铁素体系不锈钢的制作方法

本发明涉及具有优良的热疲劳特性、高温疲劳特性和耐氧化性的铁素体系不锈钢。本发明的铁素体系不锈钢能够优选应用于汽车、摩托车的排气管、催化剂外筒材料(也称为转换器箱)、火力发电厂的排气管道等在高温环境下使用的排气系统构件。

背景技术：

对于在汽车的排气系环境下使用的排气歧管、排气管、转换器箱、消声器等排气系统构件，要求热疲劳特性、高温疲劳特性和耐氧化性(以下，有时将它们统称为“耐热性”)优良。在这样的要求耐热性的用途中，目前多使用添加有Nb和Si的钢(例如，JFE429EX(15质量％Cr-0.9质量％Si-0.4质量％Nb系)(以下，有时称为Nb-Si复合添加钢))这样的含Cr钢。特别是，已知含有Nb的含Cr钢具有优良的耐热性。但是，添加有Nb时，Nb本身的原料成本高，结果，钢的制造成本升高。因此，从制造成本的观点考虑，需要开发出使Nb的添加为最低限度、并且具有高耐热性的钢。

针对该问题，在专利文献1中公开了通过复合添加Ti、Cu和B而使耐热性提高的不锈钢板。

在专利文献2中公开了通过添加Cu而使加工性提高的不锈钢板。

在专利文献3中公开了通过添加Ti而使耐热性提高的耐热铁素体系不锈钢板。

在专利文献4中公开了通过添加Nb、Cu、Ti、Ni和Al而使耐热性提高的耐热铁素体系不锈钢板。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2010-248620号公报

专利文献2：日本特开2008-138270号公报

专利文献3：日本特开2009-68113号公报

专利文献4：日本特开2013-100595号公报

技术实现要素：

发明所要解决的问题

但是，专利文献1记载的技术中，添加有Cu，因此耐连续氧化性差。另外，专利文献1记载的技术中，添加有Ti，因此氧化皮的密合性降低。耐连续氧化性不足时，在高温下的使用中，氧化皮增加，母材的壁厚减小，因此，得不到优良的热疲劳特性。另外，氧化皮的密合性低时，在使用中发生氧化皮的剥离，对其他构件的影响成为问题。

通常，在对氧化皮的增加量进行评价的情况下，进行测定在高温下等温保持后的氧化增量的连续氧化试验，在对氧化皮的密合性进行评价的情况下，进行反复升温和降温并考察有无氧化皮的剥离的反复氧化试验。此时，将前者称为耐连续氧化性，将后者称为耐反复氧化性。以下，在称为耐氧化性的情况下，意味着耐连续氧化性和耐反复氧化性这两者。

专利文献2记载的技术中，未添加适量的Ti，因此，钢中的C、N与Cr结合，发生在晶界附近形成贫Cr层的敏化。发生敏化时，贫Cr层的耐氧化性降低，因此存在得不到作为钢的优良耐氧化性的问题。

专利文献3中，没有公开复合添加有Cu、Ti、Ni和B的例子。在不添加B时，得不到ε-Cu析出时的微细化效果，存在得不到优良的热疲劳特性的问题。

专利文献4记载的技术中，通过在Nb、Cu、Ti和Ni的基础上添加Al，得到了优良的热疲劳特性、耐氧化性、高温疲劳特性，但若能够进一步改善高温疲劳特性则更好。

本发明是为了解决上述问题而完成的发明，其目的在于提供热疲劳特性和耐氧化性优良、高温疲劳特性极其优良的铁素体系不锈钢。

用于解决问题的方法

发明人对含有Cu、Ti、Ni和Al的钢的高温疲劳特性进行了深入研究，明确了钢中的O(氧)含量对高温疲劳特性产生影响。但是，在专利文献4中，并没有记载钢中的O含量。在本发明中，考虑到钢中的O含量的影响而将O含量限定为适当量，由此，能够提供热疲劳特性和耐氧化性优良、具有极其优良的高温疲劳特性的铁素体系不锈钢板。

在此，本发明中所述的“优良的热疲劳特性”是指，以0.5的约束率在800℃与100℃之间反复时的寿命为910次循环以上。另外，本发明中所述的“优良的耐氧化性”是指，在大气中在1000℃下保持300小时后的氧化增量低于50g/m²并且在大气中在1000℃与100℃之间反复进行400次循环的升温和降温后不发生氧化皮的剥离。另外，本发明中所述的“极其优良的高温疲劳特性”是指，即使在800℃下反复施加100×10⁵次的70MPa的弯曲应力也不发生断裂。

本发明是对上述见解进一步进行研究而完成的，其主旨如下所述。

[1]一种铁素体系不锈钢，其特征在于，以质量％计，含有C：0.020％以下、Si：3.0％以下、Mn：2.0％以下、P：0.040％以下、S：0.030％以下、Cr：10.0～20.0％、N：0.020％以下、Nb：0.005～0.15％、Al：0.20～3.0％、Ti：5×(C+N)～0.50％、Cu：0.55～1.60％、B：0.0002～0.0050％、Ni：0.05～1.0％和O：0.0030％以下，满足Al/O≥100，且余量由Fe和不可避免的杂质构成。在此，5×(C+N)中的C、N和Al/O中的Al、O表示各元素的含量(质量％)。

[2]如[1]所述的铁素体系不锈钢，其特征在于，进一步以质量％计含有选自REM：0.005～0.08％、Zr：0.01～0.50％、V：0.01～0.50％和Co：0.01～0.50％中的一种以上。

[3]如[1]或[2]所述的铁素体系不锈钢，其特征在于，进一步以质量％计含有选自Ca：0.0005～0.0030％和Mg：0.0010～0.0030％中的一种以上。

[4]如[1]～[3]中任一项所述的铁素体系不锈钢，其特征在于，进一步以质量％计含有Mo：0.1～1.0％以下。

发明效果

根据本发明，通过将Nb含量设定为最低限度，能够得到具有优良的热疲劳特性、耐氧化性、极其优良的高温疲劳特性的铁素体系不锈钢。

本发明的铁素体系不锈钢具有优良的热疲劳特性、耐氧化性、极其优良的高温疲劳特性，因此，特别适合作为汽车用排气系统构件。

附图说明

图1是对供于高温疲劳试验的疲劳试验片进行说明的图。

图2是对热疲劳试验片进行说明的图。

图3是表示热疲劳试验条件(温度、约束条件)的图。

图4是对Al含量和O含量给高温疲劳试特性带来的影响进行说明的图。

具体实施方式

以下，对本发明的实施方式进行说明。需要说明的是，本发明不限于以下的实施方式。

对本发明的铁素体系不锈钢的成分组成进行说明。在以下的说明中，表示成分的含量的“％”意味着“质量％”。

C：0.020％以下

C是对提高钢的强度有效的元素。但是，C含量超过0.020％时，韧性和成形性的降低变得显著。因此，在本发明中，将C含量设定为0.020％以下。需要说明的是，从确保不锈钢的成形性的观点考虑，C含量越低越优选，从成形性的观点考虑，优选将C含量设定为0.015％以下。进一步优选为0.010％以下。另一方面，为了确保作为排气系统构件的强度，优选将C含量设定为0.001％以上，更优选为0.003％以上。

Si：3.0％以下

Si是对于耐氧化性提高而言重要的元素。其效果通过使Si含量为0.1％以上而容易地得到。在需要更优良的耐氧化性的情况下，优选使Si含量为0.3％以上。但是，Si含量超过3.0％时，不仅不锈钢的加工性降低，而且氧化皮剥离性也降低。因此，Si含量设定为3.0％以下。更优选的Si含量为0.4～2.0％的范围，进一步优选为0.5～1.0％的范围。

Mn：2.0％以下

Mn是提高钢的强度的元素，并且还具有作为脱氧剂的作用。另外，Mn可以抑制由于含有Si而容易发生的氧化皮剥离。为了得到这些效果，优选将Mn含量设定为0.05％以上。但是，Mn含量超过2.0％时，不仅氧化增量显著增加，而且容易在高温下生成γ相，耐热性降低。因此，Mn含量设定为2.0％以下。优选的Mn含量为0.10～1.0％的范围。进一步优选为0.15～0.50％的范围。

P：0.040％以下

P是使韧性降低的有害元素。优选尽可能地降低P含量。因此，在本发明中，P含量设定为0.040％以下。优选为0.030％以下。

S：0.030％以下

S使伸长率、r值降低而对成形性产生不良影响，并且还是使作为不锈钢的基本特性的耐腐蚀性降低的有害元素。因此，优选尽可能地降低S含量。因此，在本发明中，S含量设定为0.030％以下。优选为0.010％以下。进一步优选为0.005％以下。

Cr：10.0～20.0％

Cr是对提高作为不锈钢的特征的耐腐蚀性、耐氧化性有效的重要元素。Cr含量低于10.0％时，得不到充分的耐氧化性。另一方面，Cr是在室温下将钢固溶强化、从而发生硬质化、低延性化的元素。特别是，Cr含量超过20.0％时，该弊病变得显著，因此，上限设定为20.0％。优选的Cr含量为12.0～18.0％的范围。进一步优选为14.0～16.0％的范围。

N：0.020％以下

N是使钢的韧性和成形性降低的元素。N含量超过0.020％时，成形性的降低变得显著。因此，N含量设定为0.020％以下。另外，从确保不锈钢的韧性、成形性的观点考虑，优选尽可能地降低N含量，优选设定为0.015％以下。这样，优选不主动添加N，不主动添加N的不锈钢、即不含N的不锈钢和以不可避免的杂质的形式含有N的不锈钢是本发明的不锈钢。但是，为了降低N含量，需要延长精炼时间。因此，过度地降低N含量会导致制造成本增加。在本发明中，考虑到韧性、成形性与制造成本的平衡，N含量优选为0.005％以上且0.015％以下。

Nb：0.005～0.15％

在本发明这样的含Cu钢中，具有使ε-Cu更微细地析出、抑制ε-Cu的粗大化、从而提高热疲劳特性和高温疲劳特性的效果。其效果通过使Nb含量为0.005％以上而得到。但是，含有超过0.15％的Nb时，钢的再结晶温度大幅升高，必须升高制造时的退火温度，制造成本也增加。因此，Nb含量设定为0.005～0.15％的范围。优选为0.02～0.12％的范围，更优选为0.04～0.10％的范围。

Al：0.20～3.0％

Al作为有助于提高含Cu钢的耐氧化性和耐高温盐害腐蚀性的元素而已知。在本发明中，Al作为通过固溶强化使钢的高温强度增加、提高高温疲劳特性的元素也是重要的。这些效果通过使Al含量为0.20％以上而得到。另一方面，Al含量超过3.0％时，钢的韧性显著降低，容易发生脆性破坏，得不到优良的高温疲劳特性。因此，Al含量设定为0.20～3.0％的范围。优选为0.25～1.0％的范围。最均衡地得到高温疲劳特性与耐氧化性和韧性的范围是Al含量为0.30～0.50％的范围。

如后所述，Al是容易与O结合而形成氧化物的元素。钢中O含量多时，Al相应程度地形成氧化物。Al氧化物的形成量越多，则钢中的Al固溶量越减少，固溶强化量降低。此外，与钢中O结合而形成的Al氧化物容易成为龟裂的起点，因此使高温疲劳特性劣化。因此，在本发明中，为了尽可能地使Al固溶于钢中，如后所述，将钢中O量抑制为最低限度。

Ti：5×(C+N)～0.50％

Ti与Nb同样地具有将C、N固定而使不锈钢的耐腐蚀性、成形性、焊接部的晶界腐蚀性提高的作用。在本发明中，能够利用Ti将C、N固定，因此，能够将Nb含量抑制为最低限度。即，在本发明中，Ti成为用于固定C、N的重要元素。为了得到其效果，需要含有5×(C+N)％以上的Ti含量。在此，5×(C+N)中的C、N表示各元素的含量(质量％)。Ti含量比5×(C+N)％少时，无法将C、N充分固定，Cr在晶界形成碳氮化物。由此，发生在晶界附近形成Cr量少的区域(贫Cr层)的敏化现象，不锈钢的耐氧化性降低。另外，Ti相对于C、N不足时，Al与N结合，因此，在本发明中，也得不到重要的Al的固溶强化所带来的高温疲劳特性提高效果。另一方面，Ti含量超过0.50％时，不仅钢的韧性降低，氧化皮的密合性(＝耐反复氧化性)也降低。因此，Ti含量设定为5×(C+N)～0.50％的范围。优选为超过0.15％且在0.40％以下的范围。更优选为0.20～0.30％的范围。

Cu：0.55～1.60％

Cu是对提高热疲劳特性非常有效的元素。这是由于ε-Cu的析出强化而引起的，在本发明的含Ti钢中，为了得到其效果，需要使Cu含量为0.55％以上。另一方面，Cu会使耐氧化性和加工性降低，而且，Cu含量超过1.60％时，会导致ε-Cu的粗大化，反而使热疲劳特性降低。因此，Cu含量设定为0.55～1.60％的范围。优选为0.7～1.3％的范围。但是，仅含有Cu不能得到充分的热疲劳特性提高效果。不仅需要如前所述通过微量添加Nb而使ε-Cu微细化、抑制ε-Cu的粗大化，而且需要如后所述通过复合添加B而同样地使ε-Cu微细化、抑制ε-Cu的粗大化，从而使析出强化效果长时间持续。由此，能够提高热疲劳特性。

B：0.0002～0.0050％

B使加工性、特别是二次加工性提高。此外，B还具有在本发明这样的含Cu钢中使ε-Cu微细化、提高高温强度并且抑制ε-Cu的粗大化的效果，因此是对提高热疲劳特性有效的本发明中重要的元素。不含有B时，ε-Cu容易粗大化，不能充分得到Cu含有所带来的热疲劳特性提高效果。另外，在本发明中，B是还具有提高耐氧化性、特别是水蒸气气氛中的耐氧化性的效果的重要元素。这些效果可以通过使B含量为0.0002％以上而得到。另一方面，B含量超过0.0050％时，钢的加工性、韧性降低。因此，B含量设定为0.0002～0.0050％的范围。优选为0.0005～0.0030％的范围。

Ni：0.05～1.0％

Ni在本发明中是重要的元素。Ni是不仅提高钢的韧性、还提高耐氧化性的元素。为了得到其效果，需要使Ni含量为0.05％以上。不含有Ni或者Ni含量少于0.05％时，不能补偿由于含有Cu和含有Ti而降低的耐氧化性，得不到充分的耐氧化性。耐氧化性不足时，由于氧化量增加而使母材的板厚减少，另外，由于氧化皮剥离而产生龟裂的起点，因此，得不到优良的热疲劳特性。另一方面，Ni是昂贵的元素，并且是强的γ相形成元素。Ni含量超过1.0％时，在高温下生成γ相，反而使耐氧化性降低。因此，Ni含量设定为0.05～1.0％的范围。优选为0.10～0.50％的范围，更优选为0.15～0.30％的范围。

O：0.0030％以下

O在本发明这样的含Al钢中是重要的元素。钢中存在的O在暴露于高温时优先与钢中的Al结合。由于该结合，不仅Al的固溶量减少而使高温强度降低，而且在钢中粗大地析出的Al氧化物在高温疲劳试验中成为龟裂产生的起点。其结果，得不到优良的高温疲劳特性。O在钢中大量存在时，就那样地与大量的Al结合而使Al的固溶量减少，不仅如此，O容易从外部侵入，因此，容易以钢中O含量以上的程度形成Al氧化物。因此，优选尽可能地降低钢中含有的O含量，限定为0.0030％以下。优选为0.0020％以下。进一步优选为0.0015％以下。

Al/O≥100

如上所述，在本发明这样的含Al钢中，为了利用Al的固溶强化而提高高温疲劳特性，O含量的降低变得重要。此外，发明人对Al与O的含量比给高温疲劳特性带来的影响进行了详细调查后发现，通过在满足Al：0.20～3.0质量％且O≤0.0030质量％的基础上满足Al/O≥100，可以得到极其优良的高温疲劳特性。作为其理由，认为是由于与钢中存在的O结合而生成的Al氧化物与在暴露于高温时与从外部空气侵入的O结合而生成的Al氧化物相比，致密性较差，因此，不易有助于耐氧化性的提高，容许O从外部空气的进一步侵入，促进成为龟裂的起点的Al氧化物的生成。需要说明的是，Al/O中的Al和O表示各元素的含量。

基础试验

以下，规定钢的成分组成的成分％全部表示质量％。

将成分组成以C：0.010％、Si：0.8％、Mn：0.3％、P：0.030％、S：0.002％、Cr：14％、N：0.010％、Nb：0.1％、Ti：0.25％、Cu：0.8％、B：0.0010％、Ni：0.20％为基础并且使Al、O的含量分别在0.2～2.0％、0.001～0.005％的范围内发生各种变化的钢以实验室规模进行熔炼，制成30kg钢锭。将钢锭加热至1170℃后，进行热轧而制成厚度35mm×宽度150mm的薄板坯。将该薄板坯加热至1050℃后，进行热轧而制成板厚5mm的热轧板。然后，在900～1050℃下进行热轧板退火，酸洗，将所得到的热轧退火板通过冷轧使板厚为2mm，在850～1050℃下进行最终退火，制成冷轧退火板。将该冷轧退火板供于下述的高温疲劳试验。

高温疲劳试验

由以上述方式得到的冷轧退火板制作图1所示的形状的高温疲劳试验片，供于下述的高温疲劳试验。

利用申克(Schenck)式疲劳试验机，在800℃、1300rpm的条件下对冷轧退火板表面负荷70MPa的弯曲应力。此时，将直至试验片破损为止的循环数(破损反复数)作为高温疲劳寿命，如下进行评价。

○(合格)：在反复数为100×10⁵次时未断裂

△(不合格)：在反复数为15×10⁵次以上且100×10⁵次以下时断裂

×(不合格)：在反复数少于15×10⁵次时断裂

图4中示出了高温疲劳试验的结果。由图4可知，通过使O量为0.0030％以下、使Al量为0.20％以上并且使Al/O≥100，可以得到极其优良的高温疲劳寿命。需要说明的是，横轴的O(％)表示O含量，纵轴的Al(％)表示Al含量。

以上是本发明的铁素体系不锈钢的必要成分，从提高耐热性的观点考虑，可以进一步以下述范围添加选自REM、Zr、V和Co中的一种以上作为选择元素(任意成分)。

REM：0.005～0.08％、Zr：0.01～0.50％

REM(稀土元素)和Zr均是改善耐氧化性的元素。本发明的不锈钢根据需要含有这些元素。为了得到上述效果，优选REM含量为0.005％以上、Zr含量为0.01％以上。但是，REM含量超过0.08％时，钢发生脆化。另外，Zr含量超过0.50％时，Zr金属间化合物析出，钢发生脆化。因此，在含有REM的情况下，其含量设定为0.0005～0.08％以下，在含有Zr的情况下，其含量设定为0.01～0.50％以下。

V：0.01～0.50％

V具有不仅提高高温强度、而且提高耐氧化性的效果。另外，还具有抑制在粗大化时成为龟裂的起点等的对高温疲劳特性、韧性产生不良影响的Ti碳氮化物的粗大化的效果。为了得到这些效果，优选将V含量设定为0.01％以上。但是，V含量超过0.50％时，析出粗大的V(C,N)，反而使韧性降低。因此，在含有V的情况下，V含量设定为0.01～0.50％的范围。优选为0.03～0.40％的范围。更优选为0.05～0.25％的范围。

Co：0.01～0.50％

Co是对韧性的提高有效的元素，并且是提高高温强度的元素。为了得到其效果，优选将Co含量设定为0.01％以上。但是，Co是昂贵的元素，另外，即使Co含量超过0.50％，上述效果也饱和。因此，在含有Co的情况下，其含量设定为0.01～0.50％的范围。优选为0.02～0.20％的范围。

进而，从提高加工性、制造性的观点考虑，可以以下述范围含有选自Ca和Mg中的一种以上作为选择元素。

Ca：0.0005～0.0030％

Ca是对防止连铸时容易发生的、由于Ti系夹杂物析出而引起的喷嘴堵塞有效的成分。Ca含量为0.0005％以上时，表现出该效果。但是，为了不产生表面缺陷而得到良好的表面性状，需要将Ca含量设定为0.0030％以下。因此，在含有Ca的情况下，其含量设定为0.0005～0.0030％的范围。优选为0.0005～0.0020％的范围。更优选为0.0005～0.0015％的范围。

Mg：0.0010～0.0030％

Mg是提高钢坯的等轴晶率、对提高加工性、韧性有效的元素。在本发明这样的含Ti钢中，Mg还具有抑制Ti的碳氮化物的粗大化的效果。其效果通过使Mg含量为0.0010％以上而得到。Ti碳氮化物粗大化时，产生脆性裂纹的起点，钢的韧性大幅降低。另一方面，Mg含量超过0.0030％时，钢的表面性状变差。因此，在含有Mg的情况下，其含量设定为0.0010～0.0030％的范围。优选为0.0010～0.0020％的范围。更优选为0.0010～0.0015％的范围。

进而，从提高耐热性的观点考虑，可以以下述的范围含有Mo作为选择元素。

Mo：0.05～1.0％以下

Mo是通过利用固溶强化使钢的强度显著增加而提高耐热性的元素。Mo还具有提高高温下的耐盐害腐蚀性的效果。其效果在Mo含量为0.05％以上时得到。但是，Mo是昂贵的元素，并且在本发明这样的含有Ti、Cu、Al的钢中，会使耐氧化性降低。因此，在含有Mo的情况下，其含量的上限设定为1.0％。因此，在含有Mo的情况下，其含量设定为0.05～1.0％的范围。优选为0.10～0.50％以下。

上述必要元素、选择元素以外的余量为Fe和不可避免的杂质。

接着，对本发明的铁素体系不锈钢的制造方法进行说明。

本发明的不锈钢的制造方法基本上只要是铁素体系不锈钢的通常的制造方法即可，没有特别限定。但是，为了降低对本发明重要的钢中O含量，如后所述，在精炼工序中对制造条件进行控制。以下示出制造方法的例子。首先，利用转炉、电炉等公知的熔化炉将钢熔炼，或者进一步经过钢包精炼、真空精炼等二次精炼，制成上述的具有本发明的成分组成的钢。此时，在本发明中，需要充分降低作为重要元素的O含量。此时，仅添加Al，有时不能充分降低钢中O含量。例如，生成的炉渣的碱度(CaO/Al₂O₃)小时，平衡氧浓度增大，钢中O含量增高。另外，真空精炼后的大气开放时间延长时，存在来自大气中的氧侵入钢中的可能性。因此，在制造本发明钢时，以使炉渣的碱度增大的方式进行控制，并且尽可能地缩短真空精炼后的钢水在大气中保持的时间。接着，通过连铸法或铸锭-开坯轧制法，将上述钢制成钢片(钢坯)。然后，优选依次经过热轧、热轧板退火、酸洗、冷轧、最终退火、酸洗等工序，将钢坯制成冷轧退火板。

在此，上述冷轧可以为一次冷轧或者夹着中间退火的两次以上的冷轧，另外，冷轧、最终退火、酸洗的工序可以反复进行。

另外，可以根据情况省略上述热轧板退火，在要求钢板表面的光泽性的情况下，可以在冷轧后或最终退火后实施表面光轧。

更优选的制造方法是将上述热轧的条件和冷轧的条件中的至少一者设定为特定条件的方法。以下，对优选的制造条件进行说明。

炼钢中，优选将含有必要成分和根据需要添加的任意成分的钢水使用转炉或电炉等进行熔炼，通过VOD法进行二次精炼。熔炼后的钢水可以通过公知的制造方法制成钢原材，从生产率和品质的观点考虑，优选通过连铸法制造。

将连铸得到的钢原材加热至例如1000～1250℃，通过热轧制成期望板厚的热轧板。热轧板的板厚没有特别限定，优选设定为约4mm以上且约6mm以下。当然也可以加工为板材以外的形式。对于该热轧板，根据需要实施850℃～1100℃的连续退火，然后，通过酸洗等进行脱氧化皮。由此得到热轧板制品。另外，可以根据需要在酸洗前通过喷丸除去氧化皮。

进而，为了得到冷轧退火板，将上述得到的热轧退火板进行冷轧而制成冷轧板。冷轧退火板的板厚没有特别限定，优选为约1mm以上且约3mm以下。该冷轧中，根据生产上的情况，可以根据需要进行包含中间退火的两次以上的冷轧。包含一次冷轧或两次以上冷轧的冷轧工序的总压下率设定为60％以上，优选为70％以上。

对于冷轧板，在退火温度为850～1150℃、进一步优选为850～1050℃的条件下实施连续退火(最终退火)，接着实施酸洗。由此得到冷轧退火板。另外，根据用途，也可以在酸洗后进行轻度轧制(表面光轧等)，对钢板的形状、品质进行调整。

使用以上述方式制造而得到的热轧板制品或冷轧退火板制品，根据各自的用途实施弯曲加工等，成形为汽车、摩托车的排气管、催化剂外筒材料和火力发电厂的排气管道或者燃料电池相关构件(例如，隔板、内部连线、重整器等)。

用于焊接这些构件的焊接方法没有特别限定，可以应用MIG(Metal Inert Gas，金属惰性气体电弧焊)、MAG(Metal Active Gas，金属活性气体电弧焊)、TIG(Tungsten Inert Gas，钨极惰性气体电弧焊)等通常的电弧焊方法、点焊、缝焊等电阻焊方法和电阻缝焊方法等高频电阻焊、高频感应焊。

实施例

将具有表1(将表1-1、表1-2和表1-3合并作为表1)所示的成分组成的钢利用真空熔化炉进行熔炼，铸造，制成30kg钢锭。将钢锭加热至1170℃后，进行热轧，制成厚度35mm×宽度150mm的薄板坯。将该薄板坯分为两半，使用其中一个，加热至1050℃后，进行热轧，制成板厚5mm的热轧板。然后，在900～1050℃下进行热轧板退火、酸洗而得到热轧退火板，将其通过冷轧使板厚为2mm，在850～1050℃下进行最终退火而制成冷轧退火板。将该冷轧退火板供于下述的高温疲劳试验。

高温疲劳试验

由以上述方式得到的冷轧退火板制作图1所示的形状的疲劳试验片，供于下述的高温疲劳试验。

利用申克(Schenck)式疲劳试验机，在800℃、1300rpm的条件下对冷轧退火板表面负荷70MPa的弯曲应力。此时，将直至试验片破损为止的循环数(破损反复数)作为高温疲劳寿命，如下进行评价。

○(合格)：在反复数为100×10⁵次时未断裂

△(不合格)：在反复数为15×10⁵次以上且100×10⁵次以下时断裂

×(不合格)：在反复数少于15×10⁵次时断裂

大气中连续氧化试验

从以上述方式得到的各种冷轧退火板上切下30mm×20mm的样品，在样品上部开出4mmφ的孔，将表面和端面使用#320的金刚砂纸进行研磨，脱脂后，将样品悬挂在加热保持于1000℃的大气气氛的炉内，保持300小时。试验后，测定样品的质量，求出其与预先测定的试验前的质量之差，算出氧化增量(g/m²)。需要说明的是，试验各实施两次，将两次都低于50g/m²的情况作为“○”(合格)、将即使一次氧化增量为50g/m²以上的情况也作为“×”(不合格)，对耐氧化性进行评价。

大气中反复氧化试验

使用与上述的大气中连续氧化试验同样的试验片，在大气中，将反复加热、冷却至100℃×1分钟和1000℃×20分钟的温度的热处理进行400次循环，测定试验前后的试验片的质量差，计算出每单位面积的氧化增量(g/m²)，并且确认有无从试验片表面剥离的氧化皮。将显著观察到氧化皮剥离的情况作为不合格(表1中的“×”)，将未观察到氧化皮剥离的情况作为合格(表1中的“○”)。需要说明的是，上述试验中的加热速度和冷却速度分别设定为5℃/秒、1.5℃/秒。

热疲劳试验

将分为两半的上述50kg钢锭的剩余的钢锭加热至1170℃后，进行热轧而制成厚度30mm×宽度150mm的薄板坯，然后，对该薄板坯进行锻造，制成35mm见方的方棒，在1030℃的温度下退火后，进行机械加工，加工成图2所示的形状、尺寸的热疲劳试验片，供于下述的热疲劳试验。

热疲劳试验如图3所示在将上述试验片以0.5的约束率进行约束的同时在100℃与800℃之间反复进行升温、降温的条件下进行。此时的100℃和800℃下的保持时间设定为2分钟。需要说明的是，关于上述热疲劳寿命，用在100℃下检测到的载荷除以试验片均热平行部(参考图2)的截面积而算出应力，将应力相对于试验初期(第5次循环)的应力降低至75％时的循环数作为热疲劳寿命。将热疲劳特性为910次循环以上的情况评价为“○”(合格)，将热疲劳特性少于910次的情况评价为“×”(不合格)。

将通过上述试验得到的结果归纳示于表1中。

[表1-3]

由表1可知，本发明例显示出优良的热疲劳特性、耐氧化性，而且显示出极其优良的高温疲劳特性，确认实现了本发明的目标。

产业上的可利用性

本发明的钢不仅适合作为汽车等的排气系统构件使用，而且还能够适合作为要求同样特性的火力发电系统的排气系统构件或固体氧化物型燃料电池用构件使用。