CN1524130A - 用作排放汽车废气的管道构件的铁素体不锈钢 - Google Patents
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Abstract
一种用作排放汽车废气的管道构件的铁素体不锈钢，所述的不锈钢的组成为C最高达0.03质量％、Si最高达1.0质量％、Mn最高达1.5质量％、Ni最高达0.6质量％、10～20质量％的Cr、Nb最高达0.50质量％、0.8～2.0质量％的Cu、Al最高达0.03质量％、0.03～0.20质量％的V、N最高达0.03质量％以及余量除不可避免的杂质外为铁，并满足条件Nb≥8(C+N)。该不锈钢还含有0.05～0.30质量％的Ti和/或0.0005～0.02质量％的B。该不锈钢具有优良的可成形性、低温韧性和焊接性以及与Nb、Mo合金钢相同的耐热性。
Description
技术领域
本发明涉及一种耐热性、低温韧性及焊接性优良的铁素体不锈钢，其可用作排放废气的管道构件，例如汽车等内燃机中的废气管道、前部管道、中心管道和催化转化器外壳。
背景技术
排放废气的汽车管道构件在驾驶汽车时被直接暴露在含废气的高温气氛中，并且经受由重复起动和刹车以及驾驶时的振动所造成的热应力。在寒冷地区的冬天发动汽车时，也会使机械应力施加在低温下的管道构件上。从而，用作管道构件的材料必须具有在恶劣环境中的耐用性。
由于管道构件是通过将钢板或管焊接或成形成产品形状而制得，为该目的钢必须具有优良的耐热性、焊接性和可成形性。为了在二次加工形成钢板或管时不开裂并使管道构件变得在低温下耐机械应力，韧性，尤其是低温韧性也是一项重要性能。
铁素体不锈钢与奥氏体不锈钢相比，由于其热膨胀系数小、抗热疲劳性和抗锈皮剥落力，经常被用作这些管道构件的材料。低价格也是铁素体不锈钢的一个优点。
为了改进本质上低于奥氏体不锈钢的铁素体不锈钢的高温强度，迄今已提出了各种改进措施。例如，JP3-274245A公开了Nb合金钢和Nb、Si合金钢作为新的SUS430J1不锈钢，以及JP5-125491A公开了Nb、Mo合金钢。尤其是Nb、Mo合金钢，由于其优良的高温强度和抗热疲劳性，可用作暴露在恶劣高温气氛中的部件或构件。然而，不良的可成形性和低劣的低温韧性是Nb、Mo合金钢的缺点。尽管对改进可成形性和低温韧性公布了一些报导，但对该目的的改进仍不够。消耗高比例昂贵的Mo也是Nb、Mo合金钢的一个缺点。
另外，对某些部件或构件不必以高水平同时使高温强度(例如，抗热疲劳性)和抗高温氧化性(被测定为非正常氧化的极限温度)。在具有复杂外形，但不与高温废气接触的部件或构件场合，高温强度比抗高温氧化性更重要，而可成形性和低温韧性也是重要因素，以便将不锈钢板或管成形成复杂外形。然而，必需将Nb、Mo合金钢用于着重耐热性而不考虑不良可成形性、低劣低温韧性和价高的这种部件或构件。
发明内容
本发明旨在提供一种用作排放废气的管道构件的铁素体不锈钢。本发明的一个目的是为了使不含昂贵Mo的铁素体不锈钢还具有除优良的可成形性、低温韧性和焊接性以外的类似于Nb、Mo合金钢的耐热性。
本发明提出了一种铁素体不锈钢，该不锈钢的组成为C最高达0.03质量％、Si最高达1.0质量％、Mn最高达1.5质量％、Ni最高达0.6质量％、10～20质量％的Cr、Nb最高达0.50质量％、0.8～2.0质量％的Cu、Al最高达0.03质量％、0.03～0.20质量％的V、N最高达0.03质量％以及余量除不可避免的杂质外为铁，并满足条件Nb≥8(C+N)。
该铁素体不锈钢不含Mo作为合金化元素，但任选地含有0.05～0.30质量％的Ti以进一步改进可成形性和/或0.0005～0.02质量％的B以进一步改进二次可成形性。
附图说明
图1是表示Cu对升高温度时铁素体不锈钢0.2％屈服应力作用的曲线图。
具体实施方式
诸如SUH409L，SUS430J1I和SUS429这些不锈钢已被用作在气氛中耐热性良好的材料，管道构件暴露于该气氛中。加热最高达800～900℃的某些部件或构件，要求显著高于常规钢的高温强度。这种部件或构件通常具有复杂的外形，以使其由可成形性和低温韧性良好的不锈钢制成，该性能是Mo合金钢所不具备的。此外，由于重复施加在复杂外形上的热应力，该部件或构件可能由于热疲劳而破坏。
本发明人已研究并审查了不同合金化元素对这种部件或构件性能的作用，并且发现了，通过将V和Cu两种元素添加到相同水平的Nb，Mo合金钢中，铁素体不锈钢在低于900℃的高温强度、可成形性和低温韧性方面均得到改进。
通过在700℃和800℃下高温拉力试验测定0.2％屈服应力，检验了含有小比例V和不同比例Cu的一些Nb合金铁素体不锈钢。试验结果证明，通过添加小比例V和控制比例的Cu，高温强度显著提高到类似于Nb、Mo合金钢的水平。
图1示出了具有以不同比例加入Cu的17Cr-0.4Nb-0.1V基本组成的铁素体不锈钢试验结果。图1也示出了具有18Cr-2Mo-0.4Nb基本组成的作为Nb、Mo合金钢对比例的SUS444钢的强度。
如图1所指出的，在700℃和800℃下的0.2％屈服应力值随Cu含量增加显著升高。在Cu为0.8质量％或更高时0.2％屈服应力值类似于或优于含有约2质量％Mo的SUS444钢。本发明人已由另一试验结果证实，在900℃下的0.2％屈服应力值通过增加V和Cu含量，并未提高到SUS444的水平，但高于含Nb铁素体不锈钢。总之，添加V和Cu两种元素对改进低于900℃热区的高温强度有效，而在高于900℃温度下没有显著麻烦。
通过将V和Cu两种元素添加到Nb合金钢中改进高温强度有可能作如下解释：当在加热或短或长的一段时间后观察本发明不锈钢的金相组织时，检测到Nb和Cu化合物的微粒分布。该观察结果意味着V化合物的颗粒在加热开始时优先沉淀，以使Nb和Cu保持在溶解状态并且使Nb和Cu化合物最后沉淀成对沉淀硬化有效的微粒。在加热开始时钢基质中均匀分布成微粒的沉淀在长期加热时不会聚集在一起，以使沉淀硬化保持长时间有效。
通过存在有使游离C和N转化成碳氮化物的V，为改善高温强度的溶解Nb的比例也保持在比以相同比例含Nb的无V钢更高的值。溶解Nb的增加与无V钢相比保证了通过节省Nb的消耗达到为该目的必要的高温强度，结果是改进了可成形性和低温韧性。
在本发明铁素体不锈钢的退火基质中Nb和V的碳氮化物增加。碳氮化物的增加抑制了焊接热影响区晶体生长成粗晶粒，从而改进韧性。通过增加碳氮化物，也抑制了对耐晶间腐蚀性有害的铬碳化物的形成。
由如下的说明，本发明铁素体不锈钢中合金化元素的各自作用将变得显而易见。
C最高达0.03质量％ N最高达0.03质量％
C和N被认为是对高温强度，例如蠕变强度有效的元素，但过量的C和N不利地降低抗氧化性、可成形性、低温韧性和焊接性。在本发明的含有用于将C和N固定为碳氮化物的V和Nb的合金体系中，必须以相应于C和N浓度的比例添加V和Nb。从而，为了避免增加造成材料价格上升的V和Nb，C和N各自含量被控制在0.03质量％或更少(较佳为0.015质量％或更少)。
Si最高达1.0质量％
Si是一种对高温抗氧化性有效的元素，但对低于900℃的高温强度不是那么有效。过量的Si使铁素体不锈钢硬化，导致降低可成形性和低温韧性。在这一意义上，Si含量被定为1.0质量％或更少(较佳为0.1～0.5质量％)。
Mn最高达1.5质量％
Mn是铁素体不锈钢的一种改进高温抗氧化性，尤其是抗锈皮剥落力性能的合金化元素，但过量的Mn降低可成形性和焊接性。由于Mn是一种奥氏体稳定化元素，将Mn过量添加入含有较少比例Cr的钢中造成对热疲劳强度和可成形性有害的马氏体相的形成。从而，Mn含量被定为1.5质量％或更少(较佳为0.5质量％或更少)。
Ni最高达0.6质量％
Ni是一种奥氏体稳定化元素。将过量的Ni添加到含较少比例Cr的钢中，和Mn相同，加快了对热疲劳强度和可成形性有害的马氏体相的形成。过量的Ni也使钢成本上升。从而，Ni含量被定为0.6质量％或更少(较佳为0.5质量％或更少)。
Cr为10～20质量％
Cr是稳定铁素体相的基本元素并且改进高温使用时为重要性能的抗氧化性。当Cr含量增加时抗氧化性变得更好，但过量的Cr造成不锈钢的脆化，导致提高硬度并降低可成形性。在这一意义上，Cr含量被定在10～20质量％范围内。较佳的是，根据使用时的温度，Cr被控制在适当的值。例如，16～19质量％的Cr对不高于950℃温度下的抗氧化性有利，而12～16质量％的Cr对不高于900℃温度下的抗氧化性有利。
8(C+N)～0.50质量％的Nb
Nb将C和N固定成碳氮化物，并且也改进在溶解在钢基质中状态时的高温强度。然而，过量的Nb对可成形性、低温韧性以及对抗焊接热裂性不利。Nb不小于8(C+N)对固定C和N是必要的，但为了保持合适的可成形性、低温韧性和抗张力型热裂性，Nb的上限被定为0.5质量％。较佳的是，Nb含量被控制在由8(C+N)+0.10至0.45质量％范围内。
0.8～2.0质量％的Cu
Cu是本发明合金体系中最重要的元素。在本发明人已研究和审查的温度范围内，大部分Cu溶解在退火钢基质中并在热处理时沉淀。Cu沉淀显示出在加热开始时与Mo相同的强化作用，但该强化作用随时间推移逐渐变弱。为了得到适于图1指示目的的高温强度需要至少0.8质量％的Cu。然而，当Cu含量增加时，可成形性、低温韧性和焊接性降低。通过将Cu含量的上限控制在2.0质量％抑制了Cu对可成形性、低温韧性和焊接性的不利作用。较佳的是，Cu含量被定在1.0～1.7质量％范围内。
Al最高达0.03质量％
Al是在炼钢工艺中作为脱氧元素添加的。但是，过量的Al降低不锈钢板的外观并且也对可成形性、低温韧性和焊接性起到有害作用。在这一意义上，较佳的是，将Al含量控制在最低可能水平，因此其上限被定为0.03质量％。
0.03～0.20质量％的V
添加V在有Nb和Cu共存时改进铁素体不锈钢的高温强度。与Nb一起添加V对可成形性、低温韧性、耐晶间腐蚀性以及焊接热影响区的韧性也有效。在V为0.03质量％或更高时表明了这些作用，但高于0.20质量％的过量V对可成形性和低温韧性相当不利。在这一意义上，V含量被定在0.03～0.20质量％范围内(较佳为0.04～0.15质量％)。
0.05～0.30质量％的Ti
Ti是一种提高兰克福特(Lankford)值(r)和改进铁素体不锈钢可成形性的任选元素，并且在Ti为0.05质量％或更高时表明了其作用。然而，过量的Ti促进对不锈钢外观有害的TiN的生成并且也降低可成形性和低温韧性。关于这一点，即使当为改进可成形性添加Ti时，Ti将保持在最小可能比例。从而，Ti含量的上限被定为0.30质量％(较佳是0.20质量％)。
0.0005～0.02质量％的B
B是为改进不锈钢二次可成形性和抑制多级成形时开裂的另一任选元素。在B为0.0005质量％或更高时表明了对可成形性的作用，但过量的B造成生产率和焊接性的降低。在这一意义上，B含量被定在0.0005～0.02质量％范围内(较佳为0.001～0.01质量％)。
0～0.10质量％的Mo
本发明的合金体系是假定不添加昂贵的Mo作为一种合金化元素的情况下设计的，但Mo有可能在炼钢时作为一种杂质被包含。由于含有较高比例的Mo对可成形性、低温韧性和焊接性有害，它应被控制在小于0.10质量％。
对上述以外的元素没有任何限制，但普通杂质，如P、S和O，较佳地被控制在最低可能水平。考虑到热加工性、抗氧化性等，P、S、O的上限较佳是被分别定为0.04质量％、0.03质量％和0.02质量％。为耐热性可添加W、Zr、Y和REM(稀土金属)中至少一种元素，或为热加工性添加Ca、Mg和Co中至少一种元素。
为了在热轧后退火状态时得到优良的耐热性，只要将Cu事前溶在钢基质中，对生产条件就没有特别的限定。在铁素体不锈钢不能被热轧至预定厚度的场合，通过重复冷轧和退火制备给予与退火热轧钢板相同耐热性的钢板。通过在制备工艺的任何阶段使Cu分散成微粒，进一步改进了高温强度。在使退火热轧或冷轧钢板成形成或焊接成一定外形(包括生产钢管)后，仍保持这样的优良性能。
由如下实施例将使本发明的其他特色显而易见。
在真空炉中熔炼具有表1或表2所示化学组成的各种铁素体不锈钢并铸造成30kg锭。将该锭锻造、热轧、退火，冷轧至2.0mm或1.2mm厚度，并最终退火。表1示出了本发明的组成，而表2示出了对比组成。
在表2中，第11号钢相应于SUS430J11，第15号钢相应于SUH409L，第16号钢相应于14Cr-Si-Nb钢，以及第17号钢相应于SUS444。迄今，这些钢中的任一种已被用作废气管道材料。
表1本发明铁素体不锈钢的化学组成
| 号 | 合金化元素(质量％) | |||||||||||||
| C | Si | Mn | Ni | Cr | Nb | Ti | Mo | Cu | Al | B | V | N | [Nb] | |
| 1 | 0.015 | 0.31 | 0.15 | 0.10 | 17.09 | 0.35 | - | 0.01 | 0.85 | 0.01 | - | 0.10 | 0.009 | 0.16 |
| 2 | 0.010 | 0.28 | 0.17 | 0.11 | 17.13 | 0.36 | - | 0.01 | 1.50 | 0.01 | - | 0.11 | 0.008 | 0.22 |
| 3 | 0.008 | 0.32 | 0.05 | 0.10 | 17.02 | 0.33 | - | 0.01 | 1.93 | 0.01 | - | 0.10 | 0.010 | 0.19 |
| 4 | 0.012 | 0.33 | 0.22 | 0.09 | 10.71 | 0.35 | - | - | 1.42 | 0.01 | - | 0.12 | 0.011 | 0.17 |
| 5 | 0.011 | 0.39 | 0.50 | 0.09 | 14.01 | 0.38 | - | - | 1.45 | 0.01 | 30 | 0.12 | 0.006 | 0.24 |
| 6 | 0.007 | 0.21 | 0.16 | 0.21 | 19.52 | 0.33 | - | - | 1.51 | 0.01 | 20 | 0.11 | 0.008 | 0.21 |
| 7 | 0.007 | 0.81 | 0.18 | 0.12 | 12.03 | 0.31 | 0.15 | 0.04 | 1.50 | 0.03 | 10 | 0.06 | 0.006 | 0.21 |
| 8 | 0.011 | 0.30 | 1.21 | 0.10 | 17.44 | 0.36 | 0.20 | 0.03 | 1.53 | 0.03 | 50 | 0.03 | 0.009 | 0.20 |
| 9 | 0.011 | 0.36 | 0.12 | 0.11 | 17.42 | 0.21 | 0.11 | 0.09 | 1.51 | 0.02 | 150 | 0.04 | 0.007 | 0.07 |
| 10 | 0.028 | 0.33 | 0.31 | 0.11 | 17.40 | 0.45 | 0.07 | 0.02 | 1.48 | 0.01 | 20 | 0.04 | 0.021 | 0.06 |
B含量由ppm单位表示。
[Nb]以Nb-8[C+N]计算。
标记(-)是指低于检测限度的值。
表2对比铁素体不锈钢的化学组成
| 号 | 合金化元素(质量％) | |||||||||||||
| C | Si | Mn | Ni | Cr | Nb | Ti | Mo | Cu | Al | B | V | N | [Nb] | |
| 11 | 0.008 | 0.30 | 0.28 | 0.14 | 17.00 | 0.37 | - | 0.02 | 0.60 | 0.03 | - | - | 0.011 | 0.22 |
| 12 | 0.010 | 0.36 | 0.28 | 0.17 | 16.99 | 0.38 | - | 0.01 | 4.08 | 0.01 | - | 0.04 | 0.012 | 0.20 |
| 13 | 0.008 | 1.38 | 0.26 | 0.17 | 17.06 | 0.41 | 0.01 | 0.01 | 1.48 | - | - | - | 0.013 | 0.24 |
| 14 | 0.009 | 0.35 | 0.32 | 0.31 | 17.24 | 0.74 | - | 0.01 | 2.48 | 0.02 | - | 0.01 | 0.013 | 0.56 |
| 15 | 0.020 | 0.42 | 0.39 | 0.10 | 12.16 | 0.01 | 0.23 | 0.02 | - | 0.02 | - | - | 0.014 | -0.26 |
| 16 | 0.011 | 1.10 | 0.98 | 0.10 | 14.75 | 0.50 | - | 0.01 | 0.03 | - | - | - | 0.012 | 0.31 |
| 17 | 0.012 | 0.40 | 0.70 | 0.22 | 18.28 | 0.50 | - | 1.94 | 0.24 | 0.01 | 20 | 0.04 | 0.011 | 0.32 |
| 18 | 0.011 | 0.82 | 0.25 | 0.11 | 17.42 | 0.45 | 0.01 | 0.02 | 1.69 | 0.34 | 20 | 0.01 | 0.021 | 0.19 |
| 19 | 0.012 | 0.31 | 0.29 | 0.11 | 19.55 | 0.20 | 0.01 | - | 0.82 | - | - | 0.02 | 0.008 | 0.04 |
B含量由ppm单位表示。
[Nb]以Nb-8[C+N]计算。
标记(-)是指低于检测限度的值。
标注下划线数字在本发明规定之外。
通过高温拉力试验，高温氧化试验，室温拉力试验和夏氏冲击试验检验了厚度2.0mm的各种退火冷轧钢板。通过拉力型热裂试验检测了厚度1.2mm的各种退火冷轧钢板。
在高温拉力试验中，在JIS G0567规定的条件下于800℃拉伸试验块，以便测量其0.2％屈服应力。
在高温氧化试验中，在JIS Z2281规定的条件下于850℃、900℃、950℃和1100℃各个温度加热试验块200小时。用肉眼观察加热的试验块以检测非正常氧化(即钢板厚度方向上块状厚氧化物的生长)的出现。由观察结果测定试验块被加热而没有非正常氧化的极限温度。
在室温拉力试验中，将厚度2.0mm的各退火冷轧钢板成形成试验块13B并在JIS Z2241规定的条件下拉伸以测定其断裂后的延伸率。
在夏氏冲击试验中，在JIS Z2242规定的条件下于-75℃、-50℃、-25℃、0℃和25℃的各个温度对厚度为20mm的小尺寸(sub-sized)试验块施以冲击，以检测延性-脆性的转变温度。
在拉力型热裂试验中，长度40mm和宽度20mm的试验块的两端被夹住并在沿其纵向方向对试验块施加抗拉应力的条件下进行钨极惰性气体保护焊，以便检测试验块开始开裂的最低应变。通过用这一方式检测到的极限应变估算抗拉力型热裂性能。
试验结果示于表3
由表3表明，本发明第1至第10号钢中任一种，在800℃具有0.2％屈服应力，明显高于Nb、Si合金第16号钢和类似于或优于Nb、Mo合金第17号钢。室温拉力试验的延伸率值，夏氏冲击试验的延性-脆性转变温度值以及拉力型热裂试验的极限应变值也类似于或优于Nb、Mo合金第17号钢。这些结果证明了，不需要Mo作为合金化元素就达到了目的性能。当第4，5和12号钢的结果彼此比较时，可以理解到，当降低Cr含量时，出现不正常氧化的极限温度变得更低。由于Cr对不正常氧化的作用，Cr含量将根据钢构件或部件被暴露的温度被定在合适的值。
没有V和Cu的对比第11，15，16和19号钢，除800℃高温强度不良外，具有对目的所需水平的可成形性、低温韧性和焊接性。含有过量Cu的对比第12号钢，高温强度良好，但可成形性和焊接性低于第17号钢Nb、Mo合金钢，以致很难成形成或焊接成产品形状。
含有本发明规定范围Cu，但Si过量的对比第13号钢和含有过量Nb的对比第14号钢，高温强度良好，但可成形性、低温韧性和焊接性低于本发明第1至10号钢。
含有较少V和过量Al的对比第18号钢，具有与本发明第1至10号钢相同的耐热性和可成形性，但低温韧性不良，导致在生产或使用时出现麻烦。对比第9号钢由于缺少V高温强度不良。
含Mo的对比第17号钢具有与本发明第1至10号钢相同的性能，但其低温韧性较低下。第17号钢的成本由于消耗约2质量％Mo，必然高于本发明第1至10号钢。
表3试验结果的评价
| 号 | 800℃时0.2％屈服应力(N/mm2) | 非正常氧化的极限温度(℃) | 锻造后的延伸率(％) | 转变温度(℃) | 极限应变 | |
| 1 | 35454743444445433635 | 1000100010008509001000950100010001000 | 34323134333232343532 | -50-50-50-50-50-50-50-50-50-50 | ○○○○○○○○○○ | 本发明实施例 |
| 2 | ||||||
| 3 | ||||||
| 4 | ||||||
| 5 | ||||||
| 6 | ||||||
| 7 | ||||||
| 8 | ||||||
| 9 | ||||||
| 10 | ||||||
| 11 | 2450454718 25354030 | 100095011001000850950100010001000 | 3429 28303735323132 | -50-250 0-75-50-250-25 | ○× × ×○○○○○ | 对比例 |
| 12 | ||||||
| 13 | ||||||
| 14 | ||||||
| 15 | ||||||
| 16 | ||||||
| 17 | ||||||
| 18 | ||||||
| 19 |
3％或更大的极限有应变被评价为标记○，而小于3％的被评价为标记×。
下划线标记数字不符合目的性能。
按照上述本发明，通过特定的合金化设计，尤其是控制V和Cu的含量，而不需要昂贵的Mo，使铁素体不锈钢在可成形性、低温韧性和焊接性方面得到了改进而不降低耐热性。该新近提出的不锈钢可用作汽车发动机的构件或部件或管道构件，例如排放废气的排气管道、前部管道、中心管道、催化转化器的外壳。
Claims (4)
1.一种用作排放汽车废气的管道构件的铁素体不锈钢，所述的不锈钢的组成为C最高达0.03质量％、Si最高达1.0质量％、Mn最高达1.5质量％、Ni最高达0.6质量％、10～20质量％的Cr、Nb最高达0.50质量％、0.8～2.0质量％的Cu、Al最高达0.03质量％、0.03～0.20质量％的V、N最高达0.03质量％以及余量除不可避免的杂质外为铁，并满足条件Nb≥8(C+N)。
2.如权利要求1所述的铁素体不锈钢，其中作为不可避免杂质的Mo被控制在小于0.10质量％的范围。
3.如权利要求1或2所述的铁素体不锈钢，所述不锈钢另外还含有0.05～3.0质量％的Ti。
4.如权利要求1至3中任一项所述的铁素体不锈钢，所述不锈钢另外还含有0.0005～0.02质量％的B。
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