技术领域
[0001] 本
发明涉及一种铁素体系不锈钢和汽车排气路径部件用铁素体系不锈钢。
背景技术
[0002] 与奥氏体系不锈钢相比，铁素体系不锈钢的
热膨胀系数小，热疲劳特性及高温
氧化特性优异，因此被用于热
变形成为问题的耐热用途。作为其代表性的用途，可以列举排气
歧管、前管、催化剂载体外筒、中心管、消音器、尾管等汽车排气路径部件。
[0003] 最近，汽车
发动机为了提高排气气体
净化效率及输出功率，处于提高排气气体
温度的趋势，对
排气歧管、前管、催化剂载体外筒等靠近发动机的部件特别要求高耐热性(高温强度、耐高温氧化性)。另外，近年来，排气路径部件的形状有复杂化的趋势。特别是，排气歧管及催化剂载体外筒通过机压成型、伺服
冲压成型、旋压加工、
液压成型等各种方法成型成复杂的形状。当形状变得复杂时，发动机的起动及停止所伴随的热变形集中在一处，容易发生热疲劳破坏，同时局部的材料温度上升，还容易发生异常氧化。因此，在谋求改善成型性方面，不能牺牲耐热性。
[0004] 作为耐热性高的铁素体系不锈钢，已知SUH409L及SUS430J1L。SUH409L的加工性良好，在排气路径部件中也大量使用。然而，若考虑其耐热性
水平，则不优选在材料温度超过800℃的用途中使用。另一方面，SUS430J1L具有也可以在900℃下使用的优异的耐热性。然而，由于SUS430J1L为硬质，因此在加工性方面有可能难以应用。
[0005] 因此，开发了如下所述的铁素体系不锈钢。
[0006]
专利文献1提出了如下技术：以SUS429系的钢组成为
基础，通过不添加Nb来提高加工性，同时通过添加Cu来抑制热疲劳特性的降低。然而，若在Cu析出温度范围长时间保持，则Cu的析出物会聚集变得粗大，高温强度的提高效果变小。因此，该铁素体系不锈钢的热疲劳特性有可能降低。
[0007] 专利文献2提出了如下技术：以SUS429系的钢组成为基础，通过添加Nb及Cu来提高热疲劳特性，同时通过提高γmax而在
板坯中残留
马氏体，以提高板坯韧性。然而，由于该铁素体系不锈钢的γmax高，所以如
焊接等加热至高温时会生成马氏体相，热疲劳特性有可能下降。
[0009] 专利文献
[0010] 专利文献1：日本特开2012－188748号
公报[0011] 专利文献2：日本特开2012－007195号公报
发明内容
[0012] 发明要解决的技术问题
[0013] 如上所述，对用于汽车排气路径部件等用途的铁素体系不锈钢，可以通过各种成型法加工成复杂的形状，要求能够有助于扩大部件的设计
自由度的优异的加工性。另外，对用于汽车排气路径部件等用途的铁素体系不锈钢，需要即使在高温下也具有优异的热疲劳特性及氧化特性，因此并不希望耐热性降低。然而，由上述专利文献可知：现状是还未获得同时改善了优异的加工性和优异的耐热性的铁素体系不锈钢。
[0014] 此外，作为提高加工性的手段，有作为一般手段的以低
合金化为目的而减少Cr和Si的方法。然而，在该方法中，由于γmax上升，所以在高温下使用时容易生成马氏体相，热疲劳特性降低。另外，若减少Cr和Si，则高温氧化特性也降低。
[0015] 另外，作为一般的提高加工性的手段，有降低板坯的加热温度以增加
热轧时的应变的方法，但在这种情况下，已知表面品质下降。而且，其原因及对策还尚未确定。
[0016] 本发明的目的在于：提供一种加工性及耐热性优异、同时表面品质也良好的铁素体系不锈钢及汽车排气路径部件用铁素体系不锈钢。
[0017] 用于解决问题的手段
[0018] 在铁素体系不锈钢中，为了提高加工性而减少Cr及Si时，γmax会上升，容易生成马氏体相，因此热疲劳特性下降。因此，在本发明中，探讨了γmax与马氏体相的生成及热疲劳特性的关系，结果发现：如果γmax为55以下，不会生成马氏体相，对热疲劳特性也没有影响。
[0019] 另外，为了提高加工性而在热轧时降低板坯的加热温度时，表面品质会下降。因此，在本发明中，着眼于在降低板坯的加热温度时氧化皮的生成状态，进行了各种研究。其结果发现了：在板坯加热时没有均匀地生成Fe主体的氧化皮而是局部生成，这是表面品质下降的原因之一。认为在局部生成Fe主体的氧化皮的情况下，由于Fe主体的氧化皮的薄的部分与热
轧机的辊
接触，产生表面
缺陷。因此，本
发明人进行了深入研究，结果发现：在降低热轧时的板坯加热温度的情况下，Si及Cr对局部的氧化皮的生成有较大影响。而且还发现：通过规定Si及Cr的添加量，即使降低板坯的加热温度，也均匀地生成Fe主体的氧化皮，能够提高热轧时的表面品质。
[0020] 即，本发明涉及一种铁素体系不锈钢，其含有0.03
质量％以下的C、0.1～0.8质量％的Si、1.0质量％以下的Mn、0.04质量％以下的P、0.01质量％以下的S、0.5质量％以下的Ni、12.0～15.0质量％的Cr、0.03质量％以下的N、0.1～0.5质量％的Nb、0.8～1.5质量％的Cu、0.1质量％以下的Al，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，并且下述(1)式所示的γmax为55以下。
[0021] γmax＝420C－11.5Si+7Mn+23Ni－11.5Cr+470N+9Cu－52Al+189···(1)
[0022] 式中，C、Si、Mn、Ni、Cr、N、Cu和Al是指该元素的质量％。
[0023] 另外，本发明还涉及一种汽车排气路径部件用铁素体系不锈钢，其含有0.03质量％以下的C、0.1～0.8质量％的Si、1.0质量％以下的Mn、0.04质量％以下的P、0.01质量％以下的S、0.5质量％以下的Ni、12.0～15.0质量％的Cr、0.03质量％以下的N、0.1～0.5质量％的Nb、0.8～1.5质量％的Cu、0.1质量％以下的Al，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，并且下述(1)式所示的γmax为55以下。
[0024] γmax＝420C－11.5Si+7Mn+23Ni－11.5Cr+470N+9Cu－52Al+189···(1)
[0025] 式中，C、Si、Mn、Ni、Cr、N、Cu和Al是指该元素的质量％。
[0026] 发明的效果
[0027] 根据本发明，可以提供一种加工性及耐热性优异、同时表面品质也良好的铁素体系不锈钢及汽车排气路径部件用铁素体系不锈钢。
具体实施方式
[0028] 本发明的铁素体系不锈钢含有C、Si、Mn、P、S、Ni、Cr、N、Nb、Cu和Al，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。另外，该铁素体系不锈钢可以还含有选自Ti、Mo、V、Zr、W、Co和B中的一种以上作为任意成分。
[0029] 这里，在本
说明书中，对于未规定下限的元素的含量，表示其含量可以达到不可避免的杂质水平。
[0030] 下面，对各元素的限定理由进行说明。
[0031] C和N通常被视为是对提高蠕变强度等高温强度有效的元素。然而，若过剩含有C和N，则容易生成马氏体相，热疲劳特性、氧化特性及加工性会下降。在添加Nb作为将C和N以
碳氮化物的形式固定的元素的钢组成中，需要添加符合C和N浓度的量的Nb，因此铁素体系不锈钢的成本上升。另一方面，若谋求大幅减少C和N，则炼钢的负担过大，导致成本增加。由于这些理由，在本发明中，C和N均规定在0.03质量％以下。此外，考虑到氧化特性及加工性，希望C和N均在0.015质量％以下。
[0032] Si和Cr均对高温氧化特性及加工性有较大影响。Si和Cr的添加量越多，则高温氧化特性变得越好，但加工性下降。另外，在高温氧化特性变得良好的
反面，在降低热轧时的板坯加热温度的情况下，没有均匀地生成Fe主体的氧化皮而是局部地生成，因此表面品质下降。为了赋予表面品质，也需要严格规定Si和Cr的添加范围。因此，为了兼具加工性、耐高温氧化特性及热轧时的表面品质，Si规定为0.1～0.8质量％、优选0.2～0.6质量％。另外，出于同样的理由，Cr规定为12.0～15.0质量％。
[0033] Mn虽然是改善铁素体系不锈钢的高温氧化特性、特别是皮膜剥离性的
合金元素，但若过剩添加Mn，则会使加工性劣化。另外，由于Mn是奥氏体相稳定化元素，因此在Cr的添加量少的钢种中过剩添加Mn时，容易生成马氏体相，导致热疲劳特性及加工性劣化。因此，Mn规定为1.0质量％以下、优选0.8质量％以下。
[0034] 由于P和S会对耐高温氧化性及热轧板的韧性产生不良影响，所以优选尽可能减少P和S。因此，P规定为0.04质量％以下，S规定为0.01质量％以下。
[0035] Ni是对改善低温韧性有效的元素。然而，由于Ni是奥氏体相稳定化元素，因此在Cr含量少的钢种中过剩添加Ni时，和Mn一样会生成马氏体相，使热疲劳特性及加工性下降。另外，由于Ni的价格高，所以也应该避免过剩添加Ni。因此，Ni含量规定在0.5质量％以下。对Ni含量的下限没有特别限定，但优选超过0质量％，更优选为0.01质量％以上。
[0036] Nb将C和N以碳氮化物的形式固定，固定有碳氮化物的剩余的固溶Nb表现出提高高温强度的作用。然而，若添加过剩量的Nb，则加工性下降。因此，Nb含量规定为0.1～0.5质量％、优选0.2～0.4质量％。
[0037] Cu是提高高温强度的元素。为了获得必要的高温强度，Cu含量需要在0.8质量％以上。然而，随着Cu含量的增加，加工性及耐高温氧化特性会下降。因此，Cu含量规定为0.8～1.5质量％、优选0.9～1.3质量％。
[0038] Al在炼钢时作为脱酸剂来添加，其还表现出改善耐高温氧化性的作用。然而，Al的过剩添加会使表面性状下降，对加工性产生不良影响。因此，希望Al含量越少越好，规定为0.1质量％以下、优选0.05质量％以下。
[0039] Ti是将钢中的固溶C和N以碳氮化物的形式固定以提高延展性及加工性的元素。另外，Ti抑制Cr碳化物的晶间析出，还可期待改善耐蚀性的效果。然而，若添加过剩量的Ti，则因生成TiN而导致钢材的表面性状劣化，
对焊接性及低温韧性产生不良影响。因此，根据需要，Ti可以按照0.20质量％以下、优选0.1质量％以下进行添加。
[0040] Mo、V、Zr、W和Co是通过固溶强化或析出强化使高温强度及耐热疲劳特性提高的元素。然而，过剩量的添加会使钢材过度硬化，因此，根据需要，Mo、Zr、W和Co各自可以按照0.5质量％以下进行添加，而V按照0.1质量％以下进行添加。
[0041] B是提高钢的二次加工性、抑制多段成型时的开裂的元素。然而，若过剩添加B，则制造性及
焊接性会劣化。因此，根据需要，B可以按照0.01质量％以下进行添加。
[0042] (1)式和(2)式表示γmax，γmax是奥氏体相生成指标。若γmax太高，则容易生成马氏体相，若存在马氏体相，则热疲劳特性会下降。因此，为了不生成马氏体相，规定γmax为55以下。此外，(1)式为不含作为任意成分的Mo或Ti时的γmax，而(2)式为包含作为任意成分的Mo或Ti时的γmax。
[0043] γmax＝420C－11.5Si+7Mn+23Ni－11.5Cr+470N+9Cu－52Al+189···(1)
[0044] γmax＝420C－11.5Si+7Mn+23Ni－11.5Cr+470N+9Cu－12Mo－49Ti－52Al+189···(2)
[0045] 这里，在(1)式及(2)式中，C、Si、Mn、Ni、Cr、N、Cu、Al、Mo和Ti是指该元素的质量％。
[0046] 本发明的铁素体系不锈钢的制造方法没有特别限制，只要通过依次进行下述工序来制造即可：将按照规定方法
铸造的板坯在1000～1250℃下加热1～3小时的工序；按照规定方法进行热轧的工序；在900～1100℃的温度下
退火的工序；进行
酸洗，再按照规定方法进行
冷轧的工序；以及在900～1100℃的温度下退火，再进行酸洗的工序。
[0047] 如此操作而制得的本发明的铁素体系不锈钢，即使降低板坯的加热温度，也会均匀地生成Fe主体的氧化皮，热轧时的表面品质良好。另外，该铁素体系不锈钢的加工性及耐热性也优异。因此，本发明的铁素体系不锈钢适合作为耐热用铁素体系不锈钢、特别是汽车排气路径部件用铁素体系不锈钢。
[0049] 下面，通过实施例来更具体地说明本发明，但本发明并不受这些实施例的限定。
[0050] 将具有表1的钢组成的各种铁素体系不锈钢在
真空熔解炉中熔炼，铸造成30kg的钢锭。将钢锭(板坯)进行1100℃×2小时的加热后依次进行热轧、退火、冷轧及精加工退火，从而制造了板厚为1.5mm的冷轧退火板。另外，将钢锭进行
锻造及退火，还制造了圆棒退火材料。表中，No.1～No.20是本发明钢，而No.21～No.30是比较钢。其中，No.21是相当于专利文献1的钢，而No.22是相当于专利文献2的钢。
[0051] 表1
[0052]
[0053] 对降低板坯加热温度时的氧化皮的生成状态的确认方法进行说明。
[0054] 将钢锭切成厚5mm×宽25mm×长35mm，用#120的
研磨带研磨其表面，使用重现了与热轧加热炉相同的氧量及水
蒸汽量的电炉进行1000℃×2小时的炉内加热后通过观察截面，确认氧化皮的生成状态。将均匀地生成了Fe主体的氧化皮的状态评价为良好(○：下同)，将局部生成或者没有生成Fe主体的氧化皮的状态评价为不良(×：下同)。
[0055] 对板厚为1.5mm的冷轧退火板进行高温氧化试验及加工性评价。
[0056] 关于高温氧化试验，制作大小为25mm×35mm的试验片，在大气气氛下使用电炉实施875℃×200小时的炉内加热的连续氧化试验，之后测定试验片的重量。氧化增量的测定结果：与试验前的重量相比，将重量变化在5mg/cm2以下的试验片评价为○，将具有超过5mg/cm2的重量变化的试验片评价为×。
[0057] 关于加工性评价，通过常温拉伸试验进行评价。制作JIS13号B试验片，测定
轧制方向的断裂伸长率。将断裂伸长率为35％以上的试验片评价为○，而将断裂伸长率不足35％的试验片评价为×。
[0058] 由圆棒退火材料制作热疲劳试验片，供给热疲劳试验。这里，热疲劳试验片使用将直径为10mm的圆棒退火材料进行切削加工、在基准点间中央部设置R＝2.83mm的切口使直径达到了7mm的圆棒试验片(基准点间长度为15mm)。在热疲劳试验中，使用高频加热装置，在最低温度200℃、最高温度750℃的范围内以3℃/秒进行加热冷却，同时在最低及最高温度下的保持时间分别设为30秒，以此作为1个循环。另外，在热疲劳试验中，约束率设为25％而实施。以每个循环的最大应
力较恒定时的值降低了25％的循环数作为热疲劳寿命，将热疲劳寿命为1600个循环以上的试验片评价为○，将不足1600个循环的试验片评价为×。
[0059] 表2
[0060] 评价试验结果
[0061]
[0062]
[0063] 如表2中所示：本发明例的铁素体系不锈钢在氧化皮的生成状态、高温氧化特性、加工性及热疲劳特性方面均优异。
[0064] 相对于此，不含Nb的比较例21、Nb低于下限值的比较例24及Cu低于下限值的比较例28的铁素体系不锈钢的高温强度不充分，因此热疲劳特性下降。而且，比较例28的铁素体系不锈钢由于Cr含量过剩，所以加工性下降，同时在1000℃×2小时的加热时不均匀地生成了Fe主体的氧化皮。
[0065] 比较例22及23的铁素体系不锈钢由于γmax超过上限值，所以容易生成马氏体相，热疲劳特性下降。而且，比较例23的铁素体系不锈钢由于C的含量多，所以加工性也不充分。
[0066] 比较例27的铁素体系不锈钢由于Ni含量及γmax超过上限值，所以热疲劳特性下降，同时由于Cr含量少，所以高温氧化特性也不充分。
[0067] 比较例25的铁素体系不锈钢由于Si的含量多，所以在1000℃×2小时的加热时没有均匀生成Fe主体的氧化皮，另外由于Si及Nb的含量多，所以加工性也下降。
[0068] 比较例26的铁素体系不锈钢由于N及Al过剩，所以加工性下降。
[0069] 比较例29的铁素体系不锈钢由于Si含量少，所以高温氧化特性降低。
[0070] 比较例30的铁素体系不锈钢由于Mn及Cu的含量过剩，所以高温氧化特性和加工性均下降。
[0071] 如上所述，在比较例的铁素体系不锈钢中，氧化皮的生成状态、高温氧化特性、加工性及热疲劳特性中均有一项不充分。
[0072] 本
申请要求基于2017年1月19日申请的日本专利申请第2017－7842号的优先权，这些日本专利申请的全体内容均援用到本申请中。
[0073] 产业上的实用性
[0074] 本发明所涉及的铁素体系不锈钢的表面品质、高温氧化特性、加工性及热疲劳特性优异，适用于排气歧管、前管、中心管、催化转换器外筒等以汽车为首的各种
内燃机的排气流路部件。
