TW201546297A

TW201546297A - 肥粒鐵系不銹鋼

Info

Publication number: TW201546297A
Application number: TW104115381A
Authority: TW
Inventors: Tetsuyuki Nakamura; Hiroki Ota; Chikara Kami
Original assignee: Jfe Steel Corp
Priority date: 2014-05-14
Filing date: 2015-05-14
Publication date: 2015-12-16
Also published as: EP3118341A1; KR101899230B1; EP3118341B1; TWI548758B; MX2016014668A; JP5900715B1; US10400318B2; WO2015174079A1; KR20160145675A; US20170073800A1; CN106460112A; EP3118341A4; JPWO2015174079A1; MX381460B

Abstract

本發明提供一種肥粒鐵系不銹鋼，係就Cu、Al複合添加鋼，實現極優異高溫疲勞特性、及優異耐熱性。本發明的肥粒鐵系不銹鋼，係依質量%計，含有：C：0.015%以下、Si：1.0%以下、Mn：1.0%以下、P：0.040%以下、S：0.010%以下、Cr：10.0~23.0%、Al：0.2~1.0%、N：0.015%以下、Cu：1.0~2.0%、Nb：0.30~0.65%、Ti：0.50%以下、O：0.0030%以下，其餘為Fe及不可避免雜質構成的成分組成，且Si含有量與Al含有量係滿足Si≧Al的關係，Al含有量與O含有量係滿足Al/O≧100的關係。

Description

肥粒鐵系不銹鋼

本發明係關於兼具優異熱疲勞特性、耐氧化性、及高溫疲勞特性的肥粒鐵系不銹鋼。本發明的肥粒鐵系不銹鋼特別較佳係適用於汽車、機車的排氣管與轉化器箱、以及火力發電廠的排氣風管等，在高溫下使用的排氣系統構件。

汽車的排氣歧管、排氣管、轉化器箱及消音器等排氣系統構件，係要求耐氧化性、熱疲勞特性、及高溫疲勞特性(以下將該等統稱為「耐熱性」)優異。此處，熱疲勞及高溫疲勞具體係如下述。又，下述成分組成說明中，「%」係指「質量%」。

排氣系統構件係當伴隨引擎的啟動及停止而重複承受加熱及冷卻時，與周邊零件間之關係處於受拘束狀態。所以，排氣系統構件的熱膨脹及收縮受限制，導致素材自體發生熱應力。將因該熱應力造成的疲勞現象稱為「熱疲勞」。

再者，所謂「高溫疲勞」係指在來自引擎的排氣藉此被加熱狀態下持續承受振動時，會有發生龜裂等導致破壞的現象。

此種要求耐熱性的構件所使用的素材，目前大多使用例如經添加Nb與Si之Type429(15%Cr-0.9%Si-0.4%Nb、例如JFE 429EX)的含Cr鋼。但是隨引擎性能的提升，若排氣溫度上升至超過900℃的溫度，雖Type429並非無法滿足要求特性，但特別係無法充分滿足熱疲勞特性。

能因應該問題的素材係有開發出例如除Nb之外尚添加Mo俾提升高溫耐力，由JIS G4305所規定的SUS444(例如19%Cr-Nb-2%Mo)、或經添加Nb、Mo及W的肥粒鐵系不銹鋼等(例如參照專利文獻1)。但是，在當前Mo、W等稀有金屬價格異常漲價、變動之機緣下，要求開發使用廉價原料且具同等耐熱性的材料。

就未使用高價位Mo、W的優異耐熱性材料，例如專利文獻2有揭示：在含Cr：10~20%的含Cr鋼中，添加：Nb：0.50%以下、Cu：0.8~2.0%、V：0.03~0.20%的汽車排氣流路構件用肥粒鐵系不銹鋼。又，專利文獻3有揭示：在含Cr：10~20%鋼中，添加Ti：0.05~0.30%、Nb：0.10~0.60%、Cu：0.8~2.0%、B：0.0005~0.02%的優異熱疲勞特性肥粒鐵系不銹鋼。又，專利文獻4有揭示：在含Cr：15~25%的含Cr鋼中，添加Cu：1~3%的汽車排氣系統零件用肥粒鐵系不銹鋼。該等鋼的特徵在於添加Cu而提升熱疲勞特性。

另一方面，亦有提案藉由積極添加Al而達提升耐熱性的技術。例如專利文獻5有揭示：藉由添加：Al：0.2~2.5%、Nb：超過0.5~1.0%、Ti：3×(C+N)~0.25%而提高熱疲勞特性的肥粒鐵系不銹鋼。又，專利文獻6有揭示：在含有：Cr：10~25%、Ti：3×(C+N)~20×(C+N)的含Cr鋼中，藉由添加Al，而在鋼表面形成Al₂O₃皮膜俾提升耐氧化性的肥粒鐵系不銹鋼。又，專利文獻7有揭示：在含有Cr：6~25%的含Cr鋼中，藉由添加Ti、Nb、V及Al而固定C及N，俾提升液壓成形後之耐龜裂性的肥粒鐵系不銹鋼。專利文獻8有揭示：在含有Cr：16~23%的含Cr鋼中，藉由添加Nb：0.3~0.65%，並複合添加適量的Cu：1.0~2.5%與Al：0.2~1.0%，而具有優異的熱疲勞特性、耐氧化性及高溫疲勞特性之鋼。

[先前技術文獻] [專利文獻]

專利文獻1：日本專利特開2004-018921號公報

專利文獻2：國際公開編號WO03/004714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

根據發明者等的研究，如專利文獻2~4所揭示的鋼，當添加Cu而欲改善耐熱性時，雖熱疲勞特性獲提升，但鋼自身的耐氧化性會降低。結果，綜合觀之呈現耐熱性降低。

專利文獻5及6所揭示的鋼係藉由添加Al而具有較高的高溫強度與優異的耐氧化性。但是，僅依靠Al的添加並無法充分獲得此項效果。例如Si含有量較低的專利文獻5之鋼，即便添加Al，但Al仍會優先形成氧化物或氮化物。結果，Al的固溶量會降低，無法獲得所需的高溫強度。又，添加超過1.0%大量Al的專利文獻6之鋼，不僅室溫下的加工性明顯降低，且Al容易與O(氧)結合，因而會導致耐氧化性降低。又，如專利文獻7所揭示的鋼，因為Cu及Al係屬於選擇元素，因而當Cu或Al添加量較少、或者Cu或Al未添加適當量的情況，無法獲得優異的耐熱性。又，如專利文獻8所示經複合添加Cu與Al的鋼雖具有優異耐熱性，但若能更進一步提升高溫疲勞特性則更佳。

緣是，本發明目的在於提供：就Cu及Al的複合添加鋼實現極優異的高溫疲勞特性、且耐熱性優異的肥粒鐵系不銹鋼。另外，本發明中所謂「極優異的高溫疲勞特性」係指850℃下，即便重複施加75MPa平面彎曲應力計100×10⁵次仍不會發生斷裂。又，本發明所謂「優異熱疲勞特性」，具體係指當在100℃~850℃間重複設為拘束率0.35時，熱疲勞壽命達1120循環以上。又，本發明所謂「優異耐氧化性」係指在大氣中，於950℃下保持300小時後，氧化增量在27g/m²以下。

發明者等就除Nb之外尚複合添加Cu及Al之鋼，針對會對其高溫疲勞特性造成影響的各種添加元素進行深入鑽研，結果發現鋼中O(氧)量會影響高溫疲勞特性，遂完成本發明。更具體而言，本發明係提供下述。

[1]一種肥粒鐵系不銹鋼，係依質量%計，含有：C：0.015%以下、Si：1.0%以下、Mn：1.0%以下、P：0.040%以下、S：0.010%以下、Cr：10.0~23.0%、Al：0.2~1.0%、N：0.015%以下、Cu：1.0~2.0%、Nb：0.30~0.65%、Ti：0.50%以下、O：0.0030%以下，其餘為Fe及不可避免雜質構成的成分組成，且Si含有量與Al含有量係滿足Si≧Al的關係，Al含有量與O含有量係滿足Al/O≧100的關係。

[2]如[1]所記載的肥粒鐵系不銹鋼，其中，上述成分組成係更進一步含有從：B：0.0030%以下、REM：0.080%以下、Zr：0.50%以下、V：0.50%以下、Co：0.50%以下及Ni：0.50%以下之中選擇1種或2種以上。

[3]如[1]或[2]所記載的肥粒鐵系不銹鋼，其中，上述成分組成係更進一步含有從：Ca：0.0050%以下及Mg：0.0050%以下之中選擇1種或2種。

[4]如[1]~[3]中任一項所記載的肥粒鐵系不銹鋼，其中，上述成分組成係更進一步含有Mo：0.1~1.0%以下。

根據本發明，可廉價提供具有高於SUS444之高溫疲勞特性的肥粒鐵系不銹鋼。所以，本發明的鋼特別適用於汽車等的排氣系統構件。

圖1係高溫疲勞試驗片的說明圖。

圖2係熱疲勞試驗片的說明圖。

圖3係熱疲勞試驗條件(溫度、拘束條件)圖。

圖4係Al含有量及O含有量對高溫疲勞試特性造成的影響說明圖。

以下，針對本發明實施形態進行說明。另外，本發明並不僅侷限於以下實施形態。

針對本發明肥粒鐵系不銹鋼的成分組成進行說明。下述成分組成說明中，「%」係指「質量%」。

C：0.015%以下

C係提高鋼強度的有效元素。但是，若C含有量超過0.015%，則韌性及成形性降低趨於明顯。所以，本發明將C含有量設為0.015%以下。另外，就從確保成形性的觀點，C含有量較佳係0.010%以下。又，就從確保當作排氣系統構件之強度的觀點，C含有量較佳係0.001%以上。更佳係0.003~0.008%範圍。

Si：1.0%以下

Si係提升耐氧化性的元素。為能獲得此項效果，Si含有量較佳係0.02%以上。另一方面，若Si含有量超過1.0%，則鋼會硬質化導致加工性降低，因而本發明將Si含有量設為1.0%以下。較佳係0.20%以上且1.0%以下。

再者，Si係對在例如汽車排氣之類的含水蒸氣環境下提升耐氧化性具有貢獻之元素。當需要提升耐氧化性時，Si含有量較佳係0.40%以上。更佳Si含有量係0.50~0.90%。

Si≧Al

再者，Si亦是屬於為能有效活用後述Al固溶強化能力的重要元素。Al係即便在高溫下仍具有固溶強化作用，且具有在室溫至高溫的全溫度域中能增加強度效果的元素。但是，當Al含有量較多於Si含有量時，Al在高溫下會優先形成氧化物與氮化物，導致固溶Al量減少。所以，Al無法充分貢獻於固溶強化。另一方面，當 Si含有量達Al含有量以上時，Si會優先氧化而在鋼板表面連續形成緻密的氧化物層。因為該氧化物層具有抑制來自外部的氧與氮之內部擴散效果，因而可將Al的氧化與氮化抑制為最小極限。結果，因為能安定地確保Al的固溶狀態，而可提升高溫強度。所以，本發明中，Si含有量與Al含有量係設定為滿足Si≧Al關係。較佳係依滿足Si≧1.4×Al的方式調整Si含有量、Al含有量。另外，上述不等式中的Si、Al係表示各元素的含有量(質量%)。

Mn：1.0%以下

Mn係當作脫氧劑且為提高鋼強度而添加的元素。又，Mn亦具有抑制氧化銹皮剝離的效果。為能獲得該等效果，較佳係將Mn含有量設為0.02%以上。但是，若過剩含有Mn，在高溫下容易生成γ相，導致耐熱性降低。所以，Mn含有量設定為1.0%以下。較佳Mn含有量係0.05~0.80%。更佳係0.10~0.50%。

P：0.040%以下

P係會使鋼韌性降低的有害元素，最好儘可能降低。所以，本發明將P含有量設定在0.040%以下。較佳係0.030%以下。

S：0.010%以下

S係屬於會使拉伸與r值降低、對成形性造成不良影響，且使不銹鋼基本特性之耐蝕性降低的有害元素。所以，S含有量最好儘可能減少。故，本發明將S含有量設定在0.010%以下。較佳係0.005%以下。

Cr：10.0~23.0%

Cr係屬於提升不銹鋼特徵之耐蝕性及耐氧化性的有效重要元素。若Cr含有量未滿10.0%，無法獲得充分的耐氧化性。另一方面，Cr係屬於在室溫中會固溶強化鋼，而硬質化、低延性化的元素。特別係若Cr含有量超過23.0%，則該弊害趨於明顯。所以，Cr含有量設定在10.0~23.0%範圍。較佳係12.0~20.0%範圍。更佳係14.0~18.0%。

Al：0.2~1.0%

Al係屬於提升Cu添加鋼之耐氧化性的必要不可或缺元素。特別係為使Cu添加鋼能獲得與SUS444同等級以上之耐氧化性時，必需將Al含有量設定為0.2%以上。另一方面，若Al含有量超過1.0%，會使鋼硬質化導致加工性降低。所以，Al含有量設定為0.2~1.0%範圍。較佳係0.25~0.80%範圍。更佳係0.30~0.50%範圍。

再者，Al亦是屬於在鋼中會固溶，具有成為固溶強化元素作用效果的元素。Al因為在超過700℃溫度下，對高溫強度提升具有貢獻，因而在本發明中屬於重要元素。又，Al係當如熱疲勞試驗之類的應變速度較小情況，能更強烈發揮固溶強化效果。如前述，當Al含有量較多於Si含有量時，Al在高溫下會優先形成氧化物與氮化物。結果，Al的固溶量會減少，Al不易對固溶強化具貢獻度。反之，當Al含有量在Si含有量以下的情況，Si會優先氧化，在鋼板表面形成連續的緻密氧化物層。該氧化物層成為氧與氮內部擴散的障壁，而可將Al安定地保持於固溶狀態。結果，可利用Al的固溶強化增加高溫強度。

N：0.015%以下

N係會使鋼之韌性及成形性降低的元素。若N含有量超過0.015%，則此種不利現象會趨於明顯。所以，N含有量設定在0.015%以下。另外，就從確保韌性及成形性的觀點，N含有量最好儘可能減少，較佳係設為未滿0.012%。依此最好不要積極添加N。但，為將N含有量降低至未滿0.004%，在脫氮時頗耗時間導致製造成本提高。故，考慮特性與成本的均衡，N含有量較佳係0.004%以上且未滿0.012%。

Cu：1.0~2.0%

Cu係屬於提升熱疲勞特性非常有效的元素。如本發明的添加Nb鋼，為能獲得與SUS444同等級以上的熱疲勞特性，必需將Cu含有量設定達1.0%以上。但是，若Cu含有量超過2.0%，則會使鋼明顯硬質化導致室溫下的加工性明顯降低，且在熱加工時容易引發脆化情形。更重要事項係Cu的含有雖會提升熱疲勞特性，但會使鋼自身的耐氧化性降低。即，因Cu的含有，會有綜合性使耐熱性降低的情況。綜合性使耐熱性降低的原因可認為在所生成銹皮正下方的脫Cr層出現Cu濃化，而抑制會提升不銹鋼原本耐氧化性元素的Cr再擴散所致。所以，Cu含有量設定在1.0~2.0%範圍。較佳係1.0~1.8%範圍。更佳係1.2~1.6%。

Nb：0.30~0.65%

Nb係具有會與C及N形成氮碳化物而固定C、N，使耐蝕性、成形性、及熔接部耐晶界腐蝕性提高的作用，且具有使高溫強度上升而提升熱疲勞特性的作用。所以，Nb在本發明中係屬於重要元素。此種效果係藉由將Nb含有量設為0.30%以上而可獲得。但是，若Nb含有量超過0.65%，則容易析出Laves相(Fe₂Nb)，促進脆化。又，若減少Nb固溶量，則高溫強度提升效果會喪失。所以，Nb含有量設定為0.30~0.65%範圍。較佳係0.35~0.55%範圍。另外，若考慮高溫強度與韌性的均衡，Nb含有量較佳係0.40~0.50%範圍。更佳係0.43~0.48%範圍。

Ti：0.50%以下

Ti係與Nb同樣地屬於會固定C及N，而提升耐蝕性與成形性，並防止熔接部晶界腐蝕的元素。又，在如本發明的含Al鋼中，Ti係屬於提升耐氧化性的極有效元素。特別係當在超過1000℃的高溫域中使用時，為能獲得優異耐氧化性，Ti係屬有效的添加元素。為能獲得此種高溫下的耐氧化性，Ti含有量較佳係設為0.005%以上。但是，若Ti含有量超過0.50%，不僅耐氧化性提升效果達飽和，尚亦會因粗大氮化物的生成而導致韌性降低。例如因在熱軋板退火生產線重複承受彎曲-彎曲復原而引發斷裂等，導致對製造性造成不良影響。又，因為粗大TiN在高溫疲勞試驗時亦容易成為龜裂起點，導致無法獲得優異的高溫疲勞特性。故，Ti含有量的上限設定為0.50%。

但是，汽車引擎的排氣系統構件等所使用習知鋼材，當暴露於高溫時，會有因構件表面所生成銹皮的剝離而導致對引擎機能產生障礙的情形。即便針對此種銹皮剝離，Ti的添加便屬極有效。藉由將Ti含有量設為超過0.15%，則可明顯降低1000℃以上高溫域中的銹皮剝離。所以，在銹皮剝離會構成問題的用途中所使用鋼材，最好將Ti含有量設定為超過0.15%~0.5%範圍。

藉由含有Ti而提升含Al鋼之耐氧化性的理由，係因為藉由鋼中所添加的Ti在高溫下會優先與N結合，俾抑制Al與N結合形成AlN並析出的情形所致。藉此在鋼中無Al會增加，無法利用前述鋼板表面所生成的緻密Si氧化物層終止腐蝕，而通過並侵入的O(氧)，會在母材與Si氧化物層的界面形成Al氧化物(Al₂O₃)，而可抑制Fe與Cr發生與O結合並氧化情形。結果，藉由上述Si氧化物層與Al氧化物的雙層構造，阻止O侵入鋼板內部，判斷將提升耐氧化性。

O(氧)：0.0030%以下

O在如本發明的含Al鋼中係屬於重要元素。存在於鋼中的O當暴露於高溫時，會優先與鋼中的Al結合，使Al的固溶量減少。若Al的固溶量減少，則高溫強度會降低。又，鋼中呈粗大析出的Al氧化物在高溫疲勞試驗時會成為龜裂發生的起點，導致鋼的高溫疲勞特性降低。若O在鋼中存在較多，不僅多出較多與Al結合而導致Al的固溶量減少，亦容易使O從外部侵入。所以，若O在鋼中存在較多，則容易形成Al氧化物達鋼中O含有量以上。所以，最好儘可能減少O含有量，含有量限定在0.0030%以下。較佳係0.0020%以下。更佳係0.0015%以下。

Al/O≧100

依如上述，在如本發明經添加Al的鋼中，為能利用Al的固溶強化而提升高溫疲勞特性，降低O含有量係屬重要。又，發明者等亦針對會影響高溫疲勞特性的Al與O含有量比之影響進行深入調查，結果發現藉由滿足Al：0.2~1.0%且O：0.0030%以下，並滿足Al/O≧100，而可對鋼賦予極優異的高溫疲勞特性。獲得此項效果的理由由於相較於當暴露於高溫時與從外氣侵入的O結合而生成之Al氧化物之下，與鋼中所存在O結合而生成的Al氧化物緻密性較差，所以對耐氧化性提升不易具貢獻度，允許從外氣更進一步侵入O，促進會成為龜裂起點的Al氧化物生成所致。

基礎試驗

以下，規定鋼成分組成的成分%全部均指質量%。

實驗室熔製成分組成係以C：0.010%、Si：0.8%、Mn：0.2%、P：0.030%、S：0.002%、Cr：17%、N：0.010%、Cu：1.3%、Nb：0.5%、Ti：0.1%為基礎，並使其中所含有Al、O分別在0.1~0.5%、0.001~0.006%範圍內變化各種含有量的鋼，而獲得30kg鋼塊。將鋼塊加熱至1170℃後，施行熱軋，獲得厚35mm×寬150mm的片條。該片條加熱至1050℃後，施行熱軋而獲得板厚5mm的熱軋板。然後，依900~1050℃施行熱軋板退火，並施行酸洗而獲得熱軋退火板，經冷軋成為板厚2mm，再依850~1050℃施行精製退火而獲得冷軋退火板。將其提供進行下述高溫疲勞試驗。

高溫疲勞試驗

從依如上述獲得的冷軋退火板，製作如圖1所示形狀的高溫疲勞試驗片，提供進行下述高溫疲勞試驗。

利用Schenck式疲勞試驗機，依800℃、1300rpm的條件，對冷軋退火板表面施加70MPa的彎曲應力。將此時直到試驗片出現破損為止的循環次數(破損重複次數)設為「高溫疲勞壽命」，並依下述進行評價。

○(合格)：重複次數100×10⁵次均無斷裂

△(不合格)：經重複次數15×10⁵次以上且100×10⁵次以下時發生斷裂

×(不合格)：重複次數未滿15×10⁵次而發生斷裂

圖4所示係高溫疲勞試驗的結果。由圖4中得知藉由將O含有量設為0.0030%以下、Al含有量設為0.2%以上，更設為Al/O≧100，而可獲得極優異的高溫疲勞壽命。另外，橫軸的O(%)係表示O含有量，縱軸的Al(%)係表示Al含有量。

本發明的肥粒鐵系不銹鋼係除上述必要的成分之外，尚可依下述範圍含有從B、REM、Zr、V、Co、Ni、Ca、Mg及Mo之中選擇1種或2種以上。

B：0.0030%以下

B係提升鋼加工性(特別係二次加工性)的有效元素。又，B亦具有藉由與鋼中的N結合而防止Al遭氮化的效果。該等效果係藉由將B含有量設定為0.0003%以上而可獲得。若B含有量超過0.0030%，則會過剩生成BN，且BN容易粗大化，因而加工性會降低。所以，當添加B的情況，B含有量設定為0.0030%以下。較佳係0.0005~0.0020%範圍。更佳係0.0008~0.0015%。

REM：0.080%以下、Zr：0.50%以下

REM(稀土族元素)及Zr均係提升耐氧化性的元素。為能獲得此項效果，若REM的話，含有量較佳係設為0.005%以上，若Zr的話，含有量較佳係設為0.005%以上。若REM含有量超過0.080%，則鋼會脆化。又，若Zr含有量超過0.50%，則會析出Zr介金屬化合物，導致鋼脆化。所以，當含有REM及Zr時，分別設定為0.080%以下、0.50%以下。

V：0.50%以下

V係提升鋼加工性的有效元素，且亦屬於提升耐氧化性的有效元素。該等效果係藉由將V含有量設為0.01%以上而趨於明顯。但是，若V含有量超過0.50%，則會導致粗大V(C、N)的析出，導致鋼表面性狀降低。所以，當添加V的情況，含有量設定為0.50%以下。又，含有量較佳係設為0.01~0.50%範圍。更佳係0.03~0.40%範圍。特佳係0.05~未滿0.20%。

再者，V亦是屬於提升鋼韌性的有效元素。特別係為要求1000℃以上耐氧化性，就從韌性提升的觀點，在含有Ti的含Ti鋼中添加V則屬極有效。此項效果係藉由將V含有量達0.01%以上而可獲得。若V含有量超過0.50%則會導致韌性降低。所以，在要求韌性的用途所使用含Ti鋼中，最好將V含有量設定為0.01~0.50%範圍。

另外，含Ti鋼中的上述V之韌性提升效果，可認為係因鋼中所析出TiN的部分Ti會與V置換而造成。理由係相較於TiN之下，成長速度較慢(Ti、V)N析出，而抑制造成韌性降低原因的粗大氮化物析出之緣故所致。

Co：0.50%以下

Co係屬於鋼韌性提升的有效元素。又，Co亦具有降低鋼之熱膨脹係數、提升熱疲勞特性的效果。為能獲得此項效果，Co含有量較佳係設為0.005%以上。但是，Co係屬於高價位元素，又即便Co含有量超過0.50%，則上述效果已達飽和。所以，添加Co的情況，Co含有量較佳係設為0.50%以下。更佳係0.01~0.20%範圍。另外，當需要優異冷軋板韌性的情況，Co含有量較佳係設為0.02~0.20%。

Ni：0.50%以下

Ni係屬於提升鋼韌性的元素。又，Ni亦具有提升鋼之耐氧化性的效果。為能獲得此項效果，最好將Ni含有量設定為0.05%以上。另一方面，Ni係除高價位之外，亦屬於強力的γ相形成元素，藉由含有Ni，在高溫容易生成γ相。若生成γ相，不僅會導致耐氧化性降低，亦會增加熱膨脹係數，且熱疲勞特性亦會降低。所以，當含有Ni的情況，係將Ni含有量設為0.50%以下。Ni含有量較佳係0.05~0.40%範圍。更佳係0.10~0.25%。

Ca：0.0050%以下

Ca係屬於防止因連續鑄造時較容易生成的Ti系夾雜物析出而導致噴嘴遭阻塞的有效成分。此項效果係藉由Ca含有量設為0.0005%以上而可獲得。為能獲得沒有發生表面缺陷的良好表面性狀，必需將Ca含有量設為0.0050%以下。所以，當添加Ca的情況，Ca含有量較佳係0.0005~0.0050%範圍。更佳係0.0005%以上且0.0030%以下範圍。特佳係0.0005%以上且0.0015%以下範圍。

Mg：0.0050%以下

Mg係屬於提升鋼胚的等軸晶率，提升加工性與韌性的有效元素。又，Mg係屬於抑制Nb、Ti的氮碳化物粗大化之有效元素。若Ti氮碳化物粗大化，則會成為脆性龜裂的起點，因而會導致韌性降低。又，若Nb氮碳化物粗大化，則Nb在鋼中的固溶量會降低，因而連帶導致熱疲勞特性降低。藉由將Mg含有量設為0.0010%以上，而可獲得該等效果。另一方面，若Mg含有量超過0.0050%，則會導致鋼的表面性狀惡化。所以，當添加Mg的情況，含有量較佳係設為0.0010%以上且0.0050%以下的範圍。更佳係0.0010%以上且0.0020%以下的範圍。

Mo：0.1~1.0%以下

Mo係屬於藉由增加高溫強度而可提升耐熱性的元素。又，因為Mo係屬於高價位元素，因而傾向不積極添加。在不考慮成本情況下，當需要優異耐熱性的情況，Mo亦可含有0.1~1.0%範圍。

除上述必要元素、選擇元素之外，其餘係Fe及不可避的雜質。

其次，針對本發明肥粒鐵系不銹鋼的製造方法進行說明。

本發明不銹鋼的製造方法並無特別限定，基本上只要肥粒鐵系不銹鋼的通常製造方法均可適當使用。但，本發明重點在於降低鋼中O含有量，如後述在精煉步驟中控制製造條件。製造方法例係如下示。利用轉爐、電爐等公知熔爐熔製鋼，或者更進一步經由盛鋼桶精煉、真空精煉等二次精煉，成為具有上述本發明成分組成的鋼。此時，本發明必需充分降低重要元素的O含有量。此時，亦會有僅添加Al，並無法充分降低鋼中O含有量的情況。例如若所生成熔渣的鹼度(CaO/Al₂O₃)較小，則平衡氧濃度會變大，導致鋼中O含有量提高。又，若真空精煉後的大氣開放時間拉長，則來自大氣中的氧會有侵入鋼中的可能性。所以，在製造本發明所開發的鋼時，控制呈熔渣鹼度變大狀態，且盡量縮短經真空精煉後的熔鋼保持於大氣中的時間。接著，利用連續鑄造法或鑄錠-塊料軋延法形成鋼片(鋼胚)，然後經由熱軋、熱軋板退火、酸洗、冷軋、精製退火、酸洗等步驟，而可製造冷軋退火板。上述冷軋係可施行1次、或夾雜中間退火的冷軋2次以上。又，冷軋、精製退火、酸洗等各項步驟係可重複施行。又，亦可省略熱軋板退火。又，當要求鋼板之表面光澤與粗度調整的情況，亦可對經冷軋後的冷軋板或經精製退火後的退火板施行表皮輥軋。

針對上述製造方法的較佳製造條件，說明如下。

熔製鋼的製鋼步驟較佳係將經轉爐或電爐等進行熔解的鋼，利用VOD法等施行二次精煉，形成含有上述必要成分、及視需要添加成分的鋼。所熔製的熔鋼係利用公知方法而可形成鋼素材(鋼胚)，就從生產性及品質面而言，較佳係連續鑄造法。鋼素材之後經加熱至1000~1250℃，再利用熱軋形成所需板厚的熱軋板。當然，亦可施行熱加工成為板材以外的形狀。依此獲得的熱軋板之後經依900~1100℃溫度施行連續退火後，再經酸洗等施行脫銹皮，而成為熱軋製品。但，本發明亦可未施行上述退火，此情況將熱軋後的熱軋板當作熱軋製品。又，退火後的冷卻速度並沒有特別的限制，最好儘可能依短時間施行冷卻。另外，視需要亦可在酸洗前利用珠粒噴擊除去銹皮。

再者，上述熱軋退火板或熱軋板亦可經由冷軋等步驟形成冷軋製品。此情況的冷軋係可施行1次，但就從生產性、要求品質上的觀點，亦可施行夾雜中間退火的冷軋2次以上。1次或2次以上冷軋步驟的總軋縮率較佳係60%以上、更佳係70%以上。經冷軋的鋼板之後最好依較佳900~1150℃、更佳係950~1120℃的溫度施行連續退火(精製退火)，經酸洗而成為冷軋製品。此處退火後的冷卻速度並無特別的限制，最好儘可能快速。又依照用途，經精製退火後亦可施行表皮輥軋等，而施行鋼板的形狀、表面粗度、材質調整。

依如上述獲得的熱軋製品或冷軋製品，之後配合各自的用途，施行切斷、彎曲加工、撐壓加工及/或深衝加工等加工，而成形為汽車與機車的排氣管、觸媒外筒材及火力發電廠的排氣風管、或者燃料電池關聯構件(例如：隔板、內部串聯器及改質器等)。熔接該等構件的方法並無特別的限定，可例示如：MIG(Metal Inert Gas)、MAG(Metal Active Gas金屬電極活性氣體)及TIG(Tungsten Inert Gas，鎢電極惰性氣體)等通常的電弧焊接、點焊接、縫焊等電阻焊接、以及電縫焊接等高頻電阻焊接、高頻感應焊接等。

[實施例]

利用真空熔爐熔製具有表1(表1-1、表1-2及表1-3合併稱「表1」)所示成分組成的鋼，經鑄造形成50kg鋼塊，再施行鍛造而二分割。然後，將二分割的其中一鋼塊加熱至1170℃後，施行熱軋而形成板厚5mm的熱軋板。然後，在1000~1100℃範圍內確認組織，並依每種鋼決定的溫度施行熱軋板退火，且施行酸洗。然後，施行軋縮率60%的冷軋，依1000~1100℃範圍內的溫度確認組織，再依每種鋼決定的溫度施行精製退火，經酸洗而獲得板厚2mm的冷軋退火板。使用該冷軋退火板，提供進行下述高溫疲勞試驗。

<高溫疲勞試驗>

從依如上述獲得的冷軋退火板製作圖1所示形狀的試驗片，提供進行高溫平面彎曲疲勞試驗。試驗溫度係850℃、頻率22Hz(=1,300rpm)，依平面應力成為75MPa的方式重複進行雙向振動的彎曲，將發生龜裂的循環次數設為壽命並測定，再依如下述進行評價。

○(合格)：重複次數100×10⁵次均無斷裂

×(不合格)：重複次數未滿15×10⁵次而發生斷裂

依以上所獲得結果，整理如表1所示。

<大氣中連續氧化試驗>

從依如上述獲得的各種冷軋退火板切取30mm×20mm的樣品，在樣品上部鑿設4mm 孔，利用#320砂紙研磨表面及端面，經脫脂後，將樣品懸吊於經加熱保持950℃的大氣環境爐內，保持300小時。經試驗後，測定樣品的質量，求取與預先所測定試驗前質量間之差，計算出氧化增量(g/m²)。另外，試驗各實施2次，將氧化增量平均值在27g/m²以下的情況評為「○」(合格)，超過27g/m²的情況評為「×」(不合格)，依此評價耐氧化性。

<熱疲勞試驗>

將二分割的上述50kg鋼塊剩餘鋼塊，加熱至1170℃後，施行熱軋成為厚30mm×寬150mm片條後，對該片條施行鍛造，形成35mm四方的角棒，依1030℃溫度施行退火後，施行機械加工，並加工為圖2所示形狀、尺寸的熱疲勞試驗片，提供進行下述熱疲勞試驗。

熱疲勞試驗係如圖3所示，將上述試驗片一邊依拘束率0.35拘束，一邊在100℃與850℃之間重複升溫‧降溫的條件實施。此時的升溫速度及降溫速度分別設為10℃/sec，100℃下的保持時間係設為2min，850℃下的保持時間係設為5min。另外，熱疲勞壽命係將100℃下所檢測到的荷重除以試驗片均熱平行部(參照圖2)截面積而計算出應力，並求取相對於試驗初期(第5次循環)的應力之下，應力降低至75%時的循環次數。熱疲勞特性係當達1120循環以上的情況評為「○」(合格)，當未滿1120循環的情況評為「×」(不合格)。

上述實施例的高溫疲勞試驗、大氣中連續氧化試驗及熱疲勞試驗之結果，整理如表1所示。由表1中得知，適合本發明成分組成的發明例鋼，除能獲得優異的熱疲勞特性及耐氧化性外，尚可獲得極優異的高溫疲勞特性，滿足本發明的目標。另一方面，逾越本發明範圍外的比較例鋼，並無法獲得極優異的高溫疲勞特性，無法達成本發明目標。

(產業上之可利用性)

本發明的肥粒鐵系不銹鋼不僅適用為汽車等的高溫排氣系統構件用，亦頗適用為要求同樣特性的火力發電系統之排氣系統構件、以及固態氧化物式燃料電池用構件。

Claims

一種肥粒鐵系不銹鋼，係依質量%計，含有：C：0.015%以下、Si：1.0%以下、Mn：1.0%以下、P：0.040%以下、S：0.010%以下、Cr：10.0~23.0%、Al：0.2~1.0%、N：0.015%以下、Cu：1.0~2.0%、Nb：0.30~0.65%、Ti：0.50%以下、O：0.0030%以下，其餘為Fe及不可避免雜質構成的成分組成，且Si含有量與Al含有量係滿足Si≧Al的關係，Al含有量與O含有量係滿足Al/O≧100的關係。
如申請專利範圍第1項之肥粒鐵系不銹鋼，其中，上述成分組成係更進一步含有從：B：0.0030%以下、REM：0.080%以下、Zr：0.50%以下、V：0.50%以下、Co：0.50%以下及Ni：0.50%以下之中選擇1種或2種以上。
如申請專利範圍第1或2項之肥粒鐵系不銹鋼，其中，上述成分組成係更進一步含有從：Ca：0.0050%以下及Mg：0.0050%以下之中選擇1種或2種。
如申請專利範圍第1至3項中任一項之肥粒鐵系不銹鋼，其中，上述成分組成係更進一步依質量%計含有Mo：0.1~1.0%以下。