专利名称：铁素体系不锈钢的制作方法
技术领域：
本发明涉及一种适合使用在实施钎焊的部件中的铁素体系不锈钢。本发明还涉及一种特别适合用作构成热交换器的部件的铁素体系不锈钢。
背景技术：
出于有效地再利用排热气体的目的，在诸如燃气热水器或Eco-cute罐体的热交 换板等多种领域中使用热交换器。在燃气热水器中，由于排热气体的成分冷凝而产生包 含硝酸、硫酸和氯的混合液体，因此人们担心液/液的热交换后，在热交换板上由于含 有高浓度的氯而出现耐蚀性变差。另外，在部件的接合中使用镍基钎料(Ni 3々)或铜 基钎料(Cu 3 ))，需要避免因钎焊时的组织粗大化带来的延性、韧性变差。通常在要 求这样的耐蚀性和钎焊性的部件中使用铜或铜合金。铜的强度低，因此为了提高强度， 需要对部件加厚，这造成成本升高的问题。因此迄今为止在热交换器钢制部件中仍使用 SUS304和SUS316等奥氏体系不锈钢作为铜的代替物。对实施钎焊的部件要求如下特性(1)各种良好的钎焊性，例如镍基钎料钎焊性、铜基钎料钎焊性以及使用了低成 本的黄铜基钎料(黄銅3、)等的火焰钎焊性等。此外，实施钎焊的部件为热交换器部件(制冷剂配管或水配管)等金属部件的情 况下也要求如下特性(2)从燃烧气体排出的凝结水中的硝酸或硫酸环境下的耐蚀性或在氯浓度高的水 环境下的耐间隙腐蚀等良好的耐蚀性。作为具有这些特性、具有良好的钎焊性的材料，日本专利2642056中研究了铁 素体系不锈钢的使用。现有技术文献专利文献专利文献1:日本专利2642056号公报
发明内容
铁素体系不锈钢的热膨胀系数比奥氏体系钢种小，并且材料成本一般也比奥氏 体系钢种低。汽车的排气路径的排热回收部件或消音器部件较多使用铁素体系不锈钢。 但是，实施镍基钎料钎焊、铜基钎料钎焊或火焰钎焊等钎焊的情况下，需要将材料暴露 在1000°C以上的高温，结果在这样的高温下，通常铁素体系不锈钢与奥氏体系不锈钢相 比容易产生扩散，晶粒粗大化容易引起延性或韧性的降低。上述日本专利2642056号公报中，公开了钎焊性好的热交换器用铁素体系不锈 钢。但是，没有涉及钎焊时的晶粒粗大化或水环境下的间隙腐蚀。本发明的目的在于提供一种铁素体系不锈钢，该铁素体系不锈钢适合用作供如 下钎焊的部件，例如，在镍基钎料、铜基钎料钎焊或使用了黄铜基钎料等的火焰钎焊等。此外，本发明的目的还在于提供一种铁素体系不锈钢，该铁素体系不锈钢适合作为 如下金属部件的材料，例如，兼具钎焊性和高氯浓度的水存在的环境下的耐蚀性的热交 换器部件等。上述目的是通过应用铁素体系不锈钢实现的，该铁素体系不锈钢的特征在于， 以质量％计，C为0.03%以下、Si为3%以下、Mn为2%以下、P为0.05%以下、S为 0.03%以下、Cr为17 26%、Nb为0.15 0.8%、N为0.03%以下，余部的主成分由 Fe和不可避的杂质构成，表示固溶Nb量的下述A值为0.10以上。
A = Nb-(CX92.9/12+NX92.9/14)另外，优选的是，铁素体系不锈钢中的析出物的最大直径(最大径)d为0.25μιη 以下，析出物的体积率f为0.05%以上。上述铁素体系不锈钢中，根据其他需要，可以分别选择性地含有(1)合计4%以下的范围的Mo、Cu、V和W中的一种以上；(2)合计0.4%以下的范围的Ti、Al中的一种以上；(3)合计5%以下的范围的Ni和Co中的一种以上；(4)合计0.2%以下的范围的REM(稀土类元素)和Ca中的一种以上。需要说明的是，不锈钢含有Ti的情况下，固溶Nb量以下述A’值表示，因此 只要A，值为0.10以上即可。A，= Nb-C X 92.9/2/12本发明提供镍基钎料或铜基钎料钎焊性、气体冷凝水中的耐蚀性或水环境下的 耐间隙腐蚀性以及延性、韧性良好的铁素体系不锈钢。通过使用该钢，与将奥氏体系不 锈钢用于部件的现有的热交换器部件相比，能实现低材料成本的热交换器。
图1是示出钎焊试验片的外观的图。图2是示出冷凝水试验的条件的图。图3是示出进行火焰钎焊时的试验片的重叠方式的图。符号说明1上侧试验片2下侧试验片3 钎料4金属组织观察的对象部分5试验片51 表面52 界面6 200ml 烧杯7模拟废水8搭接量(重Λ代)9火焰钎焊的方向
具体实施例方式如上所述，采用铁素体系不锈钢有利于降低热交换器部件等各种部件的成本。 但是，使用铁素体系不锈钢的情况下，有在气体冷凝水环境下的耐蚀性或水环境下的耐 间隙腐蚀性恶化之虞。另外，进行镍基或铜基钎料钎焊、使用了黄铜基钎料等的火焰钎 焊的情况下，将铁素体系不锈钢保持在1000 1150°C左右的高温。因此重要的是适当 地设计铁素体系不锈钢的成分以抑制晶粒粗大化。即，铁素体系不锈钢保持在这样的高 温时，晶粒生长而具有粗大化的倾向。如果不锈钢中的晶粒变得粗大化，则疲劳特性降 低，容易因振动或来自外部的冲击等而受损。根据本发明人研究的结果，知道为了避免 这样的问题，需要铁素体晶粒的平均粒径不大于500 μ m。因此，在实施钎焊的用途中使 用铁素体系不锈钢的情况下，需要设计铁素体系不锈钢的组成，以使晶粒在高温下也不 生长。本发明人发现，固溶Nb对铁素体系不锈钢的气体冷凝水环境下的耐蚀性或水环境下的耐间隙腐蚀性有效地发挥作用。已知当不锈钢因腐蚀而破坏覆盖了不锈钢表面的 钝化膜时，Nb具有较高的钝化膜的修复能力。另外，本发明人发现，固溶Nb对抑制铁素体系不锈钢的晶粒粗大化也有效地发 挥作用。根据本发明人的研究，已知，将钎焊温度的下限设定为1000°c的情况下，铁素 体系不锈钢中确保晶粒粗大化抑制所需量的固溶Nb，需要Nb量最低为0.15%以上。需 要说明的是，据推测，固溶Nb对晶粒粗大化的抑制是因后述的牵制效应产生的，但并不 限于该牵制效应。而且，可以认为，添加Nb对晶粒粗大化的抑制不仅由于牵制效应导致的晶粒粗 大化抑制作用，而且还由于钉扎效应较大地发挥作用，牵制效应是由固溶Nb抑制其他元 素的扩散而产生的，钉扎效应是由Nb碳氮化物抑制晶粒生长而产生的。因此，本发明中 的成分设计中，有利的是确保某种程度的C、N含量。具体地说，更有效的是将C和N 的总含量设定为0.01%以上。另外，可以认为，通过充分确保Nb含量，Fe2Nb(莱夫斯 相)或Fe3NbC等析出物带来的钉扎效应也对晶粒粗大化的抑制有效地发挥作用。通过抑 制钎焊时的晶粒粗大化，对防止韧性或延性降低具有效果。下面，对牵制效应、钉扎效应进行说明。[牵制效应]晶粒生长时伴随晶界的移动。在晶界中容易聚集的固溶元素或杂质元素含有在 基体(matrix)中时，晶界不得不带着这些原子移动，其移动变得困难(牵制效应)。本 发明人发现，着眼于该牵制效应，在晶界中混合并使固溶元素存在而阻碍晶界的移动， 由此能抑制晶粒生长。并且，对铁素体系不锈钢在高温下的晶粒生长进行了深入研究， 结果发现，铁素体系不锈钢的情况下，在固溶元素中，固溶Nb对晶粒生长的抑制特别有 效。不过，Nb是容易与C、N结合的元素，因此在不锈钢中的Nb之中，可成为固 溶Nb的Nb原子是用于生成Nb碳氮化物后剩余的Nb原子。因此，如下式所示，不锈 钢中的可固溶的Nb量可以使用A值表示。A = Nb-(CX92.9/12+NX92.9/14)
需要说明的是，上式中，C、N分别表示不锈钢中的C、N的含量(质量％)。但是，铁素体系不锈钢中含有Ti的情况下，N主要形成TiN，因此几乎不形成 Nb氮化物。另一方面，Ti、Nb均以相同概率形成碳化物，所以Ti的含量(摩尔)多于 C和N的含量(摩尔)的合计(Ti含量(摩尔)>C含量(摩尔)+N含量(摩尔))的情 况下，如下式所示，可固溶的Nb量可以使用A’值表示。A， = Nb-CX (92.9/12)/2并且，已知，若以A值或A’值(与C和N的含量的合计量相比铁素体系不锈 钢中较多含有Ti的情况)表示的可固溶的Nb量为0.10以上，则牵制效应因铁素体系不 锈钢的高温加热时的固溶Nb而有效地显示，并抑制晶界移动，其结果能抑制铁素体系不 锈钢的高温时(钎焊时等)的晶粒粗大化。A值、A，值优选为0.2以上，进一步优选为0.25以上。
[钉扎效应]已知在金属基体中微细分散的析出物成为位错运动的障碍，并引起所谓的析出 增强现象，但已发现在高温时这些析出物抑制晶界移动(钉扎效应)。钉扎效应的程度可以以d/f表示，其中，将析出物的最大直径设为d( μ m)、将 析出物的体积率(％)设为f。析出物越小且量越多，钉扎效应越大。本发明人使用析 出物的体积率f为0.05 0.20%的钢，评价改变析出物的直径d( μ m)时的晶粒粗大化， 结果发现如果d/f变为5以上，则钎焊处理使不锈钢的晶粒径变为500 μ m以上。因此， 本发明中，优选控制析出物的量和径以使d/f变为5以下。换言之，各析出物的粒径越 小且析出物的总体积率越大，钉扎效应越大。需要说明的是，为了使析出物微细分散，重要的是抑制不锈钢的制造时的升温 中或冷却中的析出物粗大化。已知热轧工序中将卷取温度设定为小于750°C，退火工序中 将从600°C至最高到达温度(最高到達材温)Tm的平均升温速度控制在10°C /s以上且将 从Tm至600°C的平均冷却速度控制在10°C /s以上，由此得到最大直径为0.25 μ m以下 的析出物。这种情况下，只要体积率f为0.05以上，本发明中就可以得到所需的钉扎效 应。因此，本发明中，优选将析出物的最大直径d控制为0.25 μ m以下、析出物的体 积率f控制为0.05%以上。此处，“析出物的最大直径d( μ m) ”是指抛光钢材截面时的截面所出现的析 出物的粒径中的最大值，“粒径”是指外接于颗粒的面积最小的外接长方形的长边。另 夕卜，“析出物的体积率) ”是指抛光钢材截面时的截面所出现的全部析出物的总面积 除以观察视野面积并换算成百分比的值。需要说明的是，任何测定的情况下，截面观察 可以通过扫描型电子显微镜(SEM)等进行，观察视野面积设定为2X ICT2mm2以上。作为对钉扎效应特别有效的析出物，可以举出Nb系析出物，例如，可以举 出Nb碳化物、Nb氮化物、Nb碳氮化物(以下，有时将这些统称作“Nb系碳-氮化 物”。)、或Fe2Nb (莱夫斯相)、Fe3NbC等。对于除了 Nb以外的合金成分，已知，Mo或W因具有牵制效应而具有晶粒粗大 化抑制效果，此外Ti或TiC等析出物具有钉扎效应。另外，已知Ni、Co和Cu在钎焊时，极为有效地抑制铁素体晶粒变得粗大化时的韧性的降低。另一方面，已知Ti、Al、Zr, REM、Ca乃在进行镍基钎料或铜基钎料 钎焊时使钢材表面上的钎料的流动变差的主要原因。可认为，这也许是因为在钎焊的加 热时在钢材表面容 易形成这些元素的氧化物。但是，如后所述只要将这些元素的含量限 制在适当范围就没有问题。本发明是基于这样的认识完成的。下面，对构成本发明的铁素体系不锈钢的各 合金元素的范围选定理由进行说明。需要说明的是，成分元素的含量中的“％”只要不 特别声明，就意味“质量％”。C、N与Nb结合而消耗在钢中添加的Nb，形成Nb系碳-氮化物。若这些析出 物消耗Nb而减少可固溶的Nb，则阻碍固溶Nb带来的耐蚀性改善效果或晶粒抑制效果。 因此，本发明中C含量需要限制在0.03质量％以下，优选为0.025质量％以下。另外， N含量也同样地需要限制在0.03质量％以下，优选为0.025质量％以下。但是，如上所述，Nb系碳-氮化物通过钉扎效应，能有助于抑制镍基或铜基钎 料钎焊时的晶粒粗大化。因此，优选确保不损害耐蚀性的程度的C、N含量。具体地 说，从钉扎效应的方面考虑，优选将C、N的总含量设定为0.01%以上，对于C、N的各 自元素，优选确保0.005质量％以上的C、0.005质量％以上的N。Si是提高铁素体系不锈钢的耐点蚀性的元素。但是，含有过量的Si会使铁素体 相硬质化，成为加工性劣化的主要原因。另外，还会使镍基或铜基钎料钎焊时的润湿性 (濡Λ性)劣化。因此，Si含量设定为3质量％以下。从提高耐蚀性的方面考虑，Si的 含量优选大于0.1%。Si的含量优选设定为0.2 2.5质量％的范围，上限也可以限制在 1.5质量％。Mn用作不锈钢的脱氧剂。但是，Mn成为使钝化膜中的Cr浓度降低、引起耐 蚀性降低的主要原因，因此本发明中Mn含量优选为低含量，将Mn含量规定为2质量％ 以下。以废铁为原料的不锈钢中，不能避免某种程度的Mn混入，因此需要进行控制以 使不过量含有Mn。P损害母材和钎焊部的韧性，因此优选为低含量。但是，含Cr钢的熔炼中难以 利用精炼来脱磷，所以为了极大地降低P含量而严格挑选原料，等等，这需要成本过大 地增加。因此，本发明中，与一般的铁素体系不锈钢同样，容许含有多达0.05质量％的 Po元素S形成容易成为点腐蚀的起点的MnS，因而阻碍耐蚀性，并且S含量高的 情况下，在钎焊部容易产生高温裂纹，因此S含量规定在0.03质量％以下。Cr是钝化膜的主要构成元素，其促进耐点蚀性或耐间隙腐蚀性等局部腐蚀性的 提高。应用于构成热交换器或制冷剂配管的配管部件的情况下，需要将Cr含量设定为 11%以上。但是，Cr含量变多时，C、N的降低变得困难，成为损害机械性能或韧性且 使成本增大的主要原因。因此，本发明中，Cr含量为11 30%，优选设定为17 26 质量％。在本发明中，Nb是重要的元素，如上所述，在耐蚀性的方面再钝化能力优异， 对抑制Ni和铜基钎料钎焊时的晶粒粗大化有效地发挥作用。具体地说，固溶Nb的牵制 效应和Nb碳-氮化物带来的钉扎效应一起有效地发挥作用。为了使这些作用充分发挥， 重要的是将C、N含量限制在上述范围，而且确保0.15质量％以上的Nb含量。特别是，为了抑制Ni和铜基钎料钎焊时的晶粒粗大化，有效的是提高Nb含量，Nb含量优选为 0.3%以上，更优选为0.4%以上，进一步优选为0.5%以上。只是，如果Nb含量增多， 则对热加工性或钢材的表面品质特性带来不良影响。因此，Nb含量限制在0.8质量％以 下的范围。另外0.15 0.3质量％的Nb在比较低温的1000°C的钎焊温度下具有晶粒生 长抑制效果，而为了使其效果稳定，优选与Ti复合添加Nb。元素Mo和Cr 一起对提高耐蚀性水平提高有效，已知Cr的含量越高，Mo耐蚀 性提高作用越大。Mo、Cu、V、W使不锈钢的耐酸性提高，改善耐蚀性。而且，对防止在钎焊温 度下的铁素体晶粒的粗大化有效。对于Mo、V和W，具有固溶产生的牵制效应和析出 物带来的钉扎效应，而对于Cu，具有作为其本身的ε Cu相析出而产生的钉扎效应。因 此，本发明中，优选添加这些元素中的至少一种。特别有效的是，将这些元素的总含量 确保0.05质量％以上。但是，过量添加这些元素时，对热加工性带来不良影响。根据各 种研究的结果，添加Mo、Cu、V、W中的一种以上的情况下，需要将其总含量控制在4 质量％以下。在Ti、Al中，Ti与Nb同样，与C、N的亲和力强，形成微细的Ti系碳氮化物， 可期待抑制钎焊时的晶粒生长的效果。元素Al作为脱氧剂是有效的，通过与Ti的复合添加来抑制当钎焊造成氧化时的 耐蚀性降低。特别有效的是，将Ti和Al的总含量设定为0.03%以上。但是，这些元素均大量含有时，会引起热加工性或表面特性的降低。另外，这 些元素为易氧化元素，因此最终退火或钎焊时的加热有时导致在钢材表面形成坚固的氧 化被膜，所形成的该氧化被膜有时使钎焊时的钎料的流动变差，或者钎焊后的粘结强度 降低。使用黄铜基钎料的情况下，通过钎料所含有的Zn的还原作用，除去除Ti和Al以 外的元素的氧化被膜，但Ti、Al与氧的亲和力比Zn强，因此无法除去这些氧化被膜。 根据研究的结果，添加Ti、Al中的一种以上的情况下，为了避免氧化被膜带来的问题， 需要将其总含量(含有&的情况下，是Ti、Al和&的总含量)控制在0.4质量％以下。 特别有效的是，将其总含量设定在0.03 0.3质量％的范围，更优选设定为0.03 0.25 质量％。元素Ni、Co对抑制当铁素体晶粒在钎焊之际粗大化时的韧性降低极为有效。该 韧性降低的抑制作用在平均晶粒径未粗大化时(例如，铁素体晶粒的平均粒径为500 μ m 以下的情况)也发挥。因此，根据需要可以含有一种以上的这些元素。从抑制韧性降 低的方面考虑，更有效的是确保Ni、Co的总含量为0.5质量％以上。但是，Ni、Co的 过量添加会引起在高温区产生奥氏体相，对热加工性带来不良影响，因此不优选。添加 Ni、Co中的一种以上的情况下，需要将Ni和Co的总含量控制在5质量％以下的范围。可以确认，对于排气的冷凝水或氯浓度高的水环境下的耐蚀性而言，具有以上 组成的铁素体系不锈钢没有问题，其可与用于现有的热交换器部件的奥氏体系钢种相匹 敌。另外，同时改善了对于Ni和铜基钎料钎焊时的晶粒粗大化的晶粒生长抑制效果和钎 焊性。本发明的铁素体系不锈钢可以通过对具有在本发明中规定组成的钢进行熔炼 后，与一般的铁素体系不锈钢同样地进行制造。此时，优选控制析出物的最大直径和体积率以使为了抑制晶粒粗大化的钉扎效应充分发挥。具体地说，本发明的铁素体系不锈钢可以通过包括热轧一冷轧一最终退火的方法制成钢板。此时，实施热轧和最终退火以满足以下的条件[1]和[2]时，可以实现良好 地发挥钉扎效应的析出分布形态，即，析出物的最大直径d为0.25μιη以下且析出物的体 积率f为0.05%以上的析出物分布形态。[1]热轧中，将卷取温度设定为小于750°C。[2]在最终退火中，升温过程中将从600°C至最高到达温度Tm的平均升温速度设 定为10°C /s以上且冷却过程中将从Tm至600°C的平均冷却速度设定为10°C /s以上。对由本发明的铁素体系不锈钢构成的钢板进行钎焊，以形成不锈钢接合体，由 此可以得到热交换器的部件等各种部件。所使用的钎料没有限定，例如，可以使用镍基 钎料、铜基钎料、磷铜基钎料、黄铜基钎料、银基钎料等公知的钎料。本发明的铁素体 系不锈钢由于抑制了高温加热时的晶粒的粗大化，所以当使用磷铜基钎料、黄铜基钎料 等需要高钎焊温度的钎料进行钎焊时使用本发明的铁素体系不锈钢特别有利。另外，对 钎焊方法也没有限定，可以采用火焰钎焊等公知的方法。将本发明的铁素体系不锈钢(板)供于在使用黄铜基钎料的火焰钎焊的情况下， 与一般的不锈钢同样，可以使用以氢氟酸和硼酸为主成分的焊剂，除去表面的氧化被 膜，然后进行火焰钎焊。此时，如果钎焊时的基材的最大到达温度和加热时间满足条件 [3]和[4]，则可以得到如下不锈钢接合体析出物带来的钉扎效应有效发挥，钎焊后基材 基体的平均晶粒径被控制在500 μ m以下，并且强度特性优异。[3]将钎焊时的基材的最大到达温度设定为小于1000°C。[4]将钎焊时的加热时间设定为小于3分钟。实施例对具有表1所示的化学组成的不锈钢进行熔炼，以热轧制作3mm板厚的热轧 板。其后，通过冷轧使板厚为1.0mm，于1000 1070°C的最高到达温度Tm、以1 60 秒的保持时间进行最终退火，并实施酸洗，由此制成样品。除了本发明钢19、20以外，热轧和最终退火均以满足上述条件[1]和[2]进行。 本发明钢19由化学组成与本发明钢10相同的钢构成，但将热轧中的卷取温度设定为 880°C。本发明钢20由化学组成与本发明钢15相同的钢构成，但最终退火时的冷却过程 中，将从Tm至600°C的冷却温度设定为1V Λ。需要说明的是，比较钢6是奥氏体系不锈钢。表1
权利要求
1.一种铁素体系不锈钢，其以质量％计，含有 0.03%以下的C ；3%以下的Si ；2%以下的Mn ；0.05%以下的P ；0.03%以下的S ；11% 30%的 Cr ；0.15% 0.8%的 Nb ；0.03%以下的N，余部由Fe和不可避的杂质构成，并且由下式确定的A值为0.10以上A = Nb-(CX92.9/12+NX92.9/14)。
2.—种铁素体系不锈钢，其以质量％计，含有 0.03%以下的C ；3%以下的Si ；2%以下的Mn ；0.05%以下的P ；0.03%以下的S ；11% 30%的 Cr ；0.15% 0.8%的 Nb ；0.03%以下的N，余部由Fe和不可避的杂质构成，Ti含量(摩尔)高于C和N的总含量(摩尔)，并且由下式确定的A’值为0.10以上A， = Nb-CX (92.9/12)/2。
3.如权利要求1或2所述的铁素体系不锈钢，其进一步以合计4%以下的范围含有 Mo、Cu、V和W中的一种以上。
4.如权利要求1 3任一项所述的铁素体系不锈钢，其进一步以合计0.4%以下的范 围含有Ti、Al中的一种以上。
5.如权利要求1 4任一项所述的铁素体系不锈钢，其进一步以合计5%以下的范围 含有Ni和Co中的一种以上。
6.如权利要求1 5任一项所述的铁素体系不锈钢，其中，C和N的总含量为0.01% 以上。
7.如权利要求1 6任一项所述的铁素体系不锈钢，其中，幻的含量的下限值大于 0.1%。
8.如权利要求1 7任一项所述的铁素体系不锈钢，其中，该铁素体系不锈钢用于制 造热交换器部件或者用于制造火焰钎焊部件。
9.一种钢板，该钢板由权利要求1 8任一项所述的铁素体系不锈钢构成，其中， 该铁素体系不锈钢的析出物的最大直径d为0.25 μ m以下，析出物的体积率f为0.05%以上。
10.一种不锈钢接合体，该不锈钢接合体是包含由权利要求1 9任一项所述的铁素 体系不锈钢构成的钢板的不锈钢接合体，其中，所述钢板被钎焊。
11.一种铁素体系不锈钢板的制造方法，该制造方法包括如下工序 准备权利要求1 10任一项所述的铁素体系不锈钢的工序； 在小于750°C的卷取温度下进行热轧的工序；以及在升温过程中的从600°C至最高到达温度Tm的平均升温速度为10°C /s以上、冷却 过程中的从最高到达温度Tm至600°C的平均冷却速度为10°C /s以上的条件下进行最终退 火的工序。
全文摘要
本发明涉及一种供给在镍基钎料或铜基钎料钎焊中的适合作热交换器部件的铁素体系不锈钢，以质量％计，其含有0.03％以下的C、3％以下的Si、2％以下的Mn、0.05％以下的P、0.03％以下的S、11～30％的Cr、0.15～0.8％的Nb、0.03％以下的N，余部由Fe和不可避的杂质构成，下述A值为0.10以上。A＝Nb-(C×92.9/12+N×92.9/14)。
文档编号F28F21/08GK102027146SQ20098011678
公开日2011年4月20日 申请日期2009年5月11日 优先权日2008年5月12日
发明者冨村宏纪, 原田和加大, 沟口太一朗, 河野明训 申请人:日新制钢株式会社