TWI722377B

TWI722377B - 肥粒鐵系不鏽鋼

Info

Publication number: TWI722377B
Application number: TW108103350A
Authority: TW
Inventors: 中村徹之; 石川伸; 杉原玲子
Original assignee: 日商杰富意鋼鐵股份有限公司
Priority date: 2018-01-31
Filing date: 2019-01-29
Publication date: 2021-03-21
Also published as: EP3719164A1; EP3719164A4; TW201934778A; JPWO2019151125A1; CN111684092A; WO2019151125A1; KR20200100833A; KR102508125B1; JP6624347B1; US20210032731A1

Abstract

本發明提供一種耐潛變特性與熱疲勞特性優異之肥粒鐵系不鏽鋼。

本發明之肥粒鐵系不鏽鋼具有如下之成分組成，即，以質量%計，含有C：0.020%以下、Si：0.1~1.0%、Mn：0.05~0.60%、P：0.050%以下、S：0.008%以下、Ni：0.02~0.60%、Al：0.001~0.25%、Cr：18.0~20.0%、Nb：0.30~0.80%、Mo：1.80~2.50%、N：0.015%以下、及Sb：0.002~0.50%，且滿足下式(1)，殘餘部包含Fe及不可避免之雜質。

Nb+Mo：2.3~3.0%...(1)

(式(1)中之Nb、Mo表示各元素之含量(質量%))。

Description

肥粒鐵系不鏽鋼

本發明係關於一種肥粒鐵系不鏽鋼，尤其係關於一種適宜用於汽車或機車之排氣管或轉換器箱、火力發電站之排氣導管等，於高溫下使用之排氣系統構件之具有優異之耐潛變特性與熱疲勞特性的肥粒鐵系不鏽鋼。

對於汽車之排氣歧管或排氣管、轉換器箱、及消音器等排氣系統構件，要求優異之耐熱性。耐熱性有若干種類，可舉出熱疲勞特性、高溫疲勞特性、高溫強度(高溫耐力)、抗氧化性、潛變特性、高溫鹽害腐蝕特性等。其中，熱疲勞特性為特別重要之耐熱性之一。排氣系統構件伴隨引擎之起動及停止而反覆受到加熱及冷卻。此時，排氣系統構件與周邊之零件連接，故熱膨脹及收縮受到限制，素材自身產生熱應變。將因反覆受到該熱應變而導致破壞之低循環疲勞現象稱為熱疲勞。

作為要求上述熱疲勞特性之構件中使用之素材，目前多使用如添加有Nb與Si之Type429(14%Cr-0.9%Si-0.4%Nb系)之肥粒鐵系不鏽鋼。然而，伴隨引擎性能之提高，若排氣溫度上升至超過900℃之溫度，則Type429中尤其無法充分地滿足所需之熱疲勞特性。

作為可應對該問題之素材，開發出例如添加有Nb與 Mo而使高溫耐力提高之肥粒鐵系不鏽鋼，即JIS G4305中規定之SUS444(19%Cr-0.5%Nb-2%Mo)、或添加有Nb、Mo及W之肥粒鐵系不鏽鋼等(例如，參照專利文獻1)。

[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

以應對近來之排氣限制強化或提高燃料效率為目的，有排氣溫度高溫化之趨勢，於SUS444等中亦出現耐熱性、尤其熱疲勞特性不足之情形。又，若排氣溫度超過900℃而高溫化，則不鏽鋼容易潛變變形，故耐潛變特性亦成為必要。

SUS444於肥粒鐵系不鏽鋼中具有最高等級之耐熱性，但伴隨近年之排氣限制強化、燃料效率之提高而引起排氣溫度上升之情形時，未必可謂耐熱性充分。伴隨排氣溫度之高溫化，排氣系統構件於升溫時之熱膨脹變大，故因附加更加劇烈之熱應變而導致用於排氣系統構件之肥粒鐵系不鏽鋼變得容易熱疲勞破壞。進而，於長期保持在高溫域之情形時肥粒鐵系不鏽鋼容易產生潛變變形，若產生潛變變形，則會以因潛變變形而使厚度變薄之部分為起點而產生破壞，故亦必須提高耐潛變特性。

如此，於包含SUS444之習知之技術中，無法獲得於排氣溫度高溫化時熱疲勞特性亦充分之肥粒鐵系不鏽鋼。又，亦無法充分地對於排氣溫度超過900℃之情形時所特別需要之耐潛變特性進行評估。

因此，本發明之目的在於解決該課題，提供一種耐潛變特性與熱疲勞特性優異之肥粒鐵系不鏽鋼。

再者，本發明之「耐潛變特性優異」係指於900℃下進行潛變試驗時之斷裂時間優於SUS444。又，「熱疲勞特性優異」係指具有優於SUS444之特性，具體而言，於200~950℃間反覆進行升溫與降溫時之熱疲勞壽命優於SUS444。

本發明者等人為了開發耐潛變特性與熱疲勞特性優於SUS444之肥粒鐵系不鏽鋼，而對各種元素對耐潛變特性及熱疲勞特性之影響反覆進行悉心研究。

其結果發現，以質量%計藉由含有Nb為0.30~0.80%、Mo為1.80~2.50%、及Nb與Mo之合計含量為2.3~3.0%，而於範圍廣泛之溫度域內高溫強度上升，熱疲勞特性提高。進而發現，藉由於0.002~0.50質量%之範圍內含有Sb而使耐潛變特性提高。

根據以上見解，藉由形成Cr、Nb、Mo、Sb之全部以適量含有的特定成分組成而完成本發明。本發明中，上述元素較為重要，但為發揮本發明之效果而必須將所有必要元素調整為既定之含量。

本發明係將以下所述作為主旨。

[1]一種肥粒鐵系不鏽鋼，其具有如下之成分組成，即，以質量%計，含有C：0.020%以下、Si：0.1~1.0%、Mn：0.05~0.60%、P：0.050%以下、S：0.008%以下、Ni：0.02~0.60%、Al：0.001~0.25%、Cr：18.0~20.0%、Nb：0.30~0.80%、Mo：1.80~2.50%、N：0.015%以下、及Sb：0.002~0.50%，且滿足下式(1)，殘餘部包含Fe及不可避免之雜質，Nb+Mo：2.3~3.0%...(1)

(式(1)中之Nb、Mo表示各元素之含量(質量%))。

[2]如[1]之肥粒鐵系不鏽鋼，其中上述成分組成以質量%計，進而含有選自Ti：0.01~0.16%、Zr：0.01~0.50%、Co：0.01~0.50%、B：0.0002~0.0050%、V：0.01~1.0%、W：0.01~5.0%、Cu：0.01~0.40%、及Sn：0.001~0.005%中之1種或2種以上。

[3]如[1]或[2]之肥粒鐵系不鏽鋼，其中上述成分組成，以質量%計，進而含有選自Ca：0.0002~0.0050%、及Mg：0.0002~0.0050%中之1種或2種。

[4]如[1]至[3]中任一項之肥粒鐵系不鏽鋼，其被用於因來自引擎之排氣而升溫至700℃以上之排氣歧管。

根據本發明，可提供一種具有優於SUS444(JIS G4305)之耐潛變特性與熱疲勞特性之肥粒鐵系不鏽鋼。因此，本發明之肥粒鐵系不鏽鋼可適宜用於汽車等之排氣系統構件。

圖1係說明潛變試驗片之圖。

圖2係說明熱疲勞試驗片之圖。

圖3係說明熱疲勞試驗之溫度及約束條件之圖。

以下，對本發明之實施形態進行說明。再者，本發明並不限定於以下之實施形態。

本發明之肥粒鐵系不鏽鋼以質量%計，含有C：0.020%以下、Si：0.1~1.0%、Mn：0.05~0.60%、P：0.050%以下、S：0.008%以下、Ni：0.02~0.60%、Al：0.001~0.25%、Cr：18.0~20.0%、Nb：0.30~0.80%、Mo：1.80~2.50%、N：0.015%以下、及Sb：0.002~0.50%，且滿足下式(1)，殘餘部包含Fe及不可避免之雜質。

Nb+Mo：2.3~3.0%...(1)

(式(1)中之Nb、Mo表示各元素之含量(質量%))。

本發明中，成分組成之平衡非常重要，藉由形成如上所述之成分組成之組合，可獲得耐潛變特性與熱疲勞特性優於SUS444之肥粒鐵系不鏽鋼。上述成分組成中只要有一個必要元素(C、Si、Mn、Ni、Al、Cr、Nb、Mo、N、Sb)之含量範圍發生偏離，即無法獲得所需之耐潛變特性與熱疲勞特性。

其次，對本發明之肥粒鐵系不鏽鋼之成分組成進行說明。以下，只要未特別說明，則成分之含量之單位%係表示質量%。

C：0.020%以下

C係可有效提高鋼之強度之元素，但若含有超過0.020%之C，則韌性及成形性之降低變得顯著。又，與本發明中重要之Nb結合產生之碳化物量變多，由此導致下述Nb之使熱疲勞特性與耐潛變特性提高之效果變小。由此，將C含量設為0.020%以下。再者，根據確保成形性之觀點，C含量較佳設為0.010%以下。更佳為，C含量設為0.008%以下。又，根據確保作為排氣系統構件之強度之觀點，C含量較佳設為0.001%以上。更佳為，C含量設為0.003%以上。進而較佳為，C含量設為0.004%以上。

Si：0.1~1.0%

Si係用於抗氧化性提高所必要之重要的元素。為確保高溫化之排氣中之抗氧化性而需要含有0.1%以上之Si。另一方面，含有超過1.0%之過剩之Si時，會使室溫下之加工性降低，故將Si含量之上限設為1.0%。較佳為，Si含量設為0.20%以上。更佳為，Si含量設為0.30%以上。進而較佳為，Si含量設為0.40%以上。又，較佳為，Si含量設為0.90%以下。更佳為，Si含量設為0.60%以下。

Mn：0.05~0.60%

Mn具有藉由提高氧化鏽皮之耐剝離性而使熱疲勞特性提高之效果。為獲得該等效果，必須含有0.05%以上之Mn。另一方面，過剩地含有超過0.60%之Mn時，於高溫下容易產生γ相，使耐熱性降低。由此，將Mn含量設為0.05%以上且0.60%以下。較佳為，Mn含量設為0.10%以上。更佳為，Mn含量設為0.15%以上。又，較佳為，Mn含量設為0.50%以下。更佳為，Mn含量設為0.40%以下。

P：0.050%以下

P係使鋼之韌性降低之有害之元素，較理想為儘可能地減少。由此，將P含量設為0.050%以下。較佳為，P含量為0.040%以下。更佳為，P含量為0.030%以下。

S：0.008%以下

S亦為有害元素，其使伸長率或r值降低，對成形性造成不良影響，並且使作為不鏽鋼之基本特性之耐蝕性降低，故而較理想為儘可能地減少。由此，本發明中，將S含量設為0.008%以下。較佳為，S含量為0.006%以下。

Ni：0.02~0.60%

Ni係使鋼之韌性及抗氧化性提高之元素。為獲得該等效果，將Ni含量設為0.02%以上。若抗氧化性不充分，則由氧化鏽皮之產生量變多導致素材截面積減少、或由氧化鏽皮之剝離導致熱疲勞特性降低。另一方面，Ni係強力的γ相形成元素，故若過剩地含有Ni，則於高溫下產生γ相，使抗氧化性降低並且熱膨脹係數變大，由此使熱疲勞特性降低。由此，將Ni含量之上限設為0.60%。較佳為，Ni含量為0.05%以上。更佳為，Ni含量為0.10%以上。又，較佳為，Ni含量為0.40%以下。更佳為，Ni含量為0.30%以下。

Al：0.001~0.25%

Al係具有使抗氧化性提高之效果之元素。為獲得該效果，必須含有0.001%以上之Al。另一方面，Al亦係提高熱膨脹係數之元素。若熱膨脹係數變大則熱疲勞特性降低。進而，鋼顯著地硬質化而導致加工性降低。由此，將Al含量設為0.25%以下。較佳為，Al含量為0.005%以上。更佳為，Al含量為超過0.010%。進而較佳為，Al含量為超過0.020%。又，較佳為，Al含量為未滿0.20%。更佳為，Al含量為未滿0.08%。

Cr：18.0~20.0%

Cr係可有效使作為不鏽鋼之特徵之耐蝕性、抗氧化性提高之重要的元素，但於Cr含量未滿18.0%時，於超過900℃之高溫域無法獲得充分之抗氧化性。若抗氧化性不充分，則氧化鏽皮產生量變多，伴隨素材之截面積之減少，熱疲勞特性亦降低。另一方面，Cr係於室溫下使鋼固溶強化、硬質化及低延展化之元素，若Cr含量超過20.0%，則上述弊害變得顯著，熱疲勞特性亦反而降低，故將Cr含量之上限設為20.0%。較佳為，Cr含量為18.5%以上。又，較佳為，Cr含量為19.5%以下。

Nb：0.30~0.80%

Nb係使高溫強度上升而使熱疲勞特性、耐潛變特性提高之對於本發明而言重要的元素。含有0.30%以上之Nb時可看出此種效果。於Nb含量未滿0.30%之情形時，高溫下之強度不足，無法獲得優異之熱疲勞特性、耐潛變特性。然而，含有超過0.80%之Nb時，作為金屬間化合物之Laves相(Fe₂Nb)等容易析出，高溫強度降低，不僅熱疲勞特性與耐潛變特性反而降低，而且促進脆化。由此，將Nb含量設為0.30%以上且0.80%以下。較佳為，Nb含量為0.40%以上。更佳為，Nb含量為0.45%以上。進而較佳為，Nb含量為超過0.50%。又，較佳為，Nb含量為0.70%以下。更佳為，Nb含量為0.60%以下。

Mo：1.80~2.50%

Mo係可藉由於鋼中固溶使鋼之高溫強度提高而有效使熱疲勞特性、耐潛變特性提高的元素。於含有1.80%以上之Mo時會顯現該效果。於Mo含量未滿1.80%之情形時高溫強度不充分，無法獲得優異之熱疲勞特性、耐潛變特性。另一方面，含有過剩之Mo時，不僅會使鋼硬質化而導致加工性降低，而且與Nb同樣地作為Laves相(Fe₂Mo)析出，鋼中固溶之Mo量減少，故熱疲勞特性反而降低。又，於熱疲勞試驗中藉由作為粗大之σ相析出而成為破壞之起點，導致熱疲勞特性降低。由此，將Mo含量之上限設為2.50%。較佳為，Mo含量為1.90%以上。更佳為，Mo含量為超過2.00%。又，較佳為，Mo含量為2.30%以下。更佳為，Mo含量為2.10%以下。

N：0.015%以下

N係使鋼之韌性及成形性降低之元素，若含有超過0.015%之鋼，則不僅韌性及成形性之降低變得顯著，而且由Nb氮化物之形成引起固溶Nb量降低，使耐潛變特性與熱疲勞特性降低。由此，將N含量設為0.015%以下。再者，根據確保韌性、成形性之觀點，較佳為儘可能地減少N，N含量較理想為未滿0.010%。

Sb：0.002~0.50%

Sb係本發明中用以使耐潛變特性提高之重要的元素。Sb於鋼中固溶，抑制高溫下鋼之潛變變形。Sb於高溫域中亦不會作為碳氮化物或Laves相析出，於長期使用後仍會固溶於鋼中，抑制潛變變形，故可使耐潛變特性提高。於含有0.002%以上之Sb時可獲得該效果。另一方面，含有過剩之Sb時，使鋼之韌性、熱加工性降低，故不僅於製造時易產生破裂，而且由於熱延展性降低而導致熱疲勞特性亦降低。因此，將Sb含量之上限設為0.50%。較佳為，Sb含量為0.005%以上。更佳為0.020%以上。又，較佳為，Sb含量為0.30%以下。更佳為，Sb含量為0.10%以下。

Nb+Mo：2.3~3.0%...(1)

如上所述，Nb與Mo係可有效提高熱疲勞特性、耐潛變特性之元素。Nb與Mo分別含有0.30%以上、1.80%以上時可看出其效果。然而，為實現用以應對排氣之高溫化而於200~950℃間反覆進行升溫與降溫時之熱疲勞壽命優於SUS444之熱疲勞特性、耐潛變特性，須於既定之範圍含有兩元素，而且必須至少滿足Nb+Mo≧2.3%，即，使Nb+Mo之量(Nb與Mo之合計含量)為2.3%以上。於不滿足該條件之情形時，即便添加既定量之Sb，亦無法獲得優異之耐潛變特性。較佳為，Nb+Mo>2.5%。另一方面，若Nb+Mo之量過度增加，則鋼變脆，無法獲得優異之熱疲勞特性、耐潛變特性。因此，Nb+Mo之量之上限設為3.0%。較佳為，Nb+Mo之量為2.7%以下。

再者，上述式(1)中之Nb及Mo表示各元素之含量(質量%)。

本發明之肥粒鐵系不鏽鋼中，殘餘部包含Fe及不可避免之雜質。

本發明之肥粒鐵系不鏽鋼除上述必須成分外，進而可於下述範圍含有選自Ti、Zr、Co、B、V、W、Cu、Sn中之1種或2種以上作為任意成分。

Ti：0.01~0.16%

Ti係固定C及N、提高耐蝕性或成形性、防止焊接部之晶界腐蝕之元素，本發明中，可視需要而含有Ti。由於Ti相較Nb優先與C及N 結合，故藉由含有Ti而可確保對於高溫強度有效之鋼中固溶Nb之量，亦可有效提高耐熱性。於含有0.01%以上之Ti時可獲得該等效果。另一方面，含有超過0.16%之過剩之Ti時，導致韌性降低，例如，因於熱軋板退火線上反覆受到之折彎-回彈而引起斷裂等，對製造性造成不良影響。又，容易以Ti之碳氮化物為核心而析出Nb之碳氮化物，故反而使對於高溫強度有效之鋼中固溶Nb之量減少，導致熱疲勞特性、耐潛變特性降低。由此，於含有Ti之情形時，將Ti含量設為0.01~0.16%。較佳為，Ti含量為0.03%以上。又，較佳為，Ti含量為0.12%以下。更佳為，Ti含量為0.08%以下。進而較佳為，Ti含量為0.05%以下。

Zr：0.01~0.50%

Zr係使抗氧化性提高之元素，於本發明中，可視需要而含有Zr。於含有0.01%以上之Zr時可獲得該效果。然而，若Zr含量超過0.50%，則Zr金屬間化合物析出，使鋼脆化。由此，於含有Zr之情形時，將Zr含量設為0.01~0.50%。較佳為，Zr含量為0.03%以上。更佳為，Zr含量為0.05%以上。又，較佳為，Zr含量為0.30%以下。更佳為，Zr含量為0.10%以下。

Co：0.01~0.50%

Co係作為可有效提高鋼之韌性之元素而被周知。於含有0.01%以上之Co時可獲得該效果。另一方面，含有過剩之Co時，反而會使鋼之韌性降低，故將Co含量之上限設為0.50%。由此，於含有Co之情形時，將Co含量設為0.01~0.50%。較佳為，Co含量為0.03%以上。又，較佳為，Co含量為0.30%以下。

B：0.0002~0.0050%

B係可有效提高鋼之加工性、尤其二次加工性的元素。於含有0.0002%以上之B時可獲得此種效果。另一方面，含有過剩之B時，會生成BN而導致加工性降低。由此，於含有B之情形時，將B含量設為0.0002~0.0050%。較佳為，B含量為0.0005%以上。更佳為，B含量為0.0008%以上。又，較佳為，B含量為0.0030%以下。更佳為，B含量為0.0020%以下。

V：0.01~1.0%

V係可有效提高鋼之加工性之元素，並且係亦可有效提高抗氧化性之元素。於V含量為0.01%以上時該等效果變得顯著。然而，含有超過1.0%之過剩之V時，會導致粗大之V(C、N)析出，不僅使韌性降低，而且使表面性狀降低。由此，於含有V之情形時，將V含量設為0.01~1.0%。較佳為，V含量為0.03%以上。更佳為，V含量為0.05%以上。又，較佳為，V含量為0.50%以下。更佳為，V含量為0.20%以下。

W：0.01~5.0%

W與Mo同樣係藉由固溶強化而使高溫強度大幅提高之元素。於含有0.01%以上之W時可獲得該效果。另一方面，含有過剩之W時，不僅會使鋼顯著硬質化，而且於製造時之退火步驟中會產生牢固之鏽皮，故酸洗時之除鏽變得困難。由此，於含有W之情形時，將W 含量設為0.01~5.0%。較佳為，W含量為0.05%以上。又，較佳為，W含量為3.5%以下。更佳為，W含量為1.0%以下。進而較佳為，W含量為未滿0.30%。

Cu：0.01~0.40%

Cu係具有使鋼之耐蝕性提高之效果之元素，於需要耐蝕性之情形時含有。於含有0.01%以上之Cu時可獲得該效果。另一方面，若含有超過0.40%之Cu，則氧化鏽皮容易剝離，抗反覆氧化特性降低。因此，於含有Cu之情形時，將Cu含量設為0.01~0.40%。較佳為，Cu含量為0.03%以上。更佳為，Cu含量為0.06%以上。又，較佳為，Cu含量為0.20%以下。更佳為，Cu含量為0.10%以下。

Sn：0.001~0.005%

Sn係可有效提高鋼之高溫強度之元素。於含有0.001%以上之Sn時可獲得該效果。另一方面，含有過剩之Sn時，伴隨鋼之脆化，反而使熱疲勞特性降低。因此，於含有Sn之情形時，將Sn含量設為0.001~0.005%。較佳為，Sn含量為0.001%以上且0.003%以下。

本發明之肥粒鐵系不鏽鋼進而可於下述範圍含有選自Ca、Mg中之1種或2種作為任意成分。

Ca：0.0002~0.0050%

Ca係可有效防止連續鑄造時容易產生之Ti系介存物析出所致之噴嘴堵塞的成分。於含有0.0002%以上之Ca時可獲得該效果。另一方面，為了不產生表面缺陷而獲得良好之表面性狀，必須將Ca含量設為0.0050%以下。因此，於含有Ca之情形時，將Ca含量設為0.0002~0.0050%。較佳為，Ca含量為0.0005%以上。又，較佳為，Ca含量為0.0030%以下。更佳為，Ca含量為0.0020%以下。

Mg：0.0002~0.0050%

Mg係可有效使鋼坯之等軸晶率提高、使加工性或韌性提高之元素。於如本發明般含有Nb或Ti之鋼中，Mg亦具有抑制Nb或Ti之碳氮化物粗大化之效果。於含有0.0002%以上之Mg時可獲得該效果。若Ti碳氮化物粗大化，則會成為脆性破裂之起點，故韌性大幅降低。若Nb碳氮化物粗大化，則Nb之鋼中固溶量降低，故導致熱疲勞特性之降低。另一方面，若Mg含量超過0.0050%，則使鋼之表面性狀惡化。由此，於含有Mg之情形時，將Mg含量設為0.0002~0.0050%。較佳為，Mg含量為0.0003%以上。更佳為，Mg含量為0.0004%以上。又，較佳為，Mg含量為0.0030%以下。更佳為，Mg含量為0.0020%以下。

殘餘部係Fe及不可避免之雜質。於含有未滿上述下限值之上述任意成分之情形時，以未滿下限值之含量含有之任意成分係作為不可避免之雜質而含有。

其次，對本發明之肥粒鐵系不鏽鋼之製造方法進行說明。

本發明之不鏽鋼之製造方法只要係肥粒鐵系不鏽鋼之通常之製造方法則可適當採用，並無特別限定。

例如，可由以下製造步驟而製造，即，於轉爐或電爐等公知之熔解爐中熔製鋼，或進而經過盛桶精煉或真空精煉等二次精煉而形成具有上述本發明之成分組成之鋼，利用連續鑄造法或造塊-分塊輥軋法形成鋼片(鋼坯)，其後，經過熱軋、熱軋板退火、酸洗、冷軋、最終退火及酸洗等各步驟而形成冷軋退火板。上述冷軋亦可設為1次或隔著中間退火之2次以上之冷軋，又，冷軋、最終退火及酸洗之各步驟亦可反覆進行。進而，亦可省略熱軋板退火，於要求鋼板之表面光澤或粗度調整之情形時，亦可於冷軋後或最終退火後實施調質軋製。

對上述製造方法中之較佳之製造條件進行說明。

熔製鋼之製鋼步驟較佳為，將於轉爐或電爐等中熔解之鋼藉由真空吹氧脫碳(VOD，vacuum oxygen decarburization)法或氬氧脫碳(AOD，argon oxygen decarburization)法等進行二次精煉，形成含有上述必要成分及視需要添加之任意成分之鋼。熔製後之熔鋼可由公知之方法形成鋼素材，但就生產性及品質面而言，較佳為由連續鑄造法形成。其後，鋼素材較佳為加熱至1050~1250℃，藉由熱軋而形成所需板厚之熱軋板。於製造上，熱軋板之板厚較理想為5mm以下。當然，亦可對板材以外進行熱加工。較佳為，上述熱軋板於其後視需要以900~1150℃之溫度實施連續退火，或以700~900℃之溫度實施分批退火後，藉由酸洗或研磨等進行除鏽，形成熱軋製品。再者，視需要，亦可於酸洗前藉由噴丸進行除鏽。

進而，亦可將上述熱軋製品(熱軋退火板)經過冷軋等步驟而形成冷軋製品。該情形時之冷軋可為1次，但就生產性或要求品質方面之觀點而言，亦可設為隔著中間退火之2次以上之冷軋。1次或2次以上之冷軋之總軋縮率較佳為60%以上，更佳為70%以上。其後，經冷軋之鋼板較佳為，於較佳為900~1200℃、更佳為 1000~1150℃之溫度下進行連續退火(最終退火)，並進行酸洗或研磨，形成冷軋製品(冷軋退火板)。最終退火亦可於還原性氣體環境中進行，該情形時，亦可省略最終退火後之酸洗或研磨。進而，根據用途，亦可於最終退火後實施調質軋製等，進行鋼板之形狀、表面粗度及材質之調整。

其後，以上述方式獲得之熱軋製品或冷軋製品根據各自之用途而實施切斷或彎曲加工、拉伸加工及拉拔加工等加工，成形為汽車或機車之排氣管、觸媒外筒材、火力發電站之排氣導管或燃料電池相關構件，例如間隔件、互連連接器或改質器等。於該等之中，本發明之肥粒鐵系不鏽鋼適宜用於排氣歧管或排氣管、轉換器箱、及消音器等排氣系統構件。尤其於使用時藉由來自引擎之排氣而升溫至700℃以上之情形時亦可獲得耐久性優異之排氣歧管為特徵之一。

該等構件之焊接方法並非特別限定，可應用金屬極鈍氣(MIG，Metal Inert Gas)、金屬活性氣體(MAG，Metal Active Gas)、鎢極鈍氣(TIG，Tungsten Inert Gas)等通常之弧焊接、或點焊接、縫焊接等電阻焊接、及電縫焊接等高頻電阻焊接、高頻感應焊接等。

[實施例]

以下，藉由實施例更詳細地說明本發明。

於真空熔解爐中熔製、鑄造具有表1所示之No.1~41、43、45~47之成分組成之鋼，形成50kg鋼塊，於1170℃下加熱之後，藉由熱軋而形成35mm厚之板片。將板片分成2個部分，將其中1個鋼塊加熱至1100℃，其次，進行熱軋而形成板厚5mm之熱軋板，於1000~1150℃之範圍之溫度下退火後，進行研削而形成熱軋退火板。繼而，進行軋縮率70%之冷軋，於1000~1150℃之溫度下進行最終退火後，藉由酸洗或研磨而除鏽，形成板厚1.5mm之冷軋退火板而供潛變試驗。再者，作為參考，對於SUS444(習知例No.28)，亦以與上述相同之方式製作冷軋退火板，供潛變試驗。關於退火溫度，於上述溫度範圍內確認組織並對各鋼決定溫度。

<潛變試驗>

自以上述方式獲得之各冷軋退火板切下圖1所示之形狀之試驗片，於900℃下進行負載15MPa之應力之潛變試驗。根據斷裂前所花費之時間，以如下方式進行評估。關於作為比較而進行之SUS444(習知例No.28)，斷裂前所花費之時間為5.5hr。

◎：斷裂時間≧10hr

○：6hr≦斷裂時間<10hr

×：斷裂時間<6hr

上述評估中，將◎與○設為合格，將×設為不合格。將所得之結果示於表1(參照表1中之潛變900℃)。

其次，使用上述分成2個部分之板片之剩餘之1個，加熱至1100℃後，進行熱鍛造，形成30mm見方之各棒。其次，以1000~1150℃之溫度退火後，進行機械加工，加工成圖2所示之形狀、尺寸之熱疲勞試驗片，供下述熱疲勞試驗。退火溫度設為針對每一成分確認組織並完成再結晶後之溫度。再者，作為參考，關於具有SUS444之成分組成之鋼(習知例No.28)，亦以與上述相同之方式製作試驗片，供熱疲勞試驗。

<熱疲勞試驗>

如圖3所示，熱疲勞試驗係於一方面以0.5之約束率約束上述試驗片，一方面於200℃與950℃之間反覆進行升溫、降溫之條件下進行。此時，升溫速度設為5℃/秒，降溫速度設為2℃/秒。而且，200℃、950℃下之保持時間分別設為30秒。再者，關於上述約束率，如圖3所示，約束率可表示為η=a/(a+b)，a為(自由熱膨脹應變量-控制應變量)/2，b為控制應變量/2。又，自由熱膨脹應變量係完全不賦予機械應力而升溫之情形時之應變量，控制應變量表示試驗中產生之應變量之絕對值。由約束而於材料中產生之實質的約束應變量為(自由熱膨脹應變量-控制應變量)。

又，關於熱疲勞壽命，將於200℃下檢測出之負重除以試驗片均熱平行部(參照圖2)之截面積而算出應力，設為應力值相對於初始之循環(試驗穩定之第5循環)之應力值降低至75%的循環數，以如下方式進行評估。關於作為比較而進行之SUS444(習知例No.28)，熱疲勞壽命為650循環。

◎：1000循環以上(合格)

○：800循環以上且未滿1000循環(合格)

×：未滿800循環(不合格)

上述評估中，將◎、○設為合格，將×設為不合格。將所得之結果示於表1(參照表1中之熱疲勞壽命950℃)。

根據表1，顯示本發明例之No.1~27之肥粒鐵系不鏽鋼(以下，將肥粒鐵系不鏽鋼簡記為鋼)於潛變試驗及熱疲勞試驗中均優於SUS444(習知例No.28之鋼)之特性。

No.29之鋼中，Nb+Mo含量未滿2.3質量%，潛變斷裂時間與熱疲勞壽命不合格。No.30之鋼中，Ni含量超過0.60質量%，熱疲勞壽命不合格。No.31之鋼中，Cr含量未滿18.0質量%，熱疲勞壽命不合格。No.32之鋼中，Mo含量未滿1.80質量%，潛變斷裂時間、熱疲勞壽命不合格。No.33之鋼中，Nb含量未滿0.30質量%，潛變斷裂時間、熱疲勞壽命均不合格。No.34之鋼中，Si含量未滿0.1質量%，於潛變試驗、熱疲勞試驗之任一者中均顯著地發現氧化，潛變斷裂時間、熱疲勞壽命均不合格。No.35之鋼中，Ti含量超過0.16質量%，潛變斷裂時間、熱疲勞壽命均不合格。No.36之鋼中，Cr含量超過20.0質量%，伴隨鋼之脆化，熱疲勞壽命變得不合格。No.37之鋼中，Mn含量未滿0.05質量%，於熱疲勞試驗中產生氧化鏽皮之剝離，熱疲勞壽命不合格。No.38之鋼中，C含量超過0.020質量%，伴隨鋼中Nb量之降低，潛變斷裂時間、熱疲勞壽命均變得不合格。No.39之鋼中，N含量超過0.015質量%，伴隨由Nb氮化物之析出引起鋼中Nb量之降低，潛變斷裂時間、熱疲勞壽命變得不合格。No.40之鋼中，Sb含量超過0.50質量%，伴隨熱軋展性之降低，熱疲勞壽命變得不合格。No.41之鋼中，Mo含量超過2.50質量%，熱疲勞試驗中粗大之σ相(Fe-Cr系金屬間化合物)析出，熱疲勞壽命不合格。又，潛變斷裂時間亦不合格。No.43之鋼中，Sn含量超過0.005質量%，熱疲勞壽命不合格。No.45之鋼中，不含有Sb，潛變斷裂時間、熱疲勞壽命均不合格。No.46之鋼中，Nb含量超過0.80 質量%，潛變斷裂時間、熱疲勞壽命均不合格。No.47之鋼中，Nb+Mo含量超過3.0%，潛變斷裂時間、熱疲勞壽命均不合格。

(產業上之可利用性)

本發明之肥粒鐵系不鏽鋼不僅適宜作為汽車等之排氣系統構件用，亦可適宜用作要求相同特性之火力發電系統之排氣系統構件或固體氧化物類型之燃料電池用構件。

Claims

一種肥粒鐵系不鏽鋼，其具有如下之成分組成，即，以質量%計，含有C：0.020%以下、Si：0.1~1.0%、Mn：0.05~0.60%、P：0.050%以下、S：0.008%以下、Ni：0.02~0.60%、Al：0.001~0.25%、Cr：18.0~20.0%、Nb：0.30~0.80%、Mo：1.80~2.50%、N：0.015%以下、Sb：0.002~0.50%，且滿足下式(1)，殘餘部包含Fe及不可避免之雜質，Nb+Mo：超過2.5%且2.73%以下...(1)(式(1)中之Nb、Mo表示各元素之含量(質量%))。
如請求項1之肥粒鐵系不鏽鋼，其中，上述成分組成，以質量%計，進而含有選自Ti：0.01~0.16%、Zr：0.01~0.50%、Co：0.01~0.50%、B：0.0002~0.0050%、 V：0.01~1.0%、W：0.01~5.0%、Cu：0.01~0.40%、Sn：0.001~0.005%中之1種或2種以上。
如請求項1或2之肥粒鐵系不鏽鋼，其中，上述成分組成，以質量%計，進而含有選自Ca：0.0002~0.0050%、Mg：0.0002~0.0050%中之1種或2種。
如請求項1或2之肥粒鐵系不鏽鋼，其被用於因來自引擎之排氣而升溫至700℃以上之排氣歧管。
如請求項3之肥粒鐵系不鏽鋼，其被用於因來自引擎之排氣而升溫至700℃以上之排氣歧管。