鐵素體系不銹鋼的制作方法
【專利摘要】本發(fā)明提供一種不添加昂貴元素Mo、W，并且使Nb含量為最小限度的熱疲勞特性、高溫疲勞特性和抗氧化性優(yōu)良的鐵素體系不銹鋼。所述鐵素體系不銹鋼的特征在于，以質(zhì)量%計含有C：0.020%以下、Si：3.0%以下、Mn：3.0%以下、P：0.040%以下、S：0.030%以下、Cr：10～25%、N：0.020%以下、Nb：0.005～0.15%、Al：0.20～3.0%、Ti：5×(C%＋N%)～0.5%、Mo：0.1%以下、W：0.1%以下、Cu：0.55～2.0%、B：0.0002～0.0050%、Ni：0.05～1.0%，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，其中，5×(C%＋N%)中的C%、N%表示各元素的含量(質(zhì)量%)。
【專利說明】鐵素體系不銹鋼
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001]本發(fā)明涉及一種適合用于汽車(automobile)和摩托車(motorcycle)的排氣管(exhaust pipe)、催化劑外筒材料(也稱為轉(zhuǎn)換器箱(converter case))、火力發(fā)電廠(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)部件的鐵素體系不銹鋼(ferritic stainless steel)。
【背景技術(shù)】
[0002]對于在汽車的排氣系統(tǒng)環(huán)境下使用的排氣歧管(exhaust manifold)、排氣管、轉(zhuǎn)換器箱、消聲器(muffler)等排氣系統(tǒng)部件，要求熱疲勞特性(thermal fatigueresistance)、高溫疲勞特性(high temperature fatigue resistance)、抗氧化性(oxidation resistance)(以下,將它們總稱為“耐熱性(heat resistance) ”)優(yōu)良。在要求這樣的耐熱性的用途中，目前大多使用添加了 Nb和Si的鋼(例如，JFE429EX(15質(zhì)量％Cr-0.9質(zhì)量％S1-0.4質(zhì)量％Nb系)(以下稱為Nb-Si復(fù)合添加鋼))這種含Cr鋼。特別可知，Nb大大提高了耐熱性。然而，如果含有Nb，則不僅Nb自身的原料成本高，而且鋼的制造成本也變高，因此必須開發(fā)一種使Nb含量為最小限度并且具有高耐熱性的鋼。
[0003]對于該問題，專利文獻I中公開了一種通過復(fù)合添加T1、Cu、B而提高耐熱性的不銹鋼板。
[0004]專利文獻2中公開了一種添加了 Cu的加工性優(yōu)良的不銹鋼板。
[0005]專利文獻3中公開了一種添加了 Cu、T1、Ni的耐熱鐵素體系不銹鋼板。
[0006]現(xiàn)有技術(shù)文獻
·[0007]專利文獻
[0008]專利文獻1:日本特開2010-248620號公報
[0009]專利文獻2:日本特開2008-138270號公報
[0010]專利文獻3:日本特開2009-68113號公報

【發(fā)明內(nèi)容】

[0011]發(fā)明所要解決的問題
[0012]然而，對于專利文獻I記載的技術(shù)而言，由于添加Cu，因此耐連續(xù)氧化性(continuous oxidation resistance)差,并且Ti的添加使氧化皮的密合性下降。如果耐連續(xù)氧化性不足，則在高溫下使用中，氧化皮增大，母材的壁厚減小，因此無法獲得優(yōu)良的熱疲勞特性。此外，如果氧化皮的密合性低，則在使用中氧化皮發(fā)生剝離，對其它部件產(chǎn)生的影響成為問題。
[0013]通常，在評價氧化皮的增加量時，進行測定在高溫下等溫保持后的氧化增量(weight gain by oxidation)的連續(xù)氧化試驗(continuous oxidation test)，并且稱為耐連續(xù)氧化性。在評價氧化皮的密合性時，進行反復(fù)升溫和降溫，研究氧化皮有無剝離(spalling of scale)的反復(fù)氧化試驗(cyclic oxidation test in air),并且稱為耐反復(fù)氧化性。以下，在稱為抗氧化性時，表示耐連續(xù)氧化性和耐反復(fù)氧化性這兩者。
[0014]對于專利文獻2記載的技術(shù)而言，由于未添加適量的Ti，因此鋼中的C、N與Cr結(jié)合，發(fā)生在晶界附近形成Cr缺乏層的敏化(sensitization)。在發(fā)生敏化時，由于Cr缺乏層中的抗氧化性下降，因此存在有無法得到作為鋼的優(yōu)良抗氧化性的問題。
[0015]在專利文獻3記載的技術(shù)中，未公開將Cu、T1、Ni元素同時與B復(fù)合添加的例子。如果未添加B，則無法獲得ε -Cu析出時的微細化效果，存在有無法獲得優(yōu)良的熱疲勞特性的問題。
[0016]本發(fā)明為了解決上述問題，不添加昂貴元素Mo、W，并且使Nb含量為最小限度，通過添加適量的Ni，改善了添加CiuTi時下降的抗氧化性。此外，其目的在于，通過添加Al而提供一種熱疲勞特性、高溫疲勞特性和抗氧化性優(yōu)良的鐵素體系不銹鋼。
[0017]用于解決問題的方法
[0018]發(fā)明人為了改善含有Cu和Ti時的抗氧化性下降而反復(fù)進行了深入的研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)通過含有適量的Ni可以對此進行改善。此外，對于反復(fù)升溫和降溫的熱疲勞特性來說，含有Cu產(chǎn)生了有效的作用，而另一方面，對于長時間等溫保持的高溫疲勞特性來說，含有Cu的效果不大。其原因在于，在ε-Cu的析出溫度范圍中長時間保持時，ε-Cu在短時間內(nèi)粗大化，無法對強化作出貢獻，而在高于ε -Cu的析出溫度范圍的溫度下保持時，僅能得到作為固溶強化的少量貢獻。發(fā)明人對于同時提高高溫疲勞特性的方法進行了反復(fù)研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)含有Al是有效的。
[0019]此處，本發(fā)明中所謂的“優(yōu)良的熱疲勞特性”，具體是指在以0.5的約束率(restraint ratio)在800O和10(TC之間反復(fù)的熱疲勞試驗中，具有與Nb-Si復(fù)合添加鋼同等或以上的熱疲勞壽命?！皟?yōu)良的抗氧化性”是指即使在大氣中、在1000°C下保持300小時也不會產(chǎn)生異常氧化(氧化增量小于50g/m2)，進而在大氣中在1000°C和100°C之間反復(fù)進行400個循環(huán)后也沒有產(chǎn)生 氧化皮剝離。
[0020]所謂“優(yōu)良的高溫疲勞特性”，是指在800°C下施加70MPa的彎曲應(yīng)力后的高溫疲勞壽命與Nb-Si復(fù)合添加鋼同等或以上。
[0021]本發(fā)明是對上述見解作了進一步的研究而完成的，其要點如下所述。
[0022][I] 一種鐵素體系不銹鋼，其特征在于，以質(zhì)量％計含有C:0.020%以下、Si:3.0%以下、Mn:3.0% 以下、P:0.040% 以下、S:0.030% 以下、Cr: 10 ~25%、N:0.020% 以下、Nb:0.005 ~0.15%、Al:0.20 ~3.0%、Ti:5X (C% + N%)~0.5%、Mo:0.1% 以下、W:0.1% 以下、Cu:0.55~2.0%、B:0.0002~0.0050%、N1:0.05~1.0%，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，其中，5 X (C% + N%)中的C%、N%表示各元素的含量(質(zhì)量％)。
[0023][2]如[I]所述的鐵素體系不銹鋼，其特征在于，以質(zhì)量％計進一步含有選自REM:
0.001 ~0.08%、Zr:0.01 ~0.5%、V:0.01 ~0.5%、Co:0.01 ~0.5% 中的 I 種以上。
[0024][3]如[I]或[2]所述的鐵素體系不銹鋼，其特征在于，以質(zhì)量％計進一步含有選自 Ca:0.0005 ~0.0030%、Mg:0.0002 ~0.0020% 中的 I 種以上。
[0025]發(fā)明效果
[0026]根據(jù)本發(fā)明，可以得到一種在不添加昂貴元素Mo、W，并且使Nb含量為最小限度的情況下，在800°C下具有與Nb-Si復(fù)合添加鋼同等或以上的熱疲勞特性、高溫疲勞特性以及抗氧化性的鐵素體系不銹鋼，因此對于 汽車用排氣系統(tǒng)部件極其有效?！緦＠綀D】

【附圖說明】
[0027]圖1是說明熱疲勞試驗片(thermal fatigue test specimen)的圖。
[0028]圖2是說明熱疲勞試驗中的溫度、約束條件(restraint conditions)的圖。
[0029]圖3是說明Cu量對熱疲勞特性(壽命)所產(chǎn)生的影響的圖。
[0030]圖4是說明Ni量對耐連續(xù)氧化性(氧化增量(weight gain by oxidation))所產(chǎn)生的影響的圖。
[0031]圖5是說明Ni量對耐反復(fù)氧化性(氧化增量和氧化皮有無剝離)所產(chǎn)生的影響的圖。
[0032]圖6是說明進行高溫疲勞試驗的疲勞試驗片的圖。
[0033]圖7是說明Al量對高溫疲勞特性(破損循環(huán)數(shù))所產(chǎn)生的影響的圖?！揪唧w實施方式】
[0034]首先，使用附圖對完成本發(fā)明的基礎(chǔ)試驗進行說明。
[0035]1.基礎(chǔ)試驗
[0036]以下，規(guī)定鋼的成分組成的成分％，全部表示質(zhì)量％。
[0037]對成分組成以C:0.010%、N:0.012%、Si:0.5%、Mn:0.3%、Cr:14%、Ti:0.25%、B:
0.0015%、Al:0.3%為基礎(chǔ)，并且其中Cu、Ni分別在0.3~3.0%、0.03~1.3%的范圍內(nèi)改變多種含量的鋼進行實驗室熔煉，制成30kg的鋼錠(ingot)。加熱到1170°C后，進行熱軋(hotrolling),制成厚度35mmX寬度150mm的薄板還。再將該薄板還分成兩份,對其中一份進行熱鍛，制成截面為30mmX 30mm的方鋼，在900~1000°C的溫度范圍退火，然后進行機械加工，由此制作如圖1所示尺寸的熱疲勞試驗片，進行熱疲勞試驗。
[0038]1.1關(guān)于熱疲勞試驗
[0039]圖2表示熱疲勞試驗方法。以10°C /秒的加熱速度和10°C /秒的冷卻速度在10(TC~80(TC之間反復(fù)加熱、冷卻熱疲勞試驗片，同時以0.5的約束率(restraint ratio)反復(fù)施加應(yīng)變，測定熱疲勞壽命。在100°C和800°C下的保持時間均設(shè)為2分鐘。另外，上述熱疲勞壽命是根據(jù)日本材料學(xué)會標(biāo)準(zhǔn)高溫低循環(huán)試驗法標(biāo)準(zhǔn)，將100°C下檢測到的載荷除以圖1所示的試驗片均熱平行部的截面積(cross-sectional area)而計算出應(yīng)力(stress)，并將相對于第5個循環(huán)(cycle)的應(yīng)力下降至75%的循環(huán)數(shù)作為熱疲勞壽命。另外，作為比較，對于Nb-Si復(fù)合添加鋼(15%Cr-0.9%S1-0.4%Nb)也進行同樣的試驗。
[0040]圖3表示熱疲勞試驗的結(jié)果。由圖3可知，通過將Cu量設(shè)定為0.55%以上且2.0%以下，可以得到與Nb-Si復(fù)合添加鋼的熱疲勞壽命(約900個循環(huán))同等或以上的熱疲勞壽命。
[0041]對上述分為兩份的薄板還中的另一份，經(jīng)過熱軋、熱軋板退火(annealing hotrolled sheets)、冷軋(cold rolling)、最終退火(finishing annealing)的工序，制成板厚為2mm的冷軋退火板。從所得的冷軋退火板上切下30mmX20mm的試驗片,在該試驗片上部開出4mmΦ的孔,并用#320砂紙(emery paper)對表面和端面進行研磨。脫脂后，進行連續(xù)氧化試驗和反復(fù)氧化試驗。
[0042]1.2關(guān)于連續(xù)氧化試驗
[0043] 將上述試驗片在加熱至1000°C的大氣氣氛的爐中保持300小時，測定保持前后的試驗片質(zhì)量差，求出每單位面積的氧化增量(g/m2)。各實施2次試驗，將I次中得到50g/m2以上的結(jié)果的情況評價為異常氧化。
[0044]圖4表示Ni量對耐連續(xù)氧化特性所產(chǎn)生的影響。由該圖可知，通過將Ni量設(shè)定為0.05%以上且1.0%以下，可以防止異常氧化的發(fā)生。
[0045]1.3關(guān)于反復(fù)氧化試驗
[0046]使用上述試驗片，在大氣中進行400個循環(huán)的反復(fù)加熱、冷卻至100°C X I分鐘和10000C X20分鐘的熱處理。測定試驗前后的試驗片質(zhì)量差，計算每單位面積的氧化增量(g/m2)，同時確認有無從試驗片表面上剝離的氧化皮。將氧化皮剝離顯著的情況評價為不合格，將未觀察到剝離的情況評價為合格。另外，上述試驗中的加熱速度為5°C /秒，冷卻速度為1.5°C /秒。[0047]圖5表示Ni量對耐反復(fù)氧化特性所產(chǎn)生的影響。由該圖可知，通過將Ni量設(shè)定為0.05%以上且1.0%以下，可以防止氧化皮剝離。
[0048]由上可知，為了防止異常氧化和氧化皮剝離，必須將Ni量設(shè)定為0.05%以上且
1.0%以下。
[0049]1.4 高溫疲勞試驗(high temperature fatigue test)
[0050]以 C:0.010%、N:0.012%、S1:0.5%、Mn:0.3%、Cr:14%、Ti:0.25%、B:0.0015%、Cu:
1.4%,N1:0.3%的成分組成作為基礎(chǔ)。并對其中Al量在0.03~3.1%的范圍內(nèi)進行多種變化的鋼進行實驗室熔煉，制成30kg的鋼錠。加熱到1170°C后，進行熱軋，制成厚度35mmX寬度150mm的薄板坯。再將該薄板坯分成兩份，對其中一份進行熱軋、熱軋板退火、冷軋、最終退火的工序，制成板厚為2_的冷軋退火板。由如此所得的冷軋退火板制作圖6所示形狀的疲勞試驗片，進行下述的高溫疲勞試驗。
[0051]使用上述試驗片，由Schenck式疲勞試驗機在800°C下以1300rpm對鋼板表面負載70MPa的彎曲應(yīng)力。將這時試驗片發(fā)生破損的循環(huán)數(shù)(破損反復(fù)次數(shù))作為高溫疲勞壽命進行評價。
[0052]圖7是表示Al量對破損循環(huán)數(shù)(=高溫疲勞特性)所產(chǎn)生的影響的曲線圖。由該圖可知，通過含有0.2~3.0%范圍的Al，可以得到與Nb-Si復(fù)合添加鋼同等或以上的高溫疲勞特性。
[0053]2.成分組成
[0054]接著，對本發(fā)明鐵素體系不銹鋼的成分組成的規(guī)定理由進行說明。需要說明的是，以下所示的成分％全部表示質(zhì)量％。
[0055]C:0.020% 以下
[0056]C是對于提高鋼的強度有效的元素，但是如果含有超過0.020%，則韌性和成形性顯著下降。因此，在本發(fā)明中，將C設(shè)定為0.020%以下。另外，從確保成形性的觀點考慮，C越低越優(yōu)選，并優(yōu)選為0.015%以下。更加優(yōu)選為0.010%以下。另一方面，為了確保作為排氣系統(tǒng)部件的強度，C優(yōu)選為0.001%以上，更優(yōu)選為0.003%以上。
[0057]Si:3.0% 以下
[0058]Si是用于提高抗氧化性的重要元素。通過含有0.1%以上，可以得到該效果。在需要更優(yōu)良的抗氧化性時，優(yōu)選含有0.3%以上。然而，超過3.0%的含量，不僅導(dǎo)致加工性下降，而且導(dǎo)致氧化皮剝離性下降。因此，將Si量設(shè)定為3.0%以下。更優(yōu)選為0.2~2.0%的范圍。進一步優(yōu)選為0.3~1.0%的范圍。
[0059]Mn:3.0% 以下
[0060]Mn是提高鋼強度的元素，并且還具有作為脫氧劑的作用。此外，還抑制了含有Si時的氧化皮的剝離。為了得到該效果，優(yōu)選為0.1%以上。然而，超過3.0%的含量，不僅導(dǎo)致氧化增量顯著增加，而且在高溫下容易生成Y相，導(dǎo)致耐熱性下降。因此，將Mn量設(shè)定為3.0%以下。優(yōu)選為0.2~2.0%的范圍。進一步優(yōu)選為0.2~1.0%的范圍。
[0061]P:0.040% 以下
[0062]P是導(dǎo)致韌性下降的有害元素，優(yōu)選盡可能地降低。因此，在本發(fā)明中，將P量設(shè)定為0.040%以下。優(yōu)選為0.030%以下。
[0063]S:0.030% 以下
[0064]S是使伸長率和r值下降，從而對成形性產(chǎn)生不良影響，同時還導(dǎo)致作為不銹鋼基本特性的耐腐蝕性下降的有害元素，因此優(yōu)選盡可能地降低。因此，在本發(fā)明中，將S量設(shè)定為0.030%以下。優(yōu)選為0.010%以下。進一步優(yōu)選為0.005%以下。
[0065]Cr: 10 ~25%
[0066]Cr是對于提高作為不銹鋼特征的耐腐蝕性、抗氧化性有效的重要元素，當(dāng)其低于10%時，無法獲得充分的抗氧化性。另一方面，Cr是在室溫下使鋼固溶強化、硬質(zhì)化、低延展性化的元素。特別是在含 有超過25%時，上述弊端變得顯著，因此將上限設(shè)定為25%。因此，將Cr量設(shè)定為10~25%的范圍。更優(yōu)選為12~20%的范圍。進一步優(yōu)選為14~16%的范圍。
[0067]N:0.020% 以下
[0068]N是使鋼的韌性和成形性下降的元素，如果含有超過0.020%，則成形性顯著下降。因此，將N設(shè)定為0.020%以下。另外，從確保韌性、成形性的觀點考慮，優(yōu)選盡可能地減少N，并優(yōu)選為0.015%以下。
[0069]Nb:0.005 ~0.15%
[0070]Nb是具有與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，同時還具有使高溫強度上升而提高熱疲勞特性、高溫疲勞特性效果的元素。特別是在本發(fā)明中，可以通過使ε-Cu的析出更微細化，從而大大提高熱疲勞特性和高溫疲勞特性。為了獲得該效果，必須含有0.005%以上。但是，Nb是昂貴的元素，并且當(dāng)其在熱循環(huán)中形成Laves相(Fe2Nb)且粗大化時，存在有無法對高溫強度作出貢獻的問題。此外，含有Nb會導(dǎo)致鋼的再結(jié)晶溫度上升，因此需要提高退火溫度，導(dǎo)致制造成本提高。因此，將Nb量的上限設(shè)定為0.15%。因此，將Nb量設(shè)定為0.005~0.15%的范圍。優(yōu)選為0.01~0.15%的范圍，更優(yōu)選為0.02~0.10%的范圍。
[0071]Mo:0.1% 以下
[0072]Mo是通過固溶強化而顯著增加鋼的強度，并由此提高耐熱性的元素。然而Mo是昂貴的元素，而且在本發(fā)明這種含有T1、Cu、Al的鋼中導(dǎo)致抗氧化性下降，因此從本發(fā)明的宗旨考慮，并不積極添加。但有時會從作為原料的廢料等中混入0.1%以下。因此，將Mo量設(shè)定為0.1%以下。優(yōu)選為0.05%以下。
[0073]W:0.1% 以下
[0074]W和Mo同樣地是通過固溶強化而顯著增加鋼的強度，并由此提高耐熱性的元素。然而，W和Mo同樣也是昂貴的元素，而且具有使不銹鋼的氧化皮穩(wěn)定化的效果，增加了在除去退火中生成的氧化皮時的負荷，因此并不積極添加。但有時會從作為原料的廢料等中混入0.1%以下。因此，將W量設(shè)定為0.1%以下。優(yōu)選為0.05%以下。更優(yōu)選為0.02%以下。
[0075]Al:0.20 ~3.0%
[0076]Al是公知的有效提高抗氧化性和耐高溫鹽害腐蝕性的元素。在本發(fā)明中，Al是提高高溫疲勞特性的重要元素。當(dāng)其為0.20%以上時，可以實現(xiàn)該效果。另一方面，如果超過3.0%，則鋼的韌性顯著下降，容易產(chǎn)生脆性斷裂，從而無法得到優(yōu)良的高溫疲勞特性，因此將Al量設(shè)定為0.20~3.0%的范圍。優(yōu)選為0.30~1.0%的范圍?？梢宰顬榫獾孬@得高溫疲勞特性、抗氧化性和韌性的范圍是0.3~0.6%的范圍。
[0077]Cu:0.55 ~2.0%
[0078]Cu是對提高熱疲勞特性非常有效的元素。這是由ε -Cu的析出強化引起的，如圖3所示，Cu量必須為0.55%以上。另一方面，Cu會導(dǎo)致抗氧化性和加工性下降，而如果超過2.0%，則導(dǎo)致ε -Cu的粗大化，反而會使熱疲勞特性下降。因此，將Cu量設(shè)定為0.55~
2.0%的范圍。優(yōu)選為0.7~1.6%的范圍。如后所述，僅含有Cu，無法獲得充分的熱疲勞特性提高效果。通過復(fù)合添加B，使得ε-Cu微細化，提高了熱疲勞特性。
[0079]Ti:5X (C% + N%)~0.5%
[0080]Ti和Nb同樣地具有固定C、N，提高耐腐蝕性、成形性、焊接部的耐晶界腐蝕性的作用。在本發(fā)明中，由于不積極添加Nb，因此Ti成為用于固定C、N的重要元素。為了獲得該效果，必須含有5 X (C% + N%)以上。此處，5 X (C% + N%)中的C%、N%表示各元素的含量(質(zhì)量％)。當(dāng)含量小于該值時，無法完全固定C、N，發(fā)生敏化，結(jié)果抗氧化性下降。此外，由于在Ti不足的情況下，Al與N發(fā)生結(jié)合，因此將無法獲得在本發(fā)明中重要的通過Al的固溶強化而產(chǎn)生的高溫疲勞特性提高效果。另一方面，如果超過0.5%，則鋼的韌性和氧化皮的密合性(=耐反復(fù)氧化性)下降，因此將Ti量設(shè)定為5X (C% + N%)~0.5%的范圍。優(yōu)選為0.15~0.4%的范圍。更優(yōu)選為0.2~0.3%的范圍。
[0081]B:0.0002 ~0.0050%
[0082]B不僅提高加工性、特別是二次加工性，而且在含Cu鋼中使ε -Cu微細化，從而提高高溫強度，因此在本發(fā)明中是對提高熱疲勞特性有效的重要元素。如果不添加B，則ε -Cu容易粗大化，無法充分獲得通過含有Cu而產(chǎn)生的熱疲勞特性提高效果。該效果可以通過含有0.0002%以上的B而獲得。另一方面，如果超過0.0050%,則導(dǎo)致鋼的加工性、韌性下降。因此，將B量設(shè)定為0.0002~0.0050%的范圍。優(yōu)選為0.0005~0.0030%的范圍。
[0083]N1:0.05 ~1.0%
[0084]Ni是本發(fā)明中的重要元素。Ni是不僅提高鋼的韌性，而且提高抗氧化性的元素。為了獲得該效果，必須含有0.05%以上。當(dāng)未添加Ni或其含量少于該范圍時，因含Cu和含Ti而導(dǎo)致抗氧化性下降。如果抗氧化性下降，則氧化量增加，導(dǎo)致母材的板厚減小。此外，由于氧化皮剝離，成為了裂紋的起點，從而無法獲得優(yōu)良的熱疲勞特性。另一方面，由于Ni是昂貴的元素，并且是強力的Y相形成元素，因此超過1.0%的含量，會在高溫下生成Y相，反而會導(dǎo)致抗氧化性下降。因此，將Ni量設(shè)定為0.05%~1.0%的范圍。優(yōu)選為0.08%~0.5%的范圍，更優(yōu)選為0.15~0.3% 的范圍。
[0085]以上是本發(fā)明的鐵素體系不銹鋼的基本化學(xué)成分。此外，從提高耐熱性的觀點考慮，可以在下述范圍內(nèi)含有選自REM、Zr、V和Co中的I種以上作為可選元素。
[0086]REM:0.001 ~0.08%、Zr:0.01 ~0.5%
[0087]REM(稀土元素)和Zr均為改善抗氧化性的元素，在本發(fā)明中根據(jù)需要而添加。為了獲得該效果，REM優(yōu)選為0.001%以上，Zr優(yōu)選為0.01%以上。但是，含有超過0.08%的REM,使鋼脆化，并且，含有超過0.5%的Zr，導(dǎo)致Zr金屬間化合物析出，使鋼脆化。因此，在含有REM時，其量優(yōu)選為0.001~0.08%的范圍，在含有Zr時，其量優(yōu)選為0.01~0.5%的范圍。
[0088]V:0.01 ~0.5%
[0089]V不僅是對提高抗氧化性有效的元素，而且是對提高高溫強度有效的元素。為了獲得該效果，優(yōu)選為0.01%以上。但是，超過0.5%的含量，會析出粗大的V (C、N)，使韌性下降。因此，在含有V時，其量優(yōu)選為0.01~0.5%的范圍。更優(yōu)選為0.03~0.4%的范圍。進一步優(yōu)選為0.05~0.25%的范圍。
[0090]Co:0.01 ~0.5%
[0091 ] Co是提高韌性的有效元素，同時還是提高高溫強度的元素。為了獲得該效果，優(yōu)選為0.01%以上。但是，Co是昂貴的元素，并且即使含有超過0.5%，上述效果也飽和。因此，在含有Co時，其量優(yōu)選為0.01~0.5%的范圍。更優(yōu)選為0.02~0.2%的范圍。
[0092]進一步，從提高加工性、制造性的觀點考慮，可以在下述范圍內(nèi)含有選自Ca、Mg中的I種以上作為可選元素。
[0093]Ca:0.0005 ~0.0030%
[0094]Ca是防止因連鑄時容易產(chǎn)生的Ti系夾雜物析出而導(dǎo)致噴嘴閉塞的有效成分。通過含有0.0005%以上，可以實現(xiàn)該效果。然而，為了獲得不產(chǎn)生表面缺陷的良好的表面性狀，必須將其設(shè)定為0.0030%以下。因此，在含有Ca時，其量優(yōu)選為0.0005~0.0030%的范圍。更優(yōu)選為0.0005~0.0020%的范圍。進一步優(yōu)選為0.0005~0.0015%的范圍。
[0095]Mg:0.0002 ~0.0020%
[0096]Mg是對提聞鋼還的等軸晶率從而提聞加工性、朝性有效的兀素。在本發(fā)明這種添加Ti的鋼中，還具有抑制Ti的碳氮化物粗大化的效果。通過含有0.0002%以上，可以實現(xiàn)該效果。如果Ti的碳氮化物粗大化，則會成為脆性裂紋的起點，因此鋼的韌性大大下降。另一方面，如果Mg量超過0.0020%,則導(dǎo)致鋼的表面性狀變差。因此，在含有Mg時，其量優(yōu)選為0.0002~0.0020%的范圍。更優(yōu)選為0.0002~0.0015%的范圍。進一步優(yōu)選為0.0004~
0.0010%的范圍。
[0097]3.制造方法
[0098]接著，對本發(fā)明的鐵素體系不銹鋼的制造方法進行說明。
[0099]對于本發(fā)明的不銹鋼的制造方法而言，只要是鐵素體系不銹鋼的常規(guī)制造方法則可以適宜使用，沒有特別限定。例如，可以通過轉(zhuǎn)爐(steel converter)、電爐(electricfurnace)等公知的熔煉爐(melting furnace)熔煉鋼，或進一步經(jīng)過鋼包精煉(ladlerefining)、真空精煉(vacuum refining)等二次精煉(secondary refining),制成具有上述本發(fā)明成分組成的鋼。接著，優(yōu)選通過連鑄法(continuous casting)或鑄錠(ingotcasting)-開還軋 制法(blooming rolling)制成鋼片(鋼還、slab),之后經(jīng)過熱軋(hotrolling)、熱軋板退火(hot rolled annealing)、酸洗(pickling)、冷軋(cold rolling)、最終退火(finishing annealing)、酸洗(pickling)等各工序，制成冷軋退火板(coldrolled and annealed sheet)。
[0100]另外，對于上述冷軋而言，可以進行一次冷軋或者隔著中間退火(processannealing)的兩次以上的冷軋。此外，冷軋、最終退火、酸洗各工序可以重復(fù)進行。進一步，根據(jù)情況，也可以省略熱軋板退火，在要求鋼板表面的光澤性時，在冷軋后或最終退火后，還可以實施平整軋制(skin pass rolling)。
[0101]對于更優(yōu)選的制造方法而言，優(yōu)選將熱軋工序和冷軋工序的一部分條件設(shè)定為特定的條件。在煉鋼中，優(yōu)選通過轉(zhuǎn)爐或電爐等熔煉含有前述必要成分和根據(jù)需要添加的成分的鋼水，再通過VOD法(Vacuum Oxygen Decarburization method)進行二次精煉。熔煉后的鋼水可以通過公知的制造方法制成鋼原材，但從生產(chǎn)率和品質(zhì)的觀點考慮，優(yōu)選采用
連鑄法。
[0102]將連鑄所得的鋼原材例如加熱至1000~1250°C，并通過熱軋制成所期望板厚的熱軋板。當(dāng)然，也可以加工成板材以外的形式。對于該熱軋板，根據(jù)需要，實施600~900°C的罩式退火(batch annealing)或者 900 ~110CTC 的連續(xù)退火(continuous annealing),然后通過酸洗等脫去氧化皮，制成熱軋板制品。此外，根據(jù)需要也可以在酸洗前通過拋丸清理(shot blasting)除去氧化皮(descale)。
[0103]進一步，為了得到冷軋退火板，將上述所得的熱軋退火板經(jīng)過冷軋工序而制成冷軋板。在該冷軋工序中，根據(jù)生產(chǎn)情況，可以根據(jù)需要進行含中間退火的兩次以上的冷軋。將一次或由兩次以上的冷軋構(gòu)成的冷軋工序的總軋制率設(shè)定為60%以上，優(yōu)選為70%以上。
[0104]對于冷軋板，實施850~1150°C，更優(yōu)選為850~1050 V的連續(xù)退火(最終退火)，接著實施酸洗，制成冷軋退火板。此外，根據(jù)用途，還可以在酸洗后施加輕度的軋制(平整軋制等)，對鋼板形狀、品質(zhì)進行調(diào)整。
[0105]使用如此制造所得的熱軋板制品或冷軋退火板制品，根據(jù)各自的用途施加彎曲加工等，成形為汽車或摩托車的排氣管、催化劑外筒材料和火力發(fā)電廠的排氣管道或燃料電池相關(guān)部件(例如隔板(separator)、互連器(inter connector)、改質(zhì)器)等。
[0106]用于焊接這些部件的焊接方法，沒有特別限定，可以應(yīng)用MIG (Metal Inert Gas)、MAG (Metal Active Gas)、TIG (Tungsten Inert Gas)等通常的電弧焊接(arc welding)方法；點焊(spot welding)、縫焊(seam welding)等電阻焊接(resistance welding)方法；以及電縫焊接(electric resistance welding)方法等高頻電阻焊接(high frequencyresistance welding)、高步頁感應(yīng)焊接(high frequency induction welding)。
[0107]實施例1
[0108]在真空熔煉爐中熔煉具有表1所示的成分組成的N0.1~23、27~40的鋼，進行鑄造，制成30kg鋼錠。加熱至117(TC后,進行熱軋,制成厚度35mmX寬度150mm的薄板還。再將該薄板坯分成兩份，對其中一份進行鍛造，制成截面為30mmX30mm的方鋼，在850~1050°C下退火，然后進行機械加工，制作如圖1所示尺寸的熱疲勞試驗片。接著，進行下述的熱疲勞試驗。對于退火溫度來說，一邊在記載的范圍內(nèi)確認組織，一邊針對每種成分進行設(shè)定。以后的退火也同樣如此。
[0109]熱疲勞試驗(thermalfatigue test)
[0110]將上述試驗片在100~800°C之間反復(fù)加熱、冷卻的同時，以圖2所示的0.5的約束率反復(fù)施加應(yīng)變，測定熱疲勞壽命。在100°c和800°C下的保持時間均設(shè)為2分鐘。另外，上述熱疲勞壽命是根據(jù)日本材料學(xué)會標(biāo)準(zhǔn)高溫低循環(huán)試驗法標(biāo)準(zhǔn)，將10(TC下檢測到的載荷除以圖1所示的試驗片均熱平行部的截面積而計算出應(yīng)力，并將相對于初始應(yīng)力下降至75%的循環(huán)數(shù)作為熱疲勞壽命。另外，作為比較，對于Nb-Si復(fù)合添加鋼(15%Cr-0.9%S1-0.4%Nb)也進行同樣的試驗。
[0111]對上述分為兩份的薄板坯中的另一份，加熱至1050°c后，進行熱軋，制成板厚為5mm的熱軋板。然后在900~1050°C下進行熱軋板退火,酸洗,并通過對熱軋退火板進行冷車L，使板厚達到2mm，再在850~1050°C下進行最終退火，制成冷軋退火板。將其進行下述的氧化試驗。另外，作為參考，對于Nb-Si復(fù)合添加鋼(表1的N0.27)，也與上述同樣地制作冷軋退火板，并進行評價試驗。
[0112]連續(xù)氧化試驗(continuousoxidation test)
[0113]從上述所得的各種冷軋退火板上切下30mm X 20mm的樣品，在該樣品上部開出4mmΦ的孔，并用#320砂紙對表面和端面進彳了研磨。脫脂后，在加熱保持為1000 C的大氣氣氛爐中保持300小時。試驗后，測定樣品的質(zhì)量，求出與預(yù)先測定的試驗前的質(zhì)量之差，計算氧化增量(g/m2)。另外，各實施2次試驗，將較大的值作為該鋼的評價值。將可以得到50g/m2以上的結(jié)果的情況評價為異常氧化。
[0114]反復(fù)氧化試驗(cyclicoxidation test)
[0115]使用上述試驗片，在大氣中進行400個循環(huán)的反復(fù)加熱、冷卻至100°C X I分鐘和10000C X20分鐘的熱處理。測定試驗前后的試驗片質(zhì)量差，計算每單位面積的氧化增量(g/m2)，同時確認有無從試驗片表面上剝離的氧化皮·。將可以觀察到氧化皮剝離的情況評價為不合格，將未觀察到氧化皮剝離的情況評價為合格。另外，上述試驗中的加熱速度為50C /秒，冷卻速度為1.50C /秒。
[0116]高溫疲勞試驗(hightemperature fatigue test)
[0117]由上述所得的冷軋退火板制作圖6所示形狀的疲勞試驗片，進行下述的高溫疲勞試驗。
[0118]通過Schenck式疲勞試驗機在800°C下以1300rpm使鋼板表面負載70MPa的彎曲應(yīng)力。將這時直至試驗片產(chǎn)生破損的循環(huán)數(shù)(破損反復(fù)次數(shù))作為高溫疲勞壽命進行評價。
[0119]所得的結(jié)果示于表1-1和表1-2。
[0120]表1-1
[0121]
【權(quán)利要求】
1.一種鐵素體系不銹鋼，其特征在于，以質(zhì)量％計含有C:0.020%以下、S1:3.0%以下、Mn:3.0% 以下、P:0.040% 以下、S:0.030% 以下、Cr:10 ~25%,N:0.020% 以下、Nb:0.005 ~0.15%、A1:0.20 ~3.0%、Ti:5X (C% + N%)~0.5%、Mo:0.1% 以下、W:0.1% 以下、Cu:0.55 ~2.0%、B:0.0002~0.0050%、N1:0.05~1.0%，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成， 其中，5 X (C% + N%)中的C%、N%表示各元素的質(zhì)量％含量。
2.如權(quán)利要求1所述的鐵素體系不銹鋼，其特征在于，以質(zhì)量％計進一步含有選自REM:0.001 ~0.08%、Zr:0.01 ~0.5%、V:0.01 ~0.5%、Co:0.01 ~0.5% 中的 I 種以上。
3.如權(quán)利要求1或2所述的鐵素體系不銹鋼，其特征在于，以質(zhì)量％計進一步含有選自Ca:0.0005 ~0 .0030%、Mg:0.0002 ~0.0020% 中的 I 種以上。
【文檔編號】C22C38/58GK103874778SQ201280050477
【公開日】2014年6月18日 申請日期:2012年10月11日 優(yōu)先權(quán)日:2011年10月14日
【發(fā)明者】中村徹之, 太田裕樹, 尾形浩行 申請人:杰富意鋼鐵株式會社