铁素体系不锈钢板的制作方法

铁素体系不锈钢板的制作方法
【专利摘要】本发明提供一种即使在1000℃附近的高温下也具有高的氧化铁皮剥离性的铁素体系不锈钢板，是含Mn氧化膜形成能力及氧化铁皮剥离性优良的铁素体系不锈钢板，其特征在于：含有C：0.001～0.020％、N：0.001～0.020％、Si：0.10～0.40％、Mn：0.20～1.00％、Cr：16.0～20.0％、Nb：0.30～0.80％、Mo：1.80～2.40％、W：0.05～1.40％、Cu：1.00～2.50％、B：0.0003～0.0030％，上述成分进一步满足下记式(1)，剩余部分由铁及不可避免的杂质构成。此外，也可以在规定的含量范围内添加N、Al、V、Mg、Sn、Co、Zr、Hf、Ta中的1种以上。3≤(5×Mo)/(3×Mn)≤20(1)。
【专利说明】铁素体系不锈钢板

【技术领域】
[0001] 本发明涉及尤其要求耐氧化性的排气系统部件等中使用的铁素体系不锈钢板。

【背景技术】
[0002] 汽车的排气歧管等排气系统部件由于流通从发动机排出的高温的排气气体，所以 对于构成排气部件的材料要求高温强度、耐氧化性、热疲劳特性等多种特性，一直使用耐热 性优良的铁素体系不锈钢。
[0003] 排气温度因车种而异，但近年来，多数为800?900°C的范围。流通从发动机排出 的高温的排气气体的排气歧管的温度达到750?850°C的高温。因近年来环境问题的高涨， 进一步强化排气限制、提高燃烧效率，其结果是，排气温度高温化到KKKTC附近。
[0004] 作为近年使用的铁素体系不锈钢，有SUS429 (JIS标准，添加 Nb-Si钢）、 SUS444 (JIS标准，添加 Nb-Mo钢），以添加 Nb为基本，通过添加 Si、Mo来提高高温强度及耐 氧化性。可是，相对于排气温度趋向超过850°C的高温化，SUS444的高温强度及耐氧化性不 足。因此，期望具有SUS444以上的高温强度及耐氧化性的铁素体系不锈钢。这里所谓的耐 氧化性，以大气中连续氧化试验的氧化增量及氧化铁皮剥离量进行评价，将两者都少的一 方规定为优良。由于汽车要长期使用，所以在l〇〇〇°C下保持200小时时的耐氧化性是必要 的。
[0005] 对于这样的期望，一直在开发各式各样的排气系统部件的材料。例如，专利文献 1?4中，公开了进行复合添加 Cu-Mo-Nb-Mn-Si的技术。在专利文献1公开的钢中，为了提 高高温强度及韧性而添加 Cu-Mo,为了提高耐氧化铁皮剥离性而添加 Μη。可是，关于氧化增 量没有明确记载，连续氧化试验的条件也为l〇〇〇°C X 100小时，对于超过100小时时的氧化 铁皮剥离性没有进行研究。在专利文献2的公开中，为了提高添加 Cu钢的耐氧化性而相互 调整各添加元素。可是，连续氧化试验的温度为950°C为止，实际上未进行1000°C的试验。 专利文献3中，公开了通过使Si及Μη的含量最佳化而飞跃性地提高钢的重复氧化特性的 方法。可是，重复氧化试验的最高温度的总热处理时间为大约133小时左右，没有进行更长 时间的耐氧化性的研究。专利文献4中，公开了通过调整Mo及W量来提高高温强度及耐氧 化性的技术，但所评价的只有氧化增量，没有评价氧化铁皮剥离量。
[0006]
【发明者】们在专利文献5中公开了通过复合添加 Nb-Mo-Cu-Ti-B而使Laves相及 ε -Cu相微细分散、得到在850°C下优良的高温强度的技术。此外，在专利文献6中，公开了 在Nb-Mo-Cu-Ti-B钢中通过使以Nb为主相的碳氮化物微细化而抑制Laves相的析出及粗 大化、得到在950°C下优良的耐热性的技术。
[0007] 现有技术文献
[0008] 专利文献
[0009] 专利文献1:日本专利第2696584号公报
[0010] 专利文献2:日本特开2009-235555号公报
[0011] 专利文献3:日本特开2010-156039号公报
[0012] 专利文献4:日本特开2009-1834号公报
[0013] 专利文献5:日本特开2009-215648号公报
[0014] 专利文献6:日本特开2011-190468号公报


【发明内容】

[0015] 发明要解决的问题
[0016] 判明了 ：即使采用专利文献5、6中公开的技术，在1000°C前后的温度区域长时间 使用时，有时也不能稳定地实现耐氧化性及氧化铁皮剥离性。
[0017] 本发明的课题是，提供一种尤其在排气气体的最高温度达到1000°C左右的环境化 中，具有比以往技术高的耐氧化性的铁素体系不锈钢。
[0018] 再者，以下的任何的记载的宗旨都不是限定本发明。
[0019] 用于解决课题的手段
[0020] 为了解决上述课题，本
【发明者】们反复进行了深入研究。其结果是发现：在添加 Si-Mn-Nb-Mo-W-Cu钢中，在添加 Mo量达到1. 80%以上时，如果增加 Μη添加量，再以满足下 述式（1) :3彡（5XM〇V(3XMn)彡20 (1)的方式控制Mo及Μη的平衡，则1000°C长时间 使用时的氧化增量及氧化铁皮剥离量小，氧化膜的长期稳定性优异。此外，判明：在含有Ti 时，氧化铁皮剥离性劣化。
[0021]
【发明者】们熔炼了多种组成的添加 Si-Mn-Nb-Mo-W-Cu钢，试制板材，切出试验片， 评价了 1000°C长时间使用时的氧化增量及氧化铁皮剥离量。由上述评价结果发现2、3种组 成的添加 Si-Mn-Nb-Mo-W-Cu钢的氧化膜的长期稳定性优异。通过从所述钢中选择氧化膜 的长期稳定性最优良的钢，弄清楚了 l〇〇〇°C长时间使用时的氧化增量及氧化铁皮剥离量与 化学组成的关系。
[0022] S卩，作为上述氧化膜的长期稳定性优异的钢即添加 Si-Mn-Nb-Mo-W-Cu钢，使用 了 0. 005 ?0. 008% C-0. 009 ?0. 013% N-16. 9 ?17. 5 % Cr-0. 13 ?0. 19% Si-0. 03 ? 1. 18 % Μη-0. 49 ?0. 55 % Nb-2. 14 ?2. 94 % Mo-0. 67 ?0. 80 % W-1. 40 ?1. 55 % Cu-0. 0003?0. 0006B钢。图1中示出在1000°C进行200小时的大气中连续氧化试验时的 氧化铁皮剥离量的研究结果。得知：在Μη的添加量为0. 20%以上的钢种中，氧化铁皮剥离 量减少，如果达到〇. 30%以上，则氧化铁皮剥离量大致为0。此外，图2中示出将上述结果 代入Μο/Μη比（指式（1)的中间部分的（5XM〇V(3XMn))时的关系。判明：在Μο/Μη比满 足20以下时，氧化铁皮剥离量为l.Omg/cm 2以下，可得到优良的氧化铁皮剥离性。认为添 加 Μη使得氧化膜的长期稳定性优异的理由是因为，在本发明钢的成分组成中，含Μη氧化膜 的形成能力优良。通过长时间暴露在高温下，生成在最外层中生成的（Mn、Cr) 304作为氧化 膜，生成具有厚度的氧化铁皮。其结果是，可推测抑制了容易升华的M〇0 3的生成及升华，变 得难以在氧化铁皮中产生缺陷，氧化铁皮难剥离。为了确认该含Μη氧化膜的存在，可对热 处理后的截面用ΕΡΜΑ进行元素测绘，通过Μη是否在最外层中浓化而判断。
[0023] 再者，在本发明中，在按900?1000°C X 100?200小时的条件实施热处理时，能 够确认在氧化膜的最外层中生成（Mn、Cr) 304。将氧化的进展显著、且排除了异常氧化的影 响的热处理条件作为评价基准的热处理。
[0024] 此外，发现：如果再以满足式（2) :2· 28彡（5ΧΜο+2· 5WV(4XMn)彡8. 0(2)的方 式控制添加 W量，则1000°C长时间使用时的氧化增量及氧化铁皮剥离量更小，氧化膜的长 期稳定性更优异，也就是说，W对耐氧化铁皮剥离性的影响为Mo添加量的1/2。
[0025] 另外，图3中示出作为所述氧化膜的长期稳定性优良而选择的钢在大气中连续氧 化试验的结果。也就是说,是使用〇· 005?0· 007% C-0. 0010?0· 012% N-17. 4?17. 8% Cr-0. 13 ?0. 15 % Si-0. 03 ?1. 18 % Μη-0. 49 ?0. 56 % Nb-1. 81 ?2. 15 % Mo-0. 35 ? 0· 70% W-1. 40?1. 53%Cu-0. 0004?0· 0005B钢，将在1000°C下进行200小时的大气中连 续氧化试验时的氧化铁皮剥离量代入Mo · W/Mn比（指式（2)的中间部分（(5XMO+2.5W)/ (4 X Μη))时的关系。在图3中，?（黑圆圈）表不式（1)合格，〇（白圆圈）表不超出了 式（1)。得知：在式（1)合格的数据中，如果式（2)的中间部分再达到8.0以下，则大致没 有氧化铁皮剥离。其理由与Mo同样，是因为通过具有（Mn、Cr) 304的氧化铁皮，可抑制容易 升华的W03的生成及所述升华。因此，推测在氧化铁皮中难以形成缺陷，难以产生氧化铁皮 剥离。
[0026] 本发明的要点如下。
[0027] (1) -种含Μη铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量％计含有C :0.001? 0· 020%、N :0· 001 ?0· 020%、Si :0· 10 ?（λ 40%、Mn :0· 20 ?L 00%、Cr :16· 0 ?20. 0%、 Nb :0. 30 ?0. 80%、M〇 :1. 80 ?2. 40%、W :0. 05 ?1. 40%、Cu :1. 00 ?2. 50%、B :0. 0003 ? 0.0030%，进一步满足下记式（1)地含有上述成分，剩余部分由铁及不可避免的杂质构成。
[0028] 3 彡（5XMo)/(3XΜη)彡 20......(1)
[0029] 这里，式⑴的Μο、Μη意味为各自的含量（质量％ )。
[0030] (2)根据上述⑴所述的含Μη铁素体系不锈钢板，其特征在于，进一步满足下记式 (2)地含有上述成分。
[0031] 2. 28 ^ (5ΧΜο+2. 5Xff)/(4XMn) ^ 8. 0......(2)
[0032] 这里，式⑵的Mo、Mn、W意味为各自的含量（质量％ )。
[0033] (3)根据上述⑴或⑵所述的含Μη铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量％ 计，含有选自以下第1组?第4组的至少1组中的成分：
[0034] 第 1 组：含有 Ni :0· 10 ?1. 0%、Α1 :0· 01 ?1. 0%、V :0· 01 ?0· 50%中的 1 种或 2种以上、
[0035] 第 2 组：含有 Mg :0· 00010 ?0· 0100%、
[0036] 第 3 组：含有 Sn :0· 01 ?0· 50%、C〇 :0· 01 ?1. 50%中的 1 种或 2 种、
[0037] 第 4 组：含有 Zr :0· 01 ?1. 0%、Hf :0· 01 ?1. 0%、Ta :0· 01 ?2. 0%中的 1 种或 2种以上。
[0038] (4)根据上述⑴?（3)所述的具有含Μη氧化膜形成能力及氧化铁皮剥离性的铁 素体系不锈钢板，其特征在于，在按900?1000°C X 100?200小时的条件下实施热处理 时，在氧化膜的最外层中生成（Mn、Cr) 304。
[0039] (5)根据上述⑴?⑷所述的含Μη铁素体系不锈钢板，其特征在于，对于上述 (1)?（3)中所述的铁素体系不锈钢板，在1000°C下进行200小时的大气中连续氧化试验 时的氧化铁皮剥离量为1. 〇mg/cm2以下。
[0040] 这里，对于无下限规定的，表示以不可避免的杂质水平为止地含有。
[0041] 发明效果
[0042] 根据本发明，能够提供可得到超过SUS444的高温特性、即1000°C时的耐氧化性超 过SUS444的铁素体系不锈钢。特别是通过应用在汽车等的排气系统部件中，可对应排气的 l〇〇〇°C前后的高温化。

【专利附图】

【附图说明】
[0043] 图1是表示添加 Μη量和氧化铁皮剥离量的结果。
[0044] 图2是表示式（1)中间部分对氧化铁皮剥离量的影响的结果。
[0045] 图3是表示式（2)中间部分对氧化铁皮剥离量的影响的结果。

【具体实施方式】
[0046] 以下，对本发明进行详细说明。首先，对本发明的成分限定理由进行说明。以下只 要不特别说明，％就意味为质量％。
[0047] C使成形性和耐蚀性劣化，促进Nb碳氮化物的析出而导致高温强度的下降。其含 量越少越好。基于上述理由，将上限规定为〇. 020 %，优选规定为0. 015 %，更优选规定为 0· 012%。
[0048] 但是，过度的减低导致精炼成本的增加，因此将下限规定为0.001%，优选规定为 0. 002 %，更优选规定为0. 003 %。
[0049] N与C同样，使成形性和耐蚀性劣化，促进Nb碳氮化物的析出而导致高温强度 的下降。其含量越少越好，因此规定为0.020%以下。基于上述理由，将上限优选规定为 0. 015%，更优选规定为0. 012%。但是，过度的减低导致精炼成本的增加，因此将下限规定 为0. 001%，优选规定为0. 003%，更优选规定为0. 005%。
[0050] Si对于改善耐氧化性是非常重要的元素。此外，作为脱氧剂也是有用的元素。在 Si添加量低于0. 10%时，有容易产生异常氧化的倾向，在超过0. 40%时有容易产生氧化铁 皮剥离的倾向，因此规定为〇. 10?〇. 40%。基于上述理由，将上限优选规定为0. 30%，更 优选规定为〇. 25%。可是，关于高温强度，如果设想Si在高温下促进被称为Laves相的以 Fe和Nb、Mo及W为主体的金属间化合物的析出、降低固溶Nb、Mo、W量而使高温强度降低， 则将下限规定为〇. 10%，优选规定为〇. 12%，更优选规定为0. 15%。
[0051] Μη在长时间使用中在表层部形成（Mn、Cr) 304，是对氧化铁皮密合性及抑制异常氧 化有用的非常重要的元素。在0.20%以上时实现其效果。另一方面，超过1.00%的过度添 加使常温的加工性降低。基于上述理由，将上限优选规定为〇. 87%，更优选规定为0. 60%。 而且，将下限规定为0. 20%，优选规定为0. 25%，更优选规定为0. 30%。
[0052] Cr在本发明中为了确保耐氧化性是必需的元素。在本发明中，只要为16.0%以 上，就在1000°C下具有充分的耐氧化性，因此将下限规定为16.0%。基于上述理由，将下限 优选规定为16. 5%，更优选规定为17. 0%。另一方面，在超过20. 0%时会导致加工性的下 降及韧性的劣化，因此将上限规定为20. 0%，优选规定为19. 5%，更优选规定为19. 0%。
[0053] Nb对于通过固溶强化及利用Laves相的微细析出的析出强化来提高高温强度是 必需的元素。此外，还具有以碳氮化物固定C或N、有助于制品板的耐蚀性或影响r值的再 结晶织构的发达的作用。在本发明的添加 Si-Mn-Nb-Mo-W-Cu钢中，通过添加0. 30%以上 的Nb可得到固溶Nb增加及析出强化。基于上述理由，将下限规定为0. 30%，优选规定为 0. 35 %，更优选规定为0. 40 %。此外，超过0. 80 %的过度添加 Nb会促进Laves相的粗大化， 不有助于高温强度，而且还使成本增加。从上述理由及制造性及成本方面考虑，将上限规定 为0. 80 %，优选规定为0. 75 %，更优选规定为0. 70 %。
[0054] Mo对于提高耐蚀性、同时抑制高温氧化、通过利用Laves相的微细析出的析出强 化及固溶强化而提高高温强度是有效的。可是，过度的添加会促进长时间使用中的氧化铁 皮剥离，促进Laves相的粗大析出，使析出强化能力降低，此外使加工性劣化。本发明中在 上述的添加 Si-Mn-Nb-Mo-W-Cu钢的情况下，通过添加1. 80%以上的Mo,可得到1000°C时的 高温氧化的抑制、固溶Mo增加及析出强化。基于上述理由，将下限规定为1. 80%，优选规定 为1.82%，更优选规定为1.86%。
[0055] 可是，超过2. 40%的过度的添加 Mo,会促进氧化铁皮的剥离，不有助于耐氧化性， 且导致成本增加。基于上述理由，将上限规定为2. 40 %，优选规定为2. 35 %，更优选规定为 2. 30%。考虑到促进Laves相的粗大化而不有助于高温强度，且导致成本增加，优选上述为 1. 90 ?2. 30%。
[0056] W具有与Mo同样的效果，是提高高温强度的元素，在本发明的添加 Si-Mn-Nb-Mo-W-Cu钢中，通过添加0. 05 %以上可得到效果。基于上述理由，将下限规定为 0. 05 %，优选规定为0. 08 %，更优选规定为0. 10 %。但是，W如果过度地添加则在Laves相中 固溶，使析出物粗大化，而且使制造性及加工性劣化。基于上述理由，将上限规定为1. 40%， 优选规定为1. 35%，更优选规定为1. 30%。考虑到W也与Mo同样，生成升华性高的氧化物， 使氧化铁皮容易剥离，优选上述为〇. 10?1. 30%。
[0057] Cu对于提高高温强度向是有效的元素。这是利用ε _Cu析出而得到的析出硬化作 用，通过添加1.00%以上，可显著地发挥作用。基于上述理由，将下限规定为1.00%，优选 规定为1. 03%，更优选规定为1. 05%。
[0058] 另一方面，过度的添加会导致均匀伸长率的下降或常温屈服强度的上升，对冲压 成形性产生障碍。此外，如果将Cu添加2. 50%以上，则在高温区域形成奥氏体相，在表面 产生异常氧化。基于上述理由，将上限规定为2. 50%，优选规定为2. 40%，更优选规定为 2. 20%。考虑到制造性及氧化铁皮密合性，优选上述为1. 05?2. 20%。
[0059] B是提高制品的冲压加工时的2次加工性的元素，通过添加0. 0003%以上可发挥 其效果。基于上述理由，将下限规定为0.0003%，优选规定为0.00035%，更优选规定为 0. 00040%。但是，过度的添加 B会导致硬质化，使晶界腐蚀性劣化。考虑到所述理由及成型 性或制造成本，而将上限规定为0. 0030%，优选规定为0. 0025%，更优选规定为0. 0029%。 考虑到成型性或制造成本，优选B 0004?0. 0020%。
[0060] 如果过剩地添加 Mo,则生成升华性高的M〇03，成为氧化铁皮剥离的主要原因。因 此，发现了：为了将Mo的不良影响除去，最好将其与具有抑制M〇03的效果的Μη的平衡设定 在3彡（5XM〇V(3XMn)彡20 (1)的适当的范围（图2)。如图2所示，在本发明的成分 系中，要提高耐氧化性，最好使上述的Mo/Mn比在20以下。通过满足此条件，能够使氧化铁 皮剥离性成为本发明的目标值、即l〇〇〇°C X200小时的大气中连续氧化试验中的氧化铁皮 剥离量在l.〇g/cm2以下。如此一来，在使用本发明的钢作为汽车的排气系统材料时，壁厚 减薄变少，能够使用。Mo/Mn比的上限及下限可根据Mo、Mn的成分范围来决定。可是，为了 确保其效果，将Mo/Mn比的上限优选规定为15以下，更优选规定为10以下。由此，能够将 上述试验的氧化铁皮剥离量规定为l.Og/cm2以下。
[0061] 再者，从确保高温强度及加工性的观点出发，将Mo/Mn比的下限规定为3,优选规 定为4,更优选规定为5。为了大致消除氧化铁皮剥离，可以使Mo/Mn比在3?10的范围。
[0062] 另外发现：为了防止W的不良影响，通过使各元素的平衡在2. 28彡（5XM〇+2. 5W)/ (4XMn)彡8.0 (2)的适当的范围，能够大致消除氧化铁皮的剥离（图3)。基于上述理由， 将上限优选规定为7. 5,更优选规定为7. 0。下限可根据Mo、W、Μη的成分范围决定，但优选 规定为2. 5,更优选规定为3. 0。
[0063] 此外，为进一步提高高温强度等诸特性，也可以添加以下元素。
[0064] Ni是提高耐蚀性的元素，但过度的添加会在高温区域形成奥氏体相，在表面产 生异常氧化及氧化铁皮剥离。基于上述理由，将上限规定为1.0%，优选规定为0.8%，更 优选规定为〇. 6%。此外，虽然其作用从Ni :0. 1 %开始稳定地实现，但优选将下限规定为 0. 15%，更优选规定为0. 20%。考虑到制造成本，Ni含量优选为0. 2?0. 6%。
[0065] A1作为脱氧元素而添加，除此以外，还是提高耐氧化性的元素。此外，对于作为固 溶强化元素的强度提高也是有用的。虽从0. 10%开始稳定地实现其作用，但过度的添加会 导致硬质化，使均匀伸长率显著下降，除此以外，还使韧性显著下降。基于上述理由，将上限 规定为1. 0 %，优选规定为0. 60 %，更优选规定为0. 30 %。再者，在以脱氧的目的而添加 A1 时，在钢中，低于0. 10%的A1作为不可避免的杂质而残存。考虑到表面缺陷的发生及焊接 性、制造性，将下限规定为0. 01 %，优选规定为0. 03%，更优选规定为0. 10%。
[0066] V与Nb-同形成微细的碳氮化物，产生析出强化作用，有助于提高高温强度。但 是，如果添加超过0. 50%，则Nb及V碳氮化物粗大化，高温强度降低，加工性下降。基于上 述理由，将上限规定为0. 50 %，优选规定为0. 30 %，更优选规定为0. 20 %。考虑到制造成本 及耐氧化性，使下限为0. 01 %，优选为0. 03%，更优选为0. 05%。
[0067] Mg是改善2次加工性的元素。但是，如果添加超过0. 0100%则加工性显著劣化。 基于上述理由，将上限规定为0. 0100%，优选规定为0. 0050%，更优选规定为0. 0010%。另 夕卜，考虑到成本及表面品位，使下限为0. 0001 %，优选为0. 0003%，更优选为0. 0004%。
[0068] Sn因原子半径大，因此是通过固溶强化而有助于高温强度的有效的元素。此外，不 会使常温的机械特性太劣化。但是，如果添加超过〇. 50%，则使制造性及加工性显著劣化。 基于上述理由，将上限规定为0. 50%，优选规定为0. 30%，更优选规定为0. 20%。此外，考 虑到耐氧化性等，将下限规定为0. 05%，优选规定为0. 03%，更优选规定为0. 01 %。
[0069] Co是提高高温强度的元素。但是，如果添加超过1. 50%，则使制造性及加工性显 著劣化。基于上述理由，将上限规定为1.50%，优选规定为1.00%，更优选规定为0.50%。 另外，考虑到成本，将下限规定为0. 01 %，优选规定为0. 03%，更优选规定为0. 05%。
[0070] Zr是改善耐氧化性的元素。但是，如果添加超过1. 0%，则粗大的Laves相析出， 使制造性及加工性显著劣化。基于上述理由，将上限规定为1.0%，优选规定为0.80%， 更优选规定为〇. 50 %。另外，考虑到成本及表面品位，将下限规定为0. 01 %，优选规定为 0. 03 %，更优选规定为0. 05 %。
[0071] Hf与Zr同样，是改善耐氧化性的元素。但是，如果添加超过1. 0%，则粗大的Laves 相析出，使制造性及加工性显著劣化。基于上述理由，将上限规定为1.0%，优选规定为 0. 80%，更优选规定为0. 50%。另外，考虑到成本及表面品位，将下限规定为0. 01%，优选 规定为0. 03 %，更优选规定为0. 05 %。
[0072] Ta与Zr及Hf同样，是改善耐氧化性的元素。但是，超过2. 0%的添加会使粗大的 Laves相析出，使制造性及加工性显著劣化。基于上述理由，将上限规定为2. 0%，优选规定 为1.50%，更优选规定为1.00%。另外，考虑到成本及表面品位，而将下限规定为0.01%， 优选规定为〇. 03 %，更优选规定为0. 05 %。
[0073] 本发明的铁素体系不锈钢板的特征在于：当在900?1000°C的范围的温度下按 100小时以上的条件实施热处理时，在氧化膜的最外层中生成（Mn、Cr) 304。也就是说，由此 能够确认具有含Μη氧化膜形成能力。此外，其特征在于：在1000°C进行200 (+10/ - 10)小 时的大气中连续氧化试验时的氧化铁皮剥离量为l.Omg/cm2以下。也就是说，由此能够确 认氧化铁皮剥离性优良。
[0074] 本发明的钢板的制造方法能够采用一般的铁素体系不锈钢的制造方法。例如，可 通过以下工序制造钢板，将具有本发明范围的组成的铁素体系不锈钢熔化，制造板坯，在加 热至1000?1200°C后，在1100?700°C的范围进行热轧，制造板厚为4?6mm的热轧板，然 后在800?1KKTC下退火后进行酸洗，对该退火酸洗板进行冷轧，制造板厚为1. 5?2. 5_ 的冷轧板，然后在900?1100°C进行了成品退火后进行酸洗。但是，在最终退火后的冷却 速度中，在冷却速度慢时，由于Laves相等的析出物大量析出，所以有高温强度下降、常温 延展性等加工性劣化的可能性。因此，优选将从最终退火温度到600°C为止的平均冷却速 度控制在5°C /sec以上。此外，可以适宜选择热轧板热轧条件、热轧板厚、热轧板退火的有 无、冷轧条件、热轧板及冷轧板退火温度、气氛等。此外，也可以多次反复进行冷轧及退火， 或在冷轧及退火后附加调质轧制及张力平整。另外，关于制品板厚，只要根据所要求的部件 的厚度选择即可。
[0075] 实施例
[0076] <试样制作方法>
[0077] 熔炼具有表1、表2所示的成分组成的钢，铸造成50kg的板坯，在1100?700°C对 板述进行热乳，形成板厚为5mm的热乳板。然后，在900?1000°C对热乳板进行了退火后 实施酸洗，冷轧到板厚为2mm，实施退火及酸洗，形成制品板。将冷轧板的退火温度控制在 1000?1200°C，将从退火温度到600°C为止的冷却速度控制在5°C /sec以上。表1中的 No. 1?23为本发明例，表2中的No. 24?49为比较例。在表2中，对不符合本发明范围的 数值附加下划线。在表1、2中，"一"意味着不积极添加，为不可避免的杂质水平。此外用粗 体字表示式（2)的中间部分为优选范围外的数值。
[0078] <耐氧化性试验方法>
[0079] 由如此得到的制品板中制作20mmX20mm、原板厚的氧化试验片，在大气中在 1000°C下进行200 (+10/- 10)小时的连续氧化试验，评价有无发生异常氧化和氧化铁皮剥 离（按照JIS Z 2281)。只要氧化增量为4.0mg/cm2以下，就作为无异常氧化规定为B (适 合），将其以外的情况作为有异常氧化而规定为C(不适合）。此外，只要氧化铁皮剥离量为 1. Omg/cm2以下就规定为B (适合），只要无氧化铁皮剥离就规定为A (优良），将其以外的情 况作为有氧化铁皮剥离而规定为C(不适合）。
[0080] <含Μη氧化膜的确认方法>
[0081] 对按耐氧化性试验方法进行了连续氧化试验的试验片的截面，在用树脂埋没后进 行镜面研磨，用ΕΡΜΑ对研磨过的试验片进行元素测绘，确认Μη在最外层是否浓化。以2000 倍对氧化铁皮最表层部进行Fe、Cr、Mn、Si、0的元素测绘，只要在最外层Μη浓化到8质量％ 以上，就作为具有含Μη氧化膜而规定为Β (适合），将其以外的情况作为没有而规定为C (不 适合）。
[0082] <高温拉伸试验方法>
[0083] 由制品板制作将轧制方向作为长度方向的长度为100mm的高温拉伸试验片，进行 1000°C拉伸试验，测定了 0.2%屈服强度（按照JIS G 0567)。这里，将1000°C的0.2%屈 服强度为llMPa以上的情况规定为B (适合），将低于llMPa的情况规定为C(不适合）。
[0084] <常温的加工性评价方法>
[0085] 按照JIS Z 2201制作了将与轧制方向平行的方向作为长度方向的JIS13B号试验 片。采用这些试验片进行拉伸试验，测定了断裂伸长率（按照JIS Z 2241)。这里，只要常 温下的断裂伸长率为30 %以上，就可加工成一般的排气部件，因此将具有30 %以上的断裂 伸长率的情况规定为B (适合），将低于30%的情况规定为C (不适合）。
[0086] i

【权利要求】
1. 一种含Μη铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量％计含有C :0. 001?0. 020 %、N : 0. 001 ?0. 020%、Si :0. 10 ?0. 40%、Mn :0. 20 ?1. 00%、Cr :16. 0 ?20. 0%、Nb :0. 30 ? 0. 80%、M〇 :1. 80 ?2. 40%、W :0. 05 ?1. 40%、Cu :1. 00 ?2. 50%、B :0. 0003 ?0. 0030%， 进而以满足下记式（1)的方式含有上述成分，剩余部分由铁及不可避免的杂质构成， 3 ^ (5XMo)/(3XMn) ^ 20 (1) 这里，式（1)的Μο、Μη意味为各自的含量，单位为质量％。
2. 根据权利要求1所述的含Μη铁素体系不锈钢板，其特征在于，进而以满足下记式 (2)的方式含有所述成分， 2. 28 ^ (5ΧΜο+2. 5Xff)/(4XMn) ^ 8. 0 (2) 这里，式⑵的Mo、Mn、W意味为各自的含量，单位为质量％。
3. 根据权利要求1或2所述的含Μη铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量％计，含有 选自以下第1组?第4组的至少1组中的成分， 第 1 组：含有 Ni :0· 10 ?1. 0%、Α1 :0· 01 ?1. 0%、V :0· 01 ?0· 50%中的 1 种以上、 第 2 组：含有 Mg :0· 00010 ?0· 0100%、 第3组：含有Sn :0. 01?0. 50%、Co :0. 01?1. 50%中的1种以上、 第 4 组：含有 Zr :0· 01 ?1. 0%、Hf :0· 01 ?1. 0%、Ta :0· 01 ?2. 0%中的 1 种以上。
4. 根据权利要求1?3中任一项所述的含Μη铁素体系不锈钢板，其特征在于，在按 900?1000°C Χ100小时以上的条件实施热处理时，在氧化膜的最外层中生成（Mn、Cr) 304。
5. 根据权利要求1?4中任一项所述的含Μη铁素体系不锈钢板，其特征在于，对于权 利要求1?3中任一项所述的铁素体系不锈钢板，在1000°C进行200小时的大气中连续氧 化试验时的氧化铁皮剥离量为1. 〇mg/cm2以下。
【文档编号】C21D9/46GK104160054SQ201380012714
【公开日】2014年11月19日 申请日期:2013年3月8日 优先权日:2012年3月9日
【发明者】神野宪博, 滨田纯一, 井上宜治 申请人:新日铁住金不锈钢株式会社