另一方面，由于超過1. 0質量％的過度添加將使加工性下降，因而使上限為1. 0質量％。優(yōu)選0. 4 0. 8
質量％這一范圍。雖然還不能充分闡明通過添加Si來改善抗水蒸氣氧化性的原因，但是，可認為這是由于通過添加0. 4質量％以上的Si，在鋼板表面連續(xù)生成致密的Si氧化物層，從而來自外部的氣體成分的侵入得到抑制的緣故。此外，在要求更嚴格的含水蒸氣氣氛下的抗氧化性的情況下，優(yōu)選使Si的下限為0. 5質量％。Si (質量％ )彡 Al (質量％ )另外，Si還是用于有效利用Al的固溶強化能力的重要的元素。如下所述，Al是具有在高溫下的固溶強化作用、且具有改善高溫疲勞特性的效果的元素。但是，在Al含量比Si多的情況下，Al在高溫下優(yōu)先形成氧化物和氮化物，固溶Al量減少，因此，不能對固溶強化有足夠的幫助。另一方面，在Si含量比Al大的情況下，Si優(yōu)先進行氧化而在鋼板表面連續(xù)形成致密的氧化物層，該氧化物層具有抑制來自外部的氧氣和氮氣向內部擴散的效果，因而使Al不發(fā)生氧化或氮化而保持在固溶狀態(tài)。其結果是，由于可以穩(wěn)定確保Al的固溶狀態(tài)，因而能夠提高高溫疲勞特性。因此，對于本發(fā)明而言，為了得到與SUS444同等以上的高溫疲勞特性而以滿足Si (質量％)彡Al (質量％)的方式添加Si。Mn :1.0 質量％ 以下Mn是作為脫氧劑且用于提高鋼的強度而添加的元素。為了得到其效果而優(yōu)選添加 0.05質量％以上。然而，過量添加在高溫下容易生成Y相而使耐熱性下降。因此，使Mn為 1.0質量％以下。優(yōu)選為0.7質量％以下。P :0.040 質量％ 以下P是使鋼的韌性下降的有害元素，優(yōu)選盡可能降低其含量。因此，在本發(fā)明中，設P 為0.040質量％以下。優(yōu)選0.030質量％以下。S :0.010 質量％ 以下S是使伸長率和r值降低，對成形性帶來不利影響，同時使作為不銹鋼的基本特性的耐腐蝕性降低的有害元素，因此，優(yōu)選盡可能降低其含量。因此，在本發(fā)明中使S為0.010 質量％以下。優(yōu)選為0.005質量％以下。Al :0· 2 1. 0 質量％如圖4所示，Al是對于提高Cu添加鋼的抗氧化性所必不可少的元素。特別是為了得到作為本發(fā)明目的的與SUS444同等以上的抗氧化性，必須添加0. 2質量％以上。另一方面，如圖8所示，若添加量超過1. 0質量％，則鋼發(fā)生硬質化而使加工性降低，不僅不能得到 SUS444(31% )以上的加工性，而且反而使抗氧化性降低。因此，使Al為0.2 1.0質量％ 這一范圍。優(yōu)選0.3 1.0質量％這一范圍。在著重加工性的情況下，優(yōu)選0.3 0.8質量％。更優(yōu)選0.3 0.5質量％。另外，Al在鋼中固溶，是進行固溶強化的元素，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，因此，在本發(fā)明中，是用于提高高溫疲勞特性的重要元素。如上所述，在Al的添加量比Si大的情況下，Al在高溫下優(yōu)先形成氧化物和氮化物而使固溶量減少，因而，對強化沒有幫助。相反，在Al的添加量比Si小的情況下，Si優(yōu)先發(fā)生氧化而在鋼板表面連續(xù)形成致密的氧化物層。該氧化物層成為氧氣及氮氣向內擴散的屏障，將Al穩(wěn)定地保持在固溶狀態(tài)，因此，能夠通過Al的固溶強化來提高高溫強度，從而使高溫疲勞特性提高。因此，在本發(fā)明中，為了提高高溫疲勞特性，必須滿足Si (質量％)彡Al (質量％)。N:0·015質量％以下N是使鋼的韌性及成形性降低的元素，若含量超過0. 015質量％，則上述降低變顯著。因此，使N為0.015質量％以下。此外，出于確保韌性、成形性的觀點，優(yōu)選盡可能減少 N，優(yōu)選使其小于0. 010質量％。Cr 16 23 質量 ％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，然而，若小于16質量％，則不能得到充分的抗氧化性。另一方面，Cr是在室溫下使鋼固溶強化、硬質化、低延展性化的元素，特別是若添加量超過23質量％，則由于上述弊端變顯著，因而使上限為23質量％。因此，所添加的Cr在16 23質量％這一范圍。優(yōu)選16 20質量％這
一范圍。Cu :1· 0 2. 5 質量 ％如圖3所示，Cu是對提高熱疲勞特性非常有效的元素，為了得到與SUS444同等以上的熱疲勞特性，必須添加1. 0質量％以上的Cu。但是，超過2. 5質量％的添加在熱處理后的冷卻時析出ε-Cu相，使鋼硬質化，同時，在熱加工時容易引起脆化。而且，重要的是， Cu的添加雖然提高了熱疲勞特性，但是，鋼自身的抗氧化性反而降低，總體上看，有可能造成耐熱性降低。其原因雖然尚不十分明確，但認為是，Cu富集于緊挨生成的氧化皮下方的脫 Cr層中，抑制了作為提高不銹鋼本來的抗氧化性的元素Cr再擴散。因此，使Cu為1.0 2. 5質量％這一范圍。優(yōu)選1. 1 1. 8質量％這一范圍。Nb :0· 3 0. 65 質量％Nb具有與C、N形成碳氮化物而將其固定，從而提高耐腐蝕性、成形性、焊接部的耐晶界腐蝕性的作用，同時，是使高溫強度上升而提高熱疲勞特性的元素。上述效果可通過添加0. 3質量％以上得到確認。但是，超過0. 65質量％的添加將容易析出Laves相，從而促進脆化。因此，使Nb為0.3 0.65質量％這一范圍。優(yōu)選0.4 0.55質量％這一范圍。 在需要韌性的情況下，優(yōu)選0. 4 0. 49質量％。更優(yōu)選0. 4 0. 47質量％。11:0.5質量％以下Ti在本發(fā)明的Al添加鋼中是對提高抗氧化性極為有效的元素，特別是在超過 1000°C的高溫域使用、要求優(yōu)良的抗氧化性的鋼中，則是必須的添加元素。為了得到在這種高溫下的抗氧化性，具體而言，為了在1000°c下得到與SUS444同等以上的抗氧化性，如圖9 所示，優(yōu)選Ti的添加大于0. 01質量％。但是，超過0. 5質量％的過量添加除提高抗氧化性的效果飽和外，還招致韌性降低，例如，在熱軋板退火生產線因反復承受的彎曲-彎曲恢復引起斷裂等，對制造性帶來不良影響。因此，使Ti的上限為0. 5質量％。
但是，對于用于汽車發(fā)動機的排氣系統(tǒng)構件等的現有的鋼材而言，在暴露于高溫時，往往因在構件表面生成的氧化皮的剝離而使發(fā)動機功能出現故障。對于這種氧化皮剝離，Ti的添加也是極其有效的，通過添加超過0. 15質量％的Ti，能夠顯著降低在1000°C以上的高溫域的氧化皮剝離。因此，對于用于氧化皮剝離成為問題的這種用途的鋼材，優(yōu)選在大于0. 15質量％且在0.5質量％以下的范圍內添加Ti。通過添加Ti來提高Al添加鋼的抗氧化性的原因尚未完全闡明，由于添加到鋼中的Ti在高溫下與N結合，抑制了 Al與N結合形成AlN并析出，因而游離的Al增加，該游離的Al與0結合而在上述的鋼板表面所生成的致密的Si氧化物層與母材部的界面形成Al 氧化物(Al2O3)。結果認為，通過上述Si氧化物層和Al氧化物這雙層結構來阻止0侵入鋼板內部，從而抗氧化性得到提高。另外，Ti與Nb相同，將C、N固定而具有耐腐蝕性、成形性、防止焊接部的晶界腐蝕的作用。但是，在添加有Nb的本發(fā)明的成分體系中，上述效果在超過0.01質量％時飽和， 并且因固溶硬化而導致鋼的硬質化，或者，相比Nb更容易與N結合的Ti形成粗大的TiN，成為裂縫的起點，導致韌性降低。因此，重視耐腐蝕性、成形性、焊接部的耐晶界腐蝕性，用于并不特別要求在更高溫(例如1000°C以上)下的抗氧化性的用途或特別要求韌性的用途的鋼中，對于Ti而言并沒有必要主動添加，當然優(yōu)選盡可能降低。因此，在用于這種用途的情況下，優(yōu)選使Ti為0.01質量％以下。Mo :0. 1 質量％ 以下Mo為昂貴的元素，根據本發(fā)明的宗旨并不進行主動的添加。但是，有時會從作為原料的廢金屬、”，、、“、等混入0. 1質量％以下。因此，使Mo為0. 1質量％以下。W :0. 1質量％以下W是與Mo同樣昂貴的元素，根據本發(fā)明的宗旨也并不進行主動的添加。但是，有時會從作為原料的廢金屬等混入0. 1質量％以下。因此，使W為0. 1質量％以下。對于本發(fā)明的鐵素體系不銹鋼而言，在上述必須成分的基礎上，還可以以下述的范圍添加選自B、REM、Zr、V、Co及Ni中的1種或2種以上。B :0. 003 質量％ 以下B是對提高鋼的加工性、特別是二次加工性有效的元素。該效果可以通過添加 0. 0005質量％以上而得到，但超過0. 003質量％的大量的添加會生成BN而使加工性降低。 因此，添加B的情況下優(yōu)選使其為0. 003質量％以下。更優(yōu)選為0. 0010 0. 003質量％的范圍。REM :0. 08質量％以下、Zr :0. 50質量％以下REM(稀土元素)和Ir均為提高抗氧化性的元素，本發(fā)明中可以根據需要進行添力口。為了得到其效果，優(yōu)選分別添加0. 01質量％以上、0. 0050質量％以上。但是，超過0. 080 質量％的REM的添加會使鋼脆化，另外，超過0. 50質量％的ττ的添加會使rLr金屬間化合物析出，使鋼脆化。因此，在添加REM和ττ的情況下，優(yōu)選使其分別為0. 08質量％以下、0. 5 質量％以下。V :0. 5質量％以下V為對鋼的加工性提高有效的元素，并且也是對抗氧化性的提高有效的元素。這些效果在0. 15質量％以上時變顯著。但是，超過0. 5質量％的過量的添加導致粗大的V(C，N)的析出，使表面性狀降低。因此，在添加V的情況下優(yōu)選使其為0. 15 0. 5質量％的范圍。更優(yōu)選0. 15 0.4質量％的范圍。另外，V是對鋼的韌性提高也有效的元素，特別是如圖10所示，對于用于要求 IOOO0C以上的抗氧化性用途的Ti添加鋼而言，對韌性的提高極其有效。其效果通過0. 01 質量％以上的添加而得到，但超過0.5質量％的添加反而將損害韌性。因此，在用于要求韌性用途的Ti添加鋼中，優(yōu)選V以0.01 0.5質量％的范圍添加。需要說明的是，對于Ti添加鋼中的上述V的韌性提高效果而言，認為是由于通過將在鋼中析出的TiN的一部分Ti置換為V，以生長速度慢的(Ti、V)N的方式析出，從而抑制成為韌性降低的原因的粗大的氮化物的析出。Co:0. 5 質量％ 以下Co為對鋼的韌性提高有效的元素。為了得到其效果，優(yōu)選0.0050質量％以上的添力口。但是，Co為昂貴的元素，此外，即使添加超過0.5質量％，上述效果也只是飽和。因此， 在添加Co的情況下，優(yōu)選使其為0. 5質量％以下。更優(yōu)選為0. 01 0. 2質量％的范圍。在需要優(yōu)良的冷軋板韌性的情況下，優(yōu)選使其為0. 02 0. 2質量％。Ni:0. 5 質量％ 以下Ni為使鋼的韌性提高的元素。為了得到其效果，優(yōu)選添加0. 05質量％以上。但是， Ni較昂貴，此外，由于為強力的γ相形成元素，因此在高溫下生成Y相，使抗氧化性降低。 因此，在添加Ni的情況下，優(yōu)選使其為0. 5質量％以下。更優(yōu)選為0. 05 0. 4質量％的范圍。但是，由于廢金屬和合金組成，有時并非有意地不可避免地混入0. 10 0. 15質量％。
接下來，對本發(fā)明的鐵素體系不銹鋼的制造方法進行說明。對于本發(fā)明的不銹鋼的制造方法而言，只要為鐵素體系不銹鋼的常規(guī)制造方法則可以優(yōu)選使用，并沒有特別限定。例如，可通過下述制造工序進行制造通過轉爐 (steel converter)、電爐(electric furnace)等公知的熔解爐(melting furnace)來熔煉鋼，或進一步經鋼包精煉(ladle refining)、真空精煉(vacuum refining)等二次精煉(secondary refining)來制成具有上述的本發(fā)明的成分組成的鋼，接著，通過連鑄法 (continuous casting)或鑄錠(ingot casting)-開 車L制法(blooming rolling)制成鋼片(鋼坯)(slab)，之后經熱軋(hot rolling)、熱軋板退火(hot rolled annealing)、酸洗 (pickling)、冷軋(cold rolling)、去應力退火(finishing annealing)、酸洗等各工序制成冷軋退火板(cold rolled and annealed sheet)。上述冷軋可以為一次或者夾著中間退火(process annealing)的兩次以上的冷軋，另外，冷軋、去應力退火、酸洗各工序可以重復進行。另外，也可以省略熱軋板退火，在要求鋼板的表面光澤或調整粗糙度的情況下，也可以在冷軋后或去應力退火后實施表皮光軋(skin pass rolling)。對上述制造方法的優(yōu)選的制造條件進行說明。對于對鋼進行熔煉的煉鋼工序而言，優(yōu)選將通過轉爐或電爐等熔解的鋼通過VOD 法(Vacuum Oxygen Decarburization method)等進行二次精煉，制成含有上述必須成分及根據需要添加的成分的鋼。熔煉后的鋼水可以通過公知的方法制成鋼原材料，但從生產率及品質方面考慮，優(yōu)選采用連鑄法。然后，優(yōu)選對鋼原材料加熱至1000 1250°C，通過熱軋制成所期望的板厚的熱軋板。當然，也可以熱加工成板材以外的形式。然后，優(yōu)選根據需要對上述熱軋板在600 800°C的溫度下實施分批退火(batch annealing)或者在900 1100°C的溫度下實施連續(xù)退火(continuous annealing)，然后通過酸洗等進行脫氧化皮， 制成熱軋制品。此外，根據需要也可以在酸洗前進行噴砂清理(shot blasting)來進行氧化皮除去(descale)。另外，也可以經冷軋等工序將上述熱軋退火板制成冷軋制品。該情況下的冷軋可以為一次，但從生產率和要求品質上的觀點考慮，也可以進行夾有中間退火的兩次以上的冷軋。一次或者兩次以上的冷軋的總軋制率優(yōu)選為60%以上，更優(yōu)選為70%以上。然后，冷軋后的鋼板優(yōu)選在優(yōu)選900 1150°C、更優(yōu)選在950 1120°C的溫度下進行連續(xù)退火(去應力退火)，酸洗，制成冷軋制品。進而，根據用途也可以在去應力退火后實施表皮光扎等， 對鋼板的形狀、表面粗度、材質進行調整。對于如上得到的熱軋制品或冷軋制品，之后根據各用途實施切斷(cutting)、彎曲力口工(bending work)、拉伸力口工(stretch work)、拉深力口工(drawing compound)等力口工，成形為汽車或摩托車的排氣管、轉換器外殼、火力發(fā)電廠的排氣管道或燃料電池關聯(lián)構件、例如隔板(s印arator)、中間連接器(inter connector)、改質器等。焊接這些構件的方法沒有特別限定，可以應用MIG(Metal Inert Gas) ,MAG(Metal Active Gas)、TIG(Tungsten Inert Gas)等通常的電弧焊接(arc welding)；點焊(spot welding)、縫焊(seam welding)等電阻焊接(resistance welding)；以及電阻焊(electric resistance welding)等高頻電阻輝接(high-frequency resistance welding)、高步頁感應輝接(high frequency induction welding)等。實施例1將具有表1-1及表1-2所示的No. 1 34的成分組成的鋼在真空熔解爐中熔煉， 鑄造成50kg鋼錠，進行鍛造并二分割。之后，將二分割后的一個鋼錠加熱至1170°C后進行熱軋，制成板厚5mm的熱軋板，在1020°C的溫度下進行熱軋板退火，進行酸洗，并且進行軋制率60%的冷軋，在1030°C的溫度下進行去應力退火，以平均冷卻速度20°C/秒進行冷卻， 酸洗后制成板厚為2mm的冷軋退火板，將該冷軋退火板供下述的2種抗氧化性試驗及高溫疲勞試驗。此外，作為參考，對于SUS444(No.35)及具有與專利文獻2 7所公開的發(fā)明鋼相同成分組成的鋼(No. 36 41)，與上述相同地操作制作冷軋退火板，供評價試驗。<(continuance oxidation test in air) >從如上得到的各種冷軋退火板切割出30mmX20mm的樣品，在樣品上部開設4πιπιΦ 的孔，將表面及端面用#320的砂紙進行研磨、脫脂，然后，吊掛于加熱保持在950°C或者 1000°C的大氣氣氛的爐內，保持300小時。試驗后，測定樣品的質量，求出與預先測定的試驗前的質量之差，計算氧化增量(g/m2)。需要說明的是，試驗各實施2次，由其平均值評價抗連續(xù)氧化性。此外，在1000°C的大氣中連續(xù)氧化試驗中，氧化增量中包含剝離的氧化皮成分，如下進行評價。X 發(fā)生異常氧化(氧化增量彡100g/m2)的情況Δ 未發(fā)生異常氧化但發(fā)生氧化皮剝離的情況〇異常氧化、氧化皮剝離均未發(fā)生的情況〈水蒸氣氣氛中連續(xù)氧化試驗(continuanceoxidation test in water vapour atmosphere) >
從如上得到的各種冷軋退火板切割出30mmX20mm的樣品，在樣品上部開設4πιπιΦ 的孔，將表面及端面用#320的砂紙進行研磨、脫脂，之后，進行在使由10體積％ C02-20體積％ H20-5體積％ O2-余量隊組成的混合氣體以0. 5L/分鐘流通而形成的含水蒸氣氣氛的加熱至950°C的爐中保持300個小時的氧化試驗。試驗后，測定樣品的質量，求出與預先測定的試驗前的質量之差，計算氧化增量(g/m2)。< 1^ (high temperature fatigue test)>從如上得到的各種冷軋退火板切割出圖6所示的形狀、尺寸的試驗片，在850°C下進行對鋼板表面以1300Hz負載75MI^的彎曲應力(交變)的謝尼克式疲勞試驗，測定至斷裂為止的振動次數(疲勞壽命)，評價高溫疲勞特性?！词覝乩煸囼灐祻纳鲜龅陌搴?mm的各種冷軋退火板制作以軋制方向(L方向)、與軋制方向成直角方向(C方向)及與軋制方向成45°方向(D方向)分別為拉伸方向的JIS 1 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，由下式求出平均伸長率El。平均伸長率El(%) = (El+2Ed+Ec)/4其中，El:L方向的 El(% )、&:D 方向的 E1(%)、&:C 方向的 El(% )實施例2將實施例1中二分割后的50kg鋼錠的剩余的鋼錠加熱至1170°C，然后進行熱軋， 制成厚度30mmX寬度150mm的薄板鋼后，對該薄板鋼進行鍛造，制成35mm見方的各棒， 在1030°C的溫度下進行退火后，進行機械加工，加工成圖1所示的形狀、尺寸的熱疲勞試驗片，供下述的熱疲勞試驗。此外，作為參考，對于SUS444及具有專利文獻2 7中公開的發(fā)明鋼的成分組成的鋼(參考例1 6)與上述相同地操作制作試驗片，供熱疲勞試驗。〈熱疲勞試驗(thermal fatigue test)〉如圖2所示，熱疲勞試驗是對上述試驗片以約束率0. 35進行約束的同時在100°C 與850°C之間反復升溫和降溫的條件下來進行的。使此時的升溫速度(heating rate)和降溫速度(cooling rate)分別為10°C /秒，使100°C下的保持時間(holding time)為2 分鐘，使850°C下的保持時間為5分鐘。需要說明的是，將熱疲勞壽命(thermal fatigue life)設為將100°C下檢測出的負荷除以試驗片均熱平行部(參照圖1)的截面積，從而計算出應力，相對于之前的循環(huán)的應力，應力開始連續(xù)降低的第一個循環(huán)數。將上述實施例1的950°C及1000°C下的大氣中連續(xù)氧化試驗、水蒸氣氣氛中連續(xù)氧化試驗及高溫疲勞試驗的結果、以及實施例2的熱疲勞試驗的結果一并示于表2。由表2 可知，適合本發(fā)明的成分組成的發(fā)明例的鋼(No. 1 1 均具有與SUS444(No. 35)同等以上的950°C下的抗氧化性和耐熱疲勞特性、耐高溫疲勞特性，滿足本發(fā)明的目標。而且，關于1000°C下的大氣中連續(xù)氧化試驗結果，對于以大于0. 01質量％且在0. 15質量％以下的范圍含有Ti的發(fā)明例的鋼(No. 9、12、13)而言，與SUS444(No. 35)同等，對于含有大于0. 15 質量％的Ti的發(fā)明例的鋼(No. 10、11、14、15)而言，表現出更好的結果。與之相對，對于脫離本發(fā)明的范圍的比較例的鋼(No. 16 34)或現有技術的參考例的鋼(No. 36 41)而言，950°C下的抗氧化特性和耐熱疲勞特性、耐高溫疲勞特性均不優(yōu)良，不能實現本發(fā)明的目標。產業(yè)上的可利用性
權利要求
1.一種鐵素體系不銹鋼，含有=C 0. 015質量％以下、Si 0. 4 1. 0質量％、Μη :1· 0質量％以下、P :0. 040質量％以下、S :0. 010質量％以下、Cr 16 23質量％、Α1 0. 2 1. 0 質量％、Ν 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，且含有的Si和Al以質量％計滿足Si彡Al， 余量由Fe及不可避免的雜質構成。
2.如權利要求1所述的鐵素體系不銹鋼，其特征在于，在所述成分組成的基礎上，還含有選自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％以下中的1種或2種以上。
3.如權利要求1或2所述的鐵素體系不銹鋼，其特征在于，Ti的含量大于0.15質量％ 且在0.5質量％以下。
4.如權利要求1或2所述的鐵素體系不銹鋼，其特征在于，Ti的含量為0.01質量％以下。
5.如權利要求2或3中任一項所述的鐵素體系不銹鋼，其特征在于，V的含量為0.01 。0. 5質量％。
6.如權利要求1所述的鐵素體系不銹鋼，其特征在于，在所述成分組成的基礎上，還含有Co :0. 5質量％以下。
全文摘要
本發(fā)明提供一種通過不添加Mo和W等昂貴元素且防止因添加Cu而引起的抗氧化性的降低，使抗氧化性(包括抗水蒸氣氧化性)、熱疲勞特性及高溫疲勞特性均優(yōu)良的鐵素體系不銹鋼。具體而言，鐵素體系不銹鋼按質量％計，含有C0.015％以下、Si0.4～1.0％、Mn1.0％以下、P0.040％以下、S0.010％以下、Cr16～23％、Al0.2～1.0％、N0.015％以下、Cu1.0～2.5％、Nb0.3～0.65％、Ti0.5％以下、Mo0.1％以下、W0.1％以下，且含有的Si和Al滿足Si(％)≥Al(％)。
文檔編號C22C38/00GK102471841SQ201080026648
公開日2012年5月23日 申請日期2010年7月5日 優(yōu)先權日2009年8月31日
發(fā)明者中村徹之, 加藤康, 太田裕樹, 宇城工 申請人:杰富意鋼鐵株式會社