CN107429358A

CN107429358A - 断续氧化特性优异的排气部件用不锈钢板和排气部件

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Publication number: CN107429358A
Application number: CN201680018828.7A
Authority: CN
Inventors: 寺冈慎; 寺冈慎一; 井上宜治; 滨田纯; 滨田纯一; 矢川敦久
Original assignee: Nippon Steel and Sumikin Stainless Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Stainless Steel Corp
Priority date: 2015-03-31
Filing date: 2016-03-29
Publication date: 2017-12-01
Anticipated expiration: 2036-03-29
Also published as: EP3279359A4; US20180080106A1; KR20170123647A; WO2016159011A1; EP3279359A1; CN107429358B; JP6239192B2; ES2890333T3; KR101988150B1; PL3279359T3; JPWO2016159011A1; EP3279359B1

Abstract

一种不锈钢板，是能够很适合地作为排气歧管的双重管内管和涡轮增压器部件等的汽车排气***部件使用的、没有表面缺陷、具有高的高温强度和耐蚀性、不产生高温下的脆化、而且发挥高的耐氧化性的不锈钢板，其具有规定的成分组成，且满足Cr+20Mo≥24.0％和Si+20C+15N≥5.8％。另外，一种排气***部件，是使用了所述不锈钢板的母材和焊接区的耐氧化性均优异的排气***部件，焊缝金属和作为母材的所述不锈钢板的板厚变化的坡度为15度以下。

Description

断续氧化特性优异的排气***部件用不锈钢板和排气*** 部件

技术领域

本发明涉及断续氧化特性优异的耐热不锈钢板、和排气***部件。本发明的排气***部件特别适合作为如汽车发动机的排气歧管和涡轮增压器部件那样在被反复加热到1000℃以上的高温的环境下使用的部件。

背景技术

汽车的排气***部件所使用的材料，暴露于高温的排气(废气)气氛中，被反复加热冷却，因此需要高的热疲劳特性，并且，要求高温下的耐氧化性、氧化皮的耐剥离性优异。例如，以往，排气歧管、前管、转化器外壳使用了SUH409、SUS429、SUS430J1L、SUS436L、SUS444等的铁素体系不锈钢。原因是这些钢具有700～900℃程度的耐热性，并且比较廉价。根据需要的耐热温度使用其中的更高合金的不锈钢。

另外，排气歧管也使用奥氏体系不锈钢SUS310S(25Cr－20Ni－0.5Si)、SUS302B(18Cr－8Ni－2Si)、XM15J1(20Cr－12Ni－3Si)、DIN1.4828(19Cr－11Ni－2Si)等。与铁素体系不锈钢相比价格高，从各地域的获得性和成形技术等的环境因素出发来进行钢种选择。

但是，在超过900℃的温度下，铁素体系不锈钢强度不足，奥氏体系不锈钢的热疲劳和氧化皮剥离成为问题，存在不能够使用的问题。

另外，排气歧管和涡轮增压器部件也使用耐热铸钢、专利文献1所示那样的不锈钢铸钢，但汽车部件的轻量化要求高，正进行着将铸造部件替换成板材的冲压成型部件的努力。

最近，提高汽车的燃油经济性的要求变得极高，作为提高燃油经济性的手段之一，正在推进发动机的小型高输出功率化，具有排气温度上升的倾向。在专利文献2中公开了一种材料，该材料是通过向铁素体系不锈钢SUS444中进一步添加Mo、Nb、Cu、W等来提高高温强度，由此确保950℃下的耐热性的材料。但是，在室温下的加工性和制造性存在课题，在加工成如排气歧管那样的复杂形状时出现了问题。另外，在制造薄板时也存在板断裂等问题。

另一方面，在应用奥氏体系不锈钢的情况下，虽然在强度方面没有问题，但热疲劳的问题大。在专利文献3中，公开了：对于900℃以上的反复加热冷却环境，通过尽可能降低Mo含量，添加微量的V，控制热轧板的结晶粒径和表面粗糙度，能够制成耐热性优异的热轧钢板。但是，难以通过热轧来制造汽车排气***部件所需要的板厚，存在不能得到所需要的板厚精度的问题。

另外，为了从排气***部件的结构上改善耐热性，也曾进行了下述工作，即，将排气歧管、涡轮增压器部件制成为双重管结构。具体而言，通过在内侧使用奥氏体系不锈钢、在外侧使用铁素体系不锈钢，来缓和内侧的奥氏体系不锈钢构件的拘束，降低热变形。由此，通过使外侧的铁素体系不锈钢不直接接触高温的排气，能够降低温度。这样的双重结构部件价格高昂，但经常被用于排气温度为1000℃以下的排气歧管。另外，即使是900℃以下的排气温度，也有时为了抑制排气歧管外表面的氧化、提高设计性而使用。但是，当排气温度上升到超过1000℃的温度时，这些努力会失去效果，不能得到充分的耐热性。因此，需求在1000℃以上的排气环境中具有耐热性的排气***部件。

在先技术文献

专利文献

专利文献1:日本特开2006－118048号公报

专利文献2:日本特开平9－87809号公报

专利文献3:日本特开2012－207252号公报

发明内容

本发明的目的是提供能够很适合地作为排气歧管的双重管内管和涡轮增压器部件(包括双重管结构的情况)等的汽车排气***部件使用的、没有表面缺陷、具有高的高温强度和耐蚀性、不产生高温下的脆化、而且发挥高的耐氧化性的不锈钢板。另外，本发明的目的是进而使用上述不锈钢板来提供母材和焊接区的耐氧化性均优异的汽车排气***部件。

本发明人为了解决上述课题，首先进行了成分组成的重新评估。作为耐氧化性好的奥氏体系不锈钢，一般使用如前述的SUS302B、XM15J1、DIN1.4828那样提高了Si量的不锈钢、添加了REM的不锈钢。

本发明人为了确认上述的奥氏体系不锈钢是否能够耐受1050℃的环境，进行了在模拟了汽车排气环境的气氛气体中的断续氧化试验，但哪个钢种都显著地显现由氧化引起的重量减少，判断为没有在1050℃下的耐氧化性。

于是，本发明人为了明确能够耐受1050℃的环境的材料组成而反复进行了各种研究。

其结果发现，采用下述方法能够得到具有能耐受1050℃的耐氧化性的不锈钢板：在将Cr、Mo、Si量控制在适当量，并且为了使奥氏体母相稳定而添加规定量的Ni、C、N时，通过确保抑制奥氏体相的粒生长的碳氮化物的量以及控制析出形态，来形成在断续氧化环境中保护性也高的氧化皮。

具体而言，通过将Cr、Mo量控制在规定的范围，来形成难以引起氧化皮中的氧离子的扩散、金属原子的扩散的以Cr₂O₃为主体的氧化物氧化皮。

形成内部氧化层以使得该氧化皮不会因加热冷却时的母材的热膨胀收缩而剥离。内部氧化层是指形成于奥氏体晶界的Si氧化物。如果在表面没有形成保护性高的以Cr₂O₃为主体的氧化皮，则该晶界氧化变浅，难以防止氧化皮剥离。另外，如果奥氏体粒生长，则通过晶界的移动，晶界氧化被抑制，因此耐氧化性受损，因此为了抑制粒生长，要使析出物分散。

图1示出调查Cr、Mo和Si、C、N对断续氧化中的耐氧化性给予的影响的结果。试验方法如下。

在实验室熔炼制造各种组成的奥氏体系不锈钢，在1250℃加热1小时，进行热轧而成为板厚3mm之后，在1100℃下进行20秒的热轧板退火，立即水冷，进行喷丸之后，用硫酸和硝氟酸除去氧化皮。

接着，进行冷轧而成为板厚1.2mm。进而，在1100℃下进行20秒的退火，然后进行水冷，采用盐(salt)进行氧化皮改质之后，进行了酸洗。

将表面用SiC纸进行#600研磨，然后进行下述断续氧化试验：在汽车排气气氛下，在1050℃和200℃之间反复进行加热冷却。在2000次循环的反复循环数下，板厚的减少超过0.4mm的试样判为不合格，板厚的减少为0.4mm以下的试样判为合格。归纳该试验结果，如图1所示那样明确可知，要抑制表面的氧化的话，Cr和Mo在图中所示的系数下显示出效果，要抑制氧化皮的剥离的话，Si、C、N在图中所示的系数下显示出效果。再者，在图1中，白圈表示合格，黑圈表示不合格。

通过这些成分方面的对策，就薄板而言能够得到能耐受1050℃的耐氧化性。但是，当如排气***部件那样成为焊接结构时，只这样的话还不充分。图2示出进行了搭角焊的样品的截面形状、和氧化试验后的板厚减少。将该样品进行断续氧化试验的结果，在焊接热影响区中，氧化变得显著，板厚的减少变大，结果，也看到了样品发生分离的情况(图2中的下面的照片的左上部)。因此可知，焊接热影响区左右着排气***部件的寿命。调查了焊接热影响区选择性地氧化的实态，结果可知，对于该部分，在表面没有均匀地形成以Cr₂O₃为主体的氧化皮，也没有怎么引起晶界氧化。

于是，调查了焊接热影响区和母材的组成，结果没有确认到差异，因此想到了母材和焊接热影响区的氧化行为的不同影响着由热膨胀、收缩引起的变形。即，根据焊缝金属和母材的板厚，在加热、冷却时在焊缝金属和母材之间产生温度差，由于由该温度差引起的热膨胀收缩应力，在处于边界的焊接热影响区中，氧化皮变得容易剥离。

测定了该样品的焊接区中的板厚变化的坡度(趾角度)，结果可知，氧化小的样品，趾角度较小，为约10度，而耐氧化性差的样品，趾角度较大，为20度。再者，在本发明中，“板厚变化的坡度(趾角度)”，是指在焊接区侧面的截面观察中，母材的表面与焊道(焊缝金属)的表面切线相交的角度记为X度(degree)时，用(180－X)的角度表示的坡度(趾角度)。趾角度通常以0到90度的范围表示。一般地，焊道具有多个趾，因此存在多个趾的角度，但本发明中的趾角度，定义为在其截面视场之中最大的角度的趾角度。趾角度大意味着由于焊道表面的***(凸起)而导致的板厚变化的坡度是陡峭的。

于是，通过以下的试验来调查了焊缝金属与母材的板厚差对耐氧化性给予的影响，结果可知，当达到特定的板厚差以上时，在焊接热影响区产生氧化皮剥离，耐氧化性降低。

具体而言，在实验室熔炼制造24Cr-12Ni-0.1C-0.02N－2.0Si－1Mn－0.5Mo－0.05Al－0.05V钢，在1250℃加热1小时，进行热轧而成为板厚3mm之后，在1100℃下进行20秒的热轧板退火，立即进行水冷，进行喷丸，然后用硫酸和硝氟酸除去氧化皮。接着，进行冷轧而成为板厚1.2mm。

进而，在1100℃下进行20秒的退火，然后进行水冷，用盐进行氧化皮改质，然后在硝酸和氢氟酸的混酸中进行浸渍酸洗。将该板采用TIG焊接来进行了搭角焊。焊接以能出现根部焊道的条件进行，焊丝使用了SUS310S。通过改变焊接线能量和焊接速度，使焊道形状变化，来改变板厚变化的坡度。

使焊接线(焊缝)处于试样的中心来制成氧化试样之后，进行了2000次循环的下述断续氧化试验：在汽车排气环境下，在200℃和1050℃之间进行加热冷却。测定焊接热影响区的板厚减少，将板厚的减少为0.4mm以下的试样判为合格。其结果可知，即使存在焊缝金属和母材的板厚差，通过使其板厚变化的坡度为15度以下，也能够降低焊接热影响区的氧化皮剥离。

除了搭角焊以外，对于对接焊也调查了其效果，可知：不论是哪种情况，通过使板厚变化的坡度为15度以下，都能够大大减轻焊接热影响区的氧化。进而可知，通过降低板厚变化的坡度，焊接热影响区的氧化更加减轻，当板厚变化的坡度变得没有时，会具有与母材相同的耐氧化性，但超过15度时的耐氧化性改善效果小。再者，在本发明中，不限定焊接方法的种类，但在电弧焊的情况下，能得到特别良好的结果。即使是其他的焊接方法，基于本发明公开的技术的机理，也能得到不逊色的效果。

按照上述那样，可知：通过母材的成分设计的最适化和焊缝金属的形状控制，能够使作为排气***部件的耐久性成为能在1050℃下耐受的耐久性。

本发明是基于上述的见解而完成的，其要旨如下。

(1)一种断续氧化特性优异的排气***部件用不锈钢板，其特征在于，以质量％计，含有C：0.05～0.15％、Si：1.0％～4.0％、Mn：0.5～3.5％、P：0.010～0.040％、S：0.0001～0.010％、Cr：20～30％、Ni：8～25％、Mo：0.01～1.5％、Al：0.001～0.10％、和N：0.13～0.50％，余量为Fe和不可避免的杂质，Cr、Mo、Si、C和N的含量满足Cr+20Mo≥24.0％和Si+20C+15N≥5.8％。

(2)根据上述(1)所述的断续氧化特性优异的排气***部件用不锈钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Cu：0.1～3.0％、V：0.03～0.5％、Ti：0.001～0.3％、Nb：0.001～0.3％、B：0.0001～0.0050％、和Ca：0.001～0.010％中的一种或两种以上。

(3)根据上述(1)或(2)所述的断续氧化特性优异的排气***部件用不锈钢板，其特征在于，以质量％计，还含有W：0.01～3.00％、Zr：0.05～0.30％、Sn：0.01～0.10％、Co：0.01～0.30％、和Mg：0.0002％～0.010％中的一种或两种以上。

(4)一种排气***部件，其特征在于，具有使用上述(1)～(3)的任一项所述的不锈钢板作为母材的焊接结构，焊接区中的板厚变化的坡度为15度以下。

根据本发明，能够提高排气***部件用不锈钢板和排气***部件的耐氧化性，另外，由于钢板不会产生表面缺陷，因此能够省略或简化薄板制造时的表面磨削工序(CG)。通过提高耐氧化性，能够使排气***部件的板厚较薄，通过部件的轻量化，也能够得到提高汽车的燃油经济性的效果。

附图说明

图1是表示薄板的成分对1050℃的耐断续氧化特性给予的影响的图。

图2表示进行搭角焊所得到的焊缝金属的截面中的板厚变化形状。上段表示焊接区中的板厚变化的坡度为11度的情况，下段表示该坡度为25度的情况。

图3是表示板厚变化的坡度对1050℃的耐氧化性(板厚减少)给予的影响的图。

具体实施方式

以下对本发明的实施方式进行说明。首先，对本实施方式的不锈钢板的钢组成的限定理由进行说明。再者，关于组成的％，在没有特别的说明时意指质量％。

C：0.05～0.15％

C对稳定奥氏体组织和提高高温强度是有效的。另外，与Cr形成碳化物，抑制奥氏体粒的生长，使晶界氧化适度产生，使耐氧化皮剥离特性提高。该效果在C为0.05％以上时体现，因此将下限设定为0.05％。为了稳定地抑制粒生长，优选设定为0.10％以上。当超过0.15％时，Cr碳化物的量增加，晶界的贫铬层增加，即使是如本发明钢那样的高Cr奥氏体系不锈钢，也变得不能够维持作为汽车的排气歧管构件和涡轮增压器部件所需要的耐蚀性，因此将上限设定为0.15％以下。从耐蚀性的观点出发，优选设定为0.12％以下。

Si：1.0％～4.0％

Si在耐氧化性方面具有效果，特别是在防止断续氧化中的氧化皮剥离方面具有效果。为了在超过1000℃的环境中形成晶界氧化，抑制表面的氧化皮剥离，需要1.0％以上的Si。为了提高耐氧化性，优选设定为2.0％以上。另外，Si是铁素体稳定化元素，使凝固组织中的δ铁素体量增加，在热轧中热加工性的降低成为问题，因此设定为4.0％以下。此外，Si也促进σ(sigma)层的生成，也担心高温长时间使用时的脆化，因此优选设定为3.5％以下。

Mn：0.5～3.5％

Mn是作为脱氧剂而添加的元素，并且，扩大奥氏体单相区域，有助于组织的稳定化。其效果在其为0.5％以上时明确地显现，因此设定为0.5％以上。另外，形成硫化物，使钢中的固溶S量降低，由此也具有使热加工性提高的效果，因此优选设定为1.0％以上。另一方面，过度的添加会使耐蚀性降低，因此设定为3.5％以下。另外，从耐氧化性方面来看，优选Cr₂O₃为主体的氧化物，不优选Mn的氧化物，因此优选设定为2.0％以下。

P：0.010～0.040％

P是在作为原料的铁液和铬铁等的主原料中作为杂质而含有的元素。由于是对热加工性有害的元素，因此设定为0.040％以下。再者，优选为0.030％以下。要过度地降低的话，就必须使用高纯度原料等，导致成本增加，因此设定为0.010％以上。从经济性方面出发，优选设定为0.020％以上。

S：0.0001～0.010％

S形成硫化物系夹杂物，使钢材的一般的耐蚀性(全面腐蚀和点蚀)劣化，因此其含量的上限越少越好，设定为0.010％。另外，S的含量越少，耐蚀性越良好，但低S化会使脱硫负荷增大，制造成本增大，因此优选将其下限设定为0.0001％。再者，优选为0.001～0.008％。

Cr：20～30％

Cr在本发明中是为了确保耐氧化性和耐蚀性而必需的元素。当低于20％时，这些效果不能体现，另一方面，当超过30％时，奥氏体单相区域缩小，损害制造时的热加工性，因此设定为20～30％。再者，从耐氧化性的观点出发，优选设定为24％以上。另外，当使Cr量较高时，由于σ相的形成而发生脆化，因此优选设定为27％以下。

Ni：8～25％

Ni是使奥氏体相稳定的元素，与Mn不同，是对耐氧化性有效的元素。这些效果在其为8％以上时能够得到，因此将下限设定为8％以上。由于也有抑制σ相生成的效果，因此优选设定为10％以上。另一方面，过度的添加会提高凝固裂纹(结晶裂纹)敏感性，并且也使热加工性降低，因此设定为25％以下。进而，为了抑制断续氧化中的氧化皮剥离，优选设定为15％以下。

Mo：0.01～1.5％

Mo也与Si、Cr一起在表面的保护性氧化皮的形成方面有效，其效果在其达到0.01％时能够得到，因此将其下限设定为0.01％以上。另外，由于是对耐蚀性的提高也有效的元素，因此优选添加0.3％以上。另一方面，也是铁素体稳定化元素，当Mo添加量增加时，Ni的添加量也需要增加，因此不优选过度的添加。另外，由于促进σ相的形成，有时产生脆化，因此设定为1.5％以下。耐蚀性和耐氧化性的提高效果在其为0.8％以上时大致饱和，因此优选设定为0.8％以下。

Al：0.001～0.10％

Al是除了作为脱氧元素而添加以外，还使耐氧化性提高的元素。其效果在其为0.001％以上时能够得到，因此将下限设定为0.001％以上。为了提高脱氧效率，优选设定为0.003％以上。另一方面，过度的添加会形成氮化物，使固溶N量降低，高温强度降低，因此将上限设定为0.10％以下。当也考虑焊接性时，优选设定为0.05％以下。

N：0.13～0.50％

N在本发明中是非常重要的元素之一。与C同样地提高高温强度，而且提高奥氏体稳定度，由此也变得能够减少Ni。另外，与C相比，由敏化所致的降低耐蚀性的影响小，因此能够添加比C多的量。为了得到能耐受高温环境的高温强度，设定为0.13％以上。当也考虑减少Ni的效果时，优选设定为0.25％以上。另一方面，当大量地添加时，在制钢工序中，在凝固时产生气泡类缺陷，因此将上限设定为0.50％以下。除此以外，常温下的强度过高，冷轧时的负荷变高，损害生产率，因此优选设定为0.30％以下。

[Cr+20Mo≥24.0％、且Si+20C+15N≥5.8％]

为了在1050℃下发挥耐氧化性，需要在表面形成保护性高的氧化皮，并且，为了抑制断续氧化时的氧化皮剥离，需要在氧化皮下的奥氏体相中通过Si氧化物来形成晶界氧化。因此，如果只是使各元素处在先前的条件范围中，则并不充分，为了形成保护性高的氧化皮，关于Cr和Mo的含量，需要将Cr+20Mo设定为24％以上，为了抑制奥氏体的粒生长，并且形成晶界氧化，关于Si、C、和N的含量，需要将Si+20C+15N设定为5.8％以上。Cr+20Mo更优选为27.0％以上，进一步优选为30.0％以上。Si+20C+15N更优选为7.0％以上，进一步优选为8.5％以上。

[将母材和焊缝金属的板厚变化的坡度设定为15度以下]

汽车的排气歧管和涡轮增压器等的排气***部件的大多数具有焊接结构。当母材和焊缝金属的板厚差大时，通过加热冷却时的温度差导致产生热变形，在高温时在表面生成的氧化皮变得容易剥离，在反复加热时表面得不到保护，由氧化导致的板厚减少发展。母材和焊缝金属的板厚变化的坡度越小，热变形越缓和，当板厚变化的坡度变为15度以下时，耐氧化性的改善效果变大，因此设定为15度以下。为了更加提高耐氧化性，优选将板厚变化的坡度降低为10度以下。

另外，在本发明的不锈钢板中，除了上述元素以外，还可以任意地添加Cu：0.1～3.0％、V：0.03～0.5％、Ti：0.001～0.3％、Nb：0.001～0.3％、B：0.0001～0.0050％、Ca：0.001～0.010％中的一种或两种以上。

Cu：0.1～3.0％

Cu是作为奥氏体稳定化元素代替Ni的相对便宜的元素。而且，在抑制裂隙腐蚀和点蚀的进展方面有效果，因此，优选添加0.1％以上。但是，在奥氏体系不锈钢的制造中，Cu大多从废料等原料混入，作为不可避免的杂质含有0.2％左右的情况较多。但是，当超过3.0％时，会使热加工性降低，因此设定为3.0％以下。

V：0.03～0.5％

V作为不可避免的杂质而混入到不锈钢的合金原料中，在精炼工序中难以除去，因此一般以0.01～0.10％的范围含有。另外，形成微细的碳氮化物，具有抑制粒生长的效果，因此是根据需要也进行有意的添加的元素。其效果在添加0.03％以上时稳定地体现，因此将下限设定为0.03％。由于V的变动而导致结晶粒径变化是不优选的，因此为了造就在结晶粒径的一定范围，优选设定为0.08％以上。另一方面，若过量地添加，则有可能招致析出物的粗大化，其结果，淬火后的韧性降低，因此将上限设定为0.5％。再者，当考虑到制造成本和制造性时，优选设定为0.2％以下。

Ti：0.001～0.3％

Ti与Nb同样，是通过形成碳氮化物，抑制不锈钢中的铬碳氮化物的析出所致的敏化、和耐蚀性的降低的元素。但是，通过形成大型的制钢夹杂物，容易成为表面缺陷的原因，因此其上限设定为0.3％以下。当考虑通过确保固溶C、N量来提高高温强度时，优选设定为0.01％以下。也可以不含Ti。

Nb：0.001～0.3％

Nb是通过形成碳氮化物，抑制不锈钢中的铬碳氮化物的析出所致的敏化、和耐蚀性的降低的元素。但是，通过形成大型的制钢夹杂物，容易成为表面缺陷的原因，因此其上限设定为0.3％。当考虑通过确保固溶C、N量来提高高温强度时，优选设定为0.01％以下。也可以不含Nb。

B：0.0001～0.0050％

B是对热加工性的提高有效的元素，其效果在其为0.0001％以上时体现，因此可以添加0.0001％以上。为了提高更大的温度区域中的热加工性，优选设定为0.0005％以上。另一方面，过度的添加会因热加工性降低而成为表面缺陷的原因，因此将0.0050％作为上限。当也考虑耐蚀性时，优选为0.0025％以下。

Ca：0.001～0.010％

Ca作为脱硫元素而添加，具有降低钢中的S，使热加工性提高的效果。一般地，在熔化精炼时的熔渣中作为CaO来添加，其一部分以Ca的形式溶解于钢中。另外，也以CaO－SiO₂－Al₂O₃－MgO等复合氧化物的形式含于钢中。由于从0.001％开始能够得到热加工性的改善效果，因此优选设定为0.001％以上。另一方面，当大量地含有时，会析出比较粗大的水溶性夹杂物CaS，使耐蚀性降低，因此优选设定为0.010％以下。

进而，除了上述元素以外，也可以任意地添加W：0.01～3.00％、Zr：0.05～0.30％、Sn：0.01～0.10％、Co：0.01～0.30％、Mg：0.0002～0.010％中的一种或两种以上。

W：0.01～3.0％

W与Cr、Mo同样，是使耐蚀性提高的元素。另外，也具有通过固溶强化来提高高温强度的效果。为了体现这些效果，优选添加0.01％以上。另一方面，是促进σ相析出的元素，产生由时效脆化引起的材料强度降低，因此优选设定为3.0％以下。另外，由于与Mo、Nb同样是价格高的元素，因此更优选设定为1.5％以下。

Zr：0.05～0.30％

Zr与Ti、Nb同样，是通过形成碳氮化物，来抑制不锈钢中的铬碳氮化物的析出所致的敏化、和耐蚀性的降低的元素。但是，通过形成大型的制钢夹杂物，容易成为表面缺陷的原因，因此其上限设定为0.30％以下。当考虑通过确保固溶C、N量来提高高温强度时，优选设定为0.1％以下。也可以不含Zr。

Sn：0.01～0.10％

Sn是对淬火后的耐蚀性提高有效的元素，优选根据需要添加0.02％以上。但是，过度的添加会促进热轧时的边裂，因此优选设定为0.10％以下。

Co：0.01～0.30％

Co是在奥氏体系不锈钢中容易从合金原料作为不可避免的杂质混入的元素。另外，是对高温强度的提高有效的元素，因此优选添加0.01％以上。但是，过度的添加会成为由热加工性的降低所致的表面缺陷的原因，因此优选设定为0.30％以下。

Mg：0.0002～0.010％

Mg与Ca同样作为脱硫元素而添加，一般地，除了从熔渣中以平衡量溶于钢液中以外，也有时以MgO的形式含于复合氧化物中。另外，耐火材料中的MgO也有时溶出到钢液中。由于脱硫效果在其为0.0002％以上时显现，因此优选将下限设定为0.0002％。另一方面，过度的添加会导致水溶性夹杂物MgS粗大地析出，使耐蚀性降低，因此优选设定为0.010％以下。

成分组成的余量是Fe和不可避免的杂质。不可避免的杂质是指：在工业性制造具有本发明所规定的成分组成的不锈钢板时，不是有意含有、而是从原料、制造环境等不可避免地混入的成分。

上述的任意添加的元素，即使不是意图含有，也有时作为不可避免的杂质而混入，但只要在上述的含量的上限以下，就没有特别的问题。另外，上述元素以外的元素，也可以在不损害本发明的效果的范围内含有。

通过具有上述的成分组成，能够得到发挥更高的耐氧化性的不锈钢板。进而，通过具有上述的焊接形状，能够得到母材和焊接区的耐氧化性均优异的排气***部件。

实施例

以下通过实施例来说明本发明的效果，但本发明并不被在以下的实施例中使用的条件限定。

首先，炼制表1所示的成分组成的钢，铸造成200mm厚的板坯。将该板坯加热至1200℃，然后经过粗热轧、精热轧，制成板厚4mm的热轧钢板，为了模拟在800℃的温度区域中的卷取，将其***到800℃的热处理炉中，保持1小时，然后空冷。接着，在1100℃下进行20秒的热轧板退火，然后水冷。其后，进行喷丸、酸洗，来除去氧化皮。通过肉眼以及倍率10倍的放大镜来观察表面缺陷的有无。将在肉眼观察和放大镜观察中的任一种观察中能确认到表面缺陷的试样判为不合格。

其后，进行冷轧，使板厚成为1.2mm，然后，在1100℃下进行了20秒的冷轧板退火。将表面的氧化皮膜用盐进行改质，用硝氟酸进行酸洗来形成酸洗表面。

在1000℃下测定冷轧板的高温强度，将0.2％耐力(名义屈服强度σ_0.2)为30MPa以上的试样判为合格。另外，在700℃下进行300小时的氧化，然后制作出将表面研磨了的薄板，产生了裂纹的试样因高温脆化而判为不合格。

另外，将该薄板进行JIS的盐水喷雾试验，将产生了锈的试样判为耐蚀性不合格。对于耐氧化性的评价，采用将酸洗态的平板和平板进行搭角焊而得到的试样来进行。氧化试验的气氛是H₂O为5～10％、O₂为0.2～1.0％、余量为氮气的气氛，在该气氛中进行。关于气氛气体组成，模拟汽车排气来加以周期性的变化。将试样加热至1050℃、保持、冷却至200℃作为1次循环，进行试验直到2500次循环为止，记录外观、并且测定了重量变化。记录氧化最重的部位，并且评价该部分的板厚，将0.8mm以上判为耐氧化性良好(○)。

对于作为比较例的、组成和焊接区形状在本发明之外的样品也进行了同样的评价。

表1

表2

由表1、2明确可知，加以本发明所规定的成分组成、成分参数的本发明例，母材的耐氧化性良好，表面缺陷方面、高温强度和高温脆化方面为合格，耐蚀性也良好。特别是NO.1～NO.30，将焊道形状控制在本发明范围的结果，不仅母材，焊接区的耐氧化性也为良好的结果。另一方面，当为脱离本发明的成分组成时，耐氧化性不良，而且难以使表面缺陷方面、高温强度、高温脆化方面、耐蚀性和耐氧化性的各特性兼备，在比较例中，某些项的特性不合格。由此可知，比较例的特性比本发明例差。

具体而言，试验NO.31的C低，NO.33的Si低，NO.36的Mn高，NO.43的Mo低，NO.45的V高，NO.49、53的Cr+20Mo低、或Si+20C+15N低，因此，母材、焊接区都耐氧化性不良。NO.32的C高，因此耐蚀性不良。

NO.34的Si高，NO.35的Mn低，NO.37的P高，NO.42的Ni高，NO.48的N高，因此发生了表面缺陷，不良。NO.38的S高、Al低，因此在表面缺陷方面不良，耐蚀性也不良。NO.39的Cr低、Cr+20Mo低，因此在表面缺陷方面不良，母材和焊接区的耐氧化性也不良。

NO.40的Cr高，NO.41的Ni低，NO.44的Mo高，因此，在高温脆化方面不良。NO.46的Al高，NO.47的N低，因此，高温强度不良。

另外，NO.49不含Mo，也起因于此，Cr+20Mo低，因此母材和焊接区的耐氧化性都不良。

NO.50～52、54、55，焊接区中的板厚变化的坡度大，因此焊接区的耐氧化性不良。

这些例子之中，NO.50～52，作为供试钢使用了满足本发明的规定的A23。因此，NO.50～52，只焊接区的耐氧化性不良，但以母材的耐氧化性为首的其他的性状、性能是能够满足的，能应用于不需要焊接的部件。

另外，NO.55，使用的供试钢是B20，Cr+20C+15N的值为5.60，没有达到本发明所规定的下限值，因此母材和焊接区的耐氧化性不良。

NO.54、55，焊接区中的板厚变化的坡度大，而且供试钢B3的Si低，因此除了焊接区的耐氧化性不良以外，母材的耐氧化性也不良。

由这些结果能够确认上述的见解，另外，能够证明限定上述的各钢组成和校正的根据。

产业上的可利用性

本发明的断续氧化特性优异的排气***部件用不锈钢板和排气***部件，通过进行提高耐氧化性的成分设计、并且控制焊接区的形状，能够提高焊接热影响区的耐氧化性。另外，由于表面缺陷少，因此能够省略或简化薄板制造时的表面磨削工序(CG)。而且，通过提高耐氧化性，能够使排气***部件的板厚较薄，通过部件的轻量化，也能够得到汽车的燃油经济性提高的效果，因此社会性的意义很大，本发明的产业上的可利用性很大。

Claims

1.一种断续氧化特性优异的排气***部件用不锈钢板，其特征在于，以质量％计，含有

C：0.05～0.15％、

Si：1.0％～4.0％、

Mn：0.5～3.5％、

P：0.010～0.040％、

S：0.0001～0.010％、

Cr：20～30％、

Ni：8～25％、

Mo：0.01～1.5％、

Al：0.001～0.10％、和

N：0.13～0.50％，

余量为Fe和不可避免的杂质，

Cr、Mo、Si、C和N的含量满足以下关系：

Cr+20Mo≥24.0％、和

Si+20C+15N≥5.8％。

2.根据权利要求1所述的断续氧化特性优异的排气***部件用不锈钢板，其特征在于，以质量％计，还含有

Cu：0.1～3.0％、

V：0.03～0.5％、

Ti：0.001～0.3％、

Nb：0.001～0.3％、

B：0.0001～0.0050％、和

Ca：0.001～0.010％

中的一种或两种以上。

3.根据权利要求1或2所述的断续氧化特性优异的排气***部件用不锈钢板，其特征在于，以质量％计，还含有

W：0.01～3.00％、

Zr：0.05～0.30％、

Sn：0.01～0.10％、

Co：0.01～0.30％、和

Mg：0.0002％～0.010％

中的一种或两种以上。

4.一种排气***部件，其特征在于，具有使用权利要求1～3的任一项所述的不锈钢板作为母材的焊接结构，焊接区中的板厚变化的坡度为15度以下。