耐热性优良的铁素体系不锈钢

摘要

本发明提供不添加Mo、W等昂贵的元素、抗氧化性和耐热疲劳性能均优良的铁素体系不锈钢。具体而言，提供一种铁素体系不锈钢，含有C：0.015质量％以下、Si：1.0质量％以下、Mn：1.0质量％以下、P：0.04质量％以下、S：0.010质量％以下、Cr：16～23质量％、N：0.015质量％以下、Nb：0.3～0.65质量％、Ti：0.15质量％以下、Mo：0.1质量％以下、W：0.1质量％以下、Cu：1.0～2.5质量％、Al：0.2～1.5质量％，余量由Fe及不可避免的杂质构成。

权利要求

1.一种铁素体系不锈钢，其特征在于，含有C：0.015质量％以下、Si：1.0质量％以下、Mn：1.0质量％以下、P：0.04质量％以下、S：0.010质量％以下、Cr：16～23质量％、N：

0.015质量％以下、Nb：0.3～0.65质量％、Ti：0.15质量％以下、Mo：小于0.1质量％、W：

0.1质量％以下、Cu：1.0～2.5质量％、Al：0.2～1.5质量％，余量由Fe及不可避免的杂质构成。

2.如权利要求1所述的铁素体系不锈钢，其在所述成分组成的基础上，含有选自B：

0.003质量％以下、REM：0.08质量％以下、Zr：0.5质量％以下、V：0.5质量％以下、Co：0.5质量％以下及Ni：0.5质量％以下中的1种或2种以上。

3.如权利要求1或2所述的铁素体系不锈钢，其中，Si：0.4～1.0质量％。

4.如权利要求1或2所述的铁素体系不锈钢，其中，Si：0.4～1.0质量％，Ti：0.01质量％以下。

说明书

耐热性优良的铁素体系不锈钢

技术领域

[0001] 本发明涉及含Cr钢，特别涉及适合用于汽车(automobile)和摩托车(motorcycle)的排气管(exhaust pipe)、转炉外壳(converter case)和火力发电设备(thermal electric power plant)的排气管道(exhaust air duct)等高温环境下使用的排气系统构件的、兼具高的热疲劳性能(thermal fatigueresistance)和抗氧化性(oxidation resistance)的铁素体系不锈钢(ferriticstainless steel)。

背景技术

[0002] 对于在汽车的排气系统环境下使用的排气歧管(exhaust manifold)、排气管、转炉外壳(converter case)、消声器(muffler)等排气系统构件而言，要求热疲劳性能和抗氧化性(以下，将两特性统称为“耐热性(heatresistance)”)优良。在要求这样的耐热性的用途中，现在多使用添加了Nb和Si的、例如Type429(14Cr-0.9Si-0.4Nb系)这样的含Cr钢。但是，随着发动机性能的提高，若排气温度(exhaust gas temperature)上升至超过900℃的温度，则Type429的热疲劳性能变得不充分。

[0003] 针对此问题，开发了添加Nb和Mo、使高温屈服强度(hightemperature proof stress)提高的含Cr钢、JIS G4305中规定的SUS444(19Cr-0.5Nb-2Mo)、添加了Nb、Mo、W的铁素体系不锈钢等(例如，参照日本特开2004-018921号公报)。但是，近来Mo、W等稀有金属原料异常昂贵，因此要求开发使用廉价的原料且具有同等的耐热性的材料。

[0004] 作为没有使用昂贵元素Mo、W的、耐热性(heat resistance)优良的材料，例如，在WO2003/004714号小册子中公开了10～20质量％Cr钢中添加了Nb：0.50质量％以下、Cu：0.8～2.0质量％、V：0.03～0.20质量％的汽车排气通路构件用铁素体不锈钢，另外，在日本特开2006-117985号公报中公开了10～20质量％Cr钢中添加了Ti：0.05～0.30质量％、Nb：0.10～0.60质量％、Cu：0.8～2.0质量％、B：0.0005～0.02质量％的热疲劳性能优良的铁素体系不锈钢，此外，在日本特开2000-297355号公报中公开了15～25质量％Cr钢中添加了Cu：1～3质量％的汽车排气系统构件用铁素体系不锈钢。上述钢的特征在于，均通过添加Cu使热疲劳性能提高。

[0005] 但是，根据本发明人的研究，对于如上述专利文献2～4的技术这样添加了Cu的情况，虽然耐热疲劳性能提高，但钢本身的抗氧化性反而降低，总体来看，显然耐热性变差。

[0006] 因此，本发明的目的在于，通过开发防止添加Cu导致的抗氧化性降低的技术，提供不添加Mo、W等昂贵元素、且抗氧化性和耐热疲劳性能均优良的铁素体系不锈钢。这里，本发明所说的“优良的抗氧化性和耐热疲劳性能”是指具有SUS444同等以上的特性，具体而言，抗氧化性是指950℃下的抗氧化性在SUS444同等以上，并且热疲劳性能是指在100-850℃之间往复的热疲劳性能在SUS444同等以上。

发明内容

[0007] 1.本发明为一种铁素体系不锈钢，其特征在于，含有C：0.015质量％以下、Si：1.0质量％以下、Mn：1.0质量％以下、P：0.04质量％以下、S：0.010质量％以下、Cr：16～23质量％、N：0.015质量％以下、Nb：0.3～0.65质量％、Ti：0.15质量％以下、Mo：0.1质量％以下、W：0.1质量％以下、Cu：1.0～2.5质量％、Al：0.2～1.5质量％，余量由Fe及不可避免的杂质构成。

[0008] 2.本发明的铁素体系不锈钢的特征在于，在上述成分组成的基础上，含有选自B：0.003质量％以下、REM：0.08质量％以下、Zr：0.5质量％以下、V：0.5质量％以下、Co：0.5质量％以下及Ni：0.5质量％以下中的1种或2种以上。

[0009] 3.本发明的铁素体系不锈钢的特征在于，在上述1或2所述的成分中，优选Si：0.4～1.0质量％。

[0010] 4.本发明的铁素体系不锈钢的特征在于，在上述1或2所述的成分中，优选Si：0.4～1.0质量％，Ti：0.01质量％以下。

[0011] 根据本发明，能够不添加昂贵的Mo、W而廉价地得到具有SUS444同等以上的耐热性(热疲劳性能、抗氧化性)的铁素体系不锈钢。因此，本发明的钢适合用于汽车排气系统构件。

附图说明

[0012] 图1是说明热疲劳试验片的图。

[0013] 图2是说明热疲劳试验中的温度、约束条件(restraining conditions)的图。

[0014] 图3是表示Cu添加量对热疲劳性能的影响的曲线图。

[0015] 图4是表示Al添加量对抗氧化性(氧化增重(weight gain byoxidation))的影响的曲线图。

[0016] 图5是表示Si添加量对抗水蒸气氧化性能(氧化增重)的影响的曲线图。

具体实施方式

[0017] 本发明人为了开发防止现有技术具有的添加Cu导致抗氧化性降低，不添加Mo、W等昂贵的元素，且抗氧化性和热疲劳特性均优良的铁素体系不锈钢而反复进行了深入研究。其结果发现，通过复合添加使Nb为0.3～0.65质量％、Cu为1.0～2.5质量％的范围内，能在大范围的温度范围内得到高的高温强度，耐热疲劳性能得到改善，并且，添加Cu导致的抗氧化性降低能通过添加适量的Al(0.2～1.5质量％)来防止，因此，通过首次将Nb、Cu及Al控制在上述适当范围内，即使不添加Mo、W，也能得到与SUS444同等以上的耐热性(热疲劳性能、抗氧化性)，从而开发出了本发明。

[0018] 本发明人进一步对改善假设实际作为排气歧管等使用的情况那样含水蒸气的环境下的抗氧化性的方法进行了深入研究，结果发现，通过优化Si量(0.4～1.0质量％)，水蒸气气氛中(in water vapour atmosphere)的抗氧化性(以下，称为抗水蒸气氧化特性)也达到SUS444同等以上，从而开发出了本发明。

[0019] 首先，对为开发本发明而进行的基础实验进行说明。

[0020] 在实验室熔炼以C：0.005～0.007质量％、N：0.004～0.006质量％、Si：0.3质量％、Mn：0.4质量％、Cr：17质量％、Nb：0.45质量％、Al：0.35质量％的成分组成为基础并使Cu在0～3质量％的范围内变化的钢，制成50kg的钢锭，加热至1170℃后，热轧制成厚30mm×宽150mm的薄板坯。然后，锻造该薄板坯，制成截面为35mm×35mm的钢棒(bar)，在1030℃的温度下退火后，进行机械加工，制成如图1所示尺寸的热疲劳试验片(thermal fatigue test specimen)。然后，在如图2所示的0.35的约束系数(restraint ratio)下，反复进行在100℃-850℃之间加热和冷却的热处理，测定热疲劳寿命(thermal fatigue life)。另外，上述热疲劳寿命是指，用100℃下测出的载荷(load)除以图1所示的试验片均热平行部的截面积(cross section)而算出应力(stress)，对于上述循环(cycle)的应力，应力开始连续降低时的最小循环数。上述热疲劳寿命与试验片上产生裂纹(crack)的循环数相当。另外，作为比较，也对SUS444(Cr：19质量％-Mo：2质量％-Nb：0.5质量％钢)进行相同的试验。

[0021] 图3是表示上述热疲劳试验的结果的图。由该图可知，通过添加1.0质量％以上的Cu，可以得到与SUS444的热疲劳寿命(约1100循环)同等以上的热疲劳寿命，因此，对于改善热疲劳性能而言，添加1质量％以上的Cu是有效的。

[0022] 接着，在实验室熔炼以C：0.006质量％、N：0.007质量％、Mn：0.4质量％、Si：0.3质量％、Cr：17质量％、Nb：0.49质量％、Cu：1.5质量％的成分组成为基础并向其中添加0～2质量％范围内的Al的钢，制成50kg的钢锭，将该钢锭进行热轧(hot rolling)、热轧板退火、冷轧(cold rolling)、完工退火(finishing annealing)，制成板厚2mm的冷轧退火板。从如上述得到的冷轧钢板上切出30mm×20mm的试验片，在该试验片上部开4mmΦ的孔，用#320的砂纸(emery paper)研磨表面及端面，进行脱脂后，提供给下述试验。

[0023] <大气中的连续氧化试验(continuous oxidation test in air)>[0024] 将上述试验片在加热至950℃的大气气氛的炉中保持300小时，测定加热试验前2
后试验片的质量差，求出每单位面积的氧化增重(g/m)。

[0025] 图4是表示大气气氛中的氧化试验的氧化增重与Al含量的关系的图。由该图可知，通过添加0.2质量％以上的Al，可以得到与SUS444同等以上的抗氧化性(氧化增重：2
27g/m 以下)。

[0026] 接着，在实验室熔炼以C：0.006质量％、N：0.007质量％、Mn：0.2质量％、Al：0.45质量％、Cr：17质量％、Nb：0.49质量％、Cu：1.5质量％的成分组成为基础并向其中添加1.2质量％以下范围内的各种量的Si的钢，制成50kg的钢锭，将该钢锭进行热轧(hot rolling)、热轧板退火、冷轧(cold rolling)、完工退火(finishing annealing)，制成板厚
2mm的冷轧退火板。从如上述得到的冷轧钢板上切出30mm×20mm的试验片，在该试验片上部开4mmΦ的孔，用#320的砂纸(emery paper)研磨表面及端面，进行脱脂后，提供给下述的水蒸气气氛中的连续氧化试验。

[0027] <水蒸气气氛中的连续氧化试验>

[0028] 在使维持在60℃的蒸馏水中产生气泡(bubbling)的由7体积％CO2-1体积％O2-余量N2构成的气体以0.5L/分钟流动的水蒸气气氛、且加热至950℃的炉中将上述试验2
片保持300小时，测定加热前后试验片的质量差，求出每单位面积的氧化增重(g/m)。

[0029] 图5是表示水蒸气气氛中的连续氧化试验的氧化增重与Si含量的关系的图。由图5可知，通过添加0.4质量％以上的Si，可以得到与SUS444同等以上的抗水蒸气氧化性2
(氧化增重：51g/m 以下)。

[0030] 本发明是基于上述见解进一步进行研究而完成的。

[0031] 接着，对本发明的铁素体系不锈钢的成分组成进行说明。

[0032] C：0.015质量％以下

[0033] C是对提高钢的强度有效的元素，但若含量超过0.015质量％，则韧性及成形性显著降低。因此，在本发明中，使C为0.015质量％以下。另外，从确保成形性的观点出发，C越低越优选，优选使其为0.008质量％以下。另一方面，为了确保作为排气系统构件的强度，优选使C为0.001质量％以上，更优选在0.002～0.008质量％的范围内。

[0034] Si：1.0质量％以下

[0035] Si是作为脱氧材料而添加的元素。为了得到该效果，其含量优选为0.05质量％以上。并且，虽然本发明具有提高作为着眼点的抗氧化性的效果，但不能得到Al那样的效果。另一方面，若过量添加而超过1.0质量％，则使加工性降低。因此，使Si的上限为1.0质量％。

[0036] 但是，Si是使水蒸气气氛中的抗氧化性(抗水蒸气氧化性)提高的重要元素，如图5所示，为了得到与SUS444同等的抗水蒸气氧化特性，需要添加0.4质量％以上。因此，对于重视上述效果的情况，优选Si含量为0.4质量％以上。更优选在0.4～0.8质量％的范围内。

[0037] Si如上述使抗水蒸气氧化性提高的原因并不是十分清楚，但认为是由于添加0.4质量％以上的Si，因此在钢板表面连续生成致密的Si氧化物相，抑制来自外部的气体成分(H2O、CO2、O2)的侵入，由此抗水蒸气氧化特性提高。对于更加严格要求抗水蒸气氧化性的情况，优选使Si为0.5质量％以上(补充下划线的部分)。

[0038] Mn：1.0质量％以下

[0039] Mn是提高钢的强度的元素，并且，由于其还具有脱氧剂的作用，因此优选添加0.05质量％以上。但是，若过量添加，则在高温下容易产生γ相，使耐热性降低。因此，在本发明中，使Mn为1.0质量％以下。优选为0.7质量％以下。

[0040] P：0.040质量％以下

[0041] P是使韧性降低的有害元素，因此优选尽可能地降低。因此，在本发明中，使P为0.040质量％以下。优选为0.030质量％以下。

[0042] S：0.010质量％以下

[0043] S是降低伸长率、r值，给成形性带来不良影响，并且使作为不锈钢的基本特性的耐腐蚀性降低的有害元素，因此优选尽可能地减少。因此，在本发明中，使S为0.010质量％以下。优选为0.005质量％以下。

[0044] Cr：16～23质量％

[0045] Cr是对使作为不锈钢的特征的耐腐蚀性、抗氧化性提高有效的重要元素，但若其含量小于16质量％，则不能得到充分的抗氧化性。另一方面，Cr是在室温下使钢固溶强化、硬质化、低延展性化的元素，特别是若添加超过23质量％，则上述不良影响变得显著，因此上限设为23质量％。因此，使Cr为16～23质量％。更优选为16～20质量％的范围。

[0046] N：0.015质量％以下

[0047] N是使钢的韧性及成形性降低的元素，若含有超过0.015质量％，则上述降低变得明显。因此，使N为0.015质量％以下。另外，从确保韧性、成形性的观点出发，优选尽量降低N，优选使其小于0.010质量％。

[0048] Nb：0.3～0.65质量％

[0049] Nb与C、N形成碳氮化物而固定，是具有提高耐腐蚀性、成形性、焊接部的抗晶界腐蚀性的作用，并且具有使高温强度上升而提高热疲劳性能的效果的元素。这样的效果可以通过添加0.3质量％以上的Nb来确认。另一方面，添加超过0.65质量％时，Laves相变得容易析出，促进脆化。因此，使Nb为0.3～0.65质量％的范围。优选为0.4～0.55质量％的范围。

[0050] Ti：0.15质量％以下

[0051] Ti与Nb同样地固定C、N，具有提高耐腐蚀性、成形性、焊接部的抗晶界腐蚀性的作用。但是，上述效果在添加了Nb的本发明的成分体系中，若超过0.15质量％则饱和，并且由于固溶硬化而引起钢硬质化。因此，在本发明中，使上限为0.15质量％。

[0052] 另外，在本发明中，Ti是不需要特别积极地添加的元素，但Ti与Nb相比容易与N结合，从而容易形成粗大的TiN。粗大的TiN易成为裂纹产生的起点，使热轧板的韧性降低。因此，对于谋求更高韧性的情况，优选限制在0.01质量％以下。

[0053] Mo：0.1质量％以下

[0054] Mo是昂贵的元素，从本发明的宗旨出发也不积极地进行添加。但是，有时会混入来自作为原料的废金属等的0.1质量％以下的Mo。因此，使Mo为0.1质量％以下。

[0055] W：0.1质量％以下

[0056] W与Mo同样是昂贵的元素，从本发明的宗旨出发，也不积极地进行添加。但是，有时会混入来自作为原料的废金属等的0.1质量％以下的W。因此，使W为0.1质量％以下。

[0057] Cu：1.0～2.5质量％

[0058] Cu是在提高热疲劳性能方面非常有效的元素。如图3所示，为了得到与SUS444同等以上的耐热疲劳性能，需要添加1.0质量％以上的Cu。但是，若添加超过2.5质量％，则在热处理后的冷却时ε-Cu析出而使钢硬质化，并且热加工时容易引起脆化。更重要的是，添加Cu，虽然耐热疲劳性能提高，但钢本身的抗氧化性反而降低，总体来看，耐热性降低。虽然该原因不是十分清楚，但可以认为是由于Cu在生成的锈皮下面的脱Cr层上富集，从而抑制了使不锈钢原本的抗氧化性提高的元素Cr的再扩散。因此，使Cu为1.0～2.5质量％的范围。更优选为1.1～1.8质量％的范围。

[0059] Al：0.2～1.5质量％

[0060] Al如图4所示，是为了提高添加了Cu的钢的抗氧化性而必不可少的元素。特别是，在作为本发明目的的、得到与SUS444同等以上的抗氧化性方面，需要添加0.2质量％以上。另一方面，若添加超过1.5质量％，则钢硬质化而加工性降低，因此使上限为1.5质量％。因此，使Al为0.2～1.5质量％的范围。对于在更高温度下使用的情况，优选使Al为0.3～1.0质量％的范围。

[0061] 另外，Al在高温下固溶，还是使钢固溶强化的元素，特别是提高超过800℃的温度下的强度的效果大。但是如上所述，对于Si的添加量不充分的情况，侵入钢中的气体成分与Al结合，因而不能作为固溶强化元素有效地发挥作用。因此，在水蒸气气氛中，为了充分发挥Al的上述效果，优选添加0.4质量％以上的Si。

[0062] 本发明的铁素体系不锈钢，在上述必须成分的基础上，还可以在下述的范围内添加选自B、REM、Zr、V、Co及Ni中的1种或2种以上。

[0063] B：0.003质量％以下

[0064] B是对提高加工性、特别是2次加工性有效的元素。该显著的效果虽然可以通过添加0.0005质量％以上的B来得到，但若大量添加而超过0.003质量％，则生成BN而使加工性降低。因此，添加B时，使其为0.003质量％以下。更优选为0.0005～0.002质量％的范围。

[0065] REM：0.08质量％以下、Zr：0.5质量％以下

[0066] REM(稀土元素)及Zr均是改善抗氧化性的元素，为了得到该效果，优选分别添加0.01质量％以上、0.05质量％以上。但是，若添加REM超过0.08质量％，则使钢脆化，另外，若添加Zr超过0.50质量％，则Zr金属间化合物析出，使钢脆化。因此，添加REM时使其为
0.08质量％以下，添加Zr时使其为0.5质量％以下。

[0067] V：0.5质量％以下

[0068] V是在提高加工性方面有效的元素，特别是，为了得到提高抗氧化性的效果，优选添加0.15质量％以上。但是，若过量添加至超过0.5质量％，则析出粗大的V(C、N)，使钢板的表面性状变差。因此，添加V时，优选添加0.50质量％以下，更优选在0.15～0.4质量％的范围内进行添加。

[0069] Co：0.5质量％以下

[0070] Co是在提高韧性方面有效的元素，优选添加0.02质量％以上。但是，Co是昂贵的元素，并且，即使添加超过0.5质量％，上述效果饱和。因此，添加Co时优选使其为0.5质量％以下。更优选为0.02～0.2质量％的范围。

[0071] Ni：0.5质量％以下

[0072] Ni是使韧性提高的元素。为了得到该效果，优选为0.05质量％以上。但是，Ni是昂贵的，并且是强的γ相形成元素，因此在高温下生成γ相，使抗氧化性降低。因此，添加Ni时，优选使其为0.5质量％以下。更优选为0.05～0.4质量％的范围。

[0073] 接着，对本发明的铁素体系不锈钢的制造方法进行说明。

[0074] 本发明的不锈钢的制造方法没有特别限定，可以优选使用铁素体系不锈钢的通常的制造方法。例如，优选通过转炉、电炉等公知的熔炼炉进行熔炼，或者进一步经浇包精炼、真空精炼等二次精炼，制成具有上述的本发明的成分组成的钢，接着，通过连铸法或铸锭-开坯法将上述钢水制成钢坯(slab)，热轧成热轧板，根据需要实施热轧板退火，然后使该热轧板经过酸洗、冷轧、完工退火、酸洗等工序，制成冷轧退火板。上述冷轧也可以进行1次或中间夹着退火进行2次以上，并且，冷轧、完工退火、酸洗各工序可以反复进行。而且，根据情况，可以省略热轧板退火，对于要求钢板表面的光泽度的情况，可以在冷轧后或完工退火后实施表面光轧。另外，优选上述热轧前的钢坯加热温度为1000～1250℃、热轧板退火温度为900～1100℃、完工退火温度为900～1120℃的范围。

[0075] 如上述操作得到的本发明的铁素体系不锈钢，之后根据各种用途实施切割加工、弯曲加工、冲压加工等加工，从而作为汽车、摩托车的排气管、转炉外壳、火力发电设备的排气管道等在高温环境下使用的各种排气系统构件。另外，用于上述构件的本发明的不锈钢并不限于冷轧退火板，也可以使用热轧板或热轧退火板，而且可以根据需要进行除锈处理后使用。并且，安装上述构件时的焊接方法没有特别的限定，可以使用MIG(金属极惰性气体保护焊，Metal Inert Gas)、MAG(金属活性气体保护焊，Metal Active Gas)、TIG(钨极电弧惰性气体保护焊，Tungsten Inert Gas)等通常的电弧焊、点焊、电子束焊等电阻焊、以及用于电阻焊的高频电阻焊、高频感应焊、激光焊等方法。

[0076] 实施例1

[0077] 通过真空熔炼炉熔炼具有表1-1及表1-2所示成分组成的No.1～24的钢，铸造成50kg的钢锭，锻造分割成2块。然后，将2块中的1块钢锭加热至1170℃后，热轧而制成板厚5mm的热轧板，在1020℃的温度下进行热轧板退火，酸洗，以及轧制率为60％的冷轧，在
1030℃的温度下进行完工退火，以20℃/秒的平均冷却速度冷却，酸洗后制成板厚为2mm的冷轧退火板，提供给下述2种抗氧化试验。另外，作为参考，对于表1的No.25～28所示的SUS444及WO2003/004714号小册子、日本特开2006-117985号公报、日本特开2000-297355号公报的发明，也与上述同样地制造冷轧退火板，并提供给下述在大气中的连续氧化试验及在水蒸气气氛中的连续氧化试验。

[0078] <大气中的连续氧化试验(continuance oxidation test in air)＞[0079] 从如上得到的各种冷轧退火板上切出30mm×20mm的样品，在样品上部开4mmΦ的孔，用#320的砂纸研磨表面及端面，进行脱脂后，悬挂在加热至950℃并保持该温度的大气气氛的炉内，保持300小时。试验后，测定样品的质量，求出与事先测定的试验前的质量的2
差，算出氧化增重(g/m)。另外，试验分别实施2次，通过其平均值来评价抗连续氧化性。

[0080] <水蒸气气氛中的连续氧化试验(continuance oxidation test in watervapour atmosphere)>

[0081] 从如上得到的各种冷轧退火板上切出30mm×20mm的样品，在样品上部开4mmΦ的孔，用#320的砂纸研磨表面及端面，进行脱脂后，在使维持在60℃的蒸馏水中形成气泡(bubbling)的由7体积％CO2-1体积％O2-余量N2构成的气体以0.5L/分钟流过的水蒸气气氛、并加热至950℃的炉中保持300小时。试验后，测定样品的质量，求出与事先测定的试2
验前的质量的差，算出氧化增重(g/m)。另外，试验分别实施2次，通过其平均值来评价抗连续氧化性。

[0082] 实施例2

[0083] 将实施例1中分割成2块的50kg钢锭的另一块钢锭加热至1170℃后，热轧成厚30mm×宽150mm的薄板坯。然后，锻造该薄板坯，制成截面为35mm×35mm的钢棒，在1030℃的温度下退火后，进行机械加工，加工成图1所示尺寸的热疲劳试验片，提供给下述的热疲劳试验。另外，作为参考例，与实施例1同样，对于WO2003/004714号小册子、日本特开
2006-117985号公报、日本特开2000-297355号公报的发明钢及SUS444，同样地制造样品，提供给热疲劳试验。

[0084] <热疲劳试验(thermal fatigue test)＞

[0085] 热疲劳试验是在0.35的约束系数下，在100℃和850℃的温度之间反复进行升温和冷却，测定热疲劳寿命。此时，升温速度(heating rate)及降温速度(cooling rate)分别为10℃/秒，使100℃下的保持时间为2分钟，850℃下的保持时间(holding time)为5分钟。并且，热疲劳寿命(thermal fatigue life)是指，用100℃下测出的载荷除以试验片均热平行部的截面积而算出应力，对于上述循环的应力，应力开始连续降低时的最小的循环数。

[0086] 将上述实施例1的在大气中的连续氧化试验、在水蒸气气氛中的连续氧化试验的结果及实施例2的耐热疲劳性试验的结果归纳示于表2。由表2可知，适合本发明的发明例的钢均具有与SUS444同等以上的抗氧化特性和耐热疲劳性能，因而满足本发明的目标。与此相对，偏离本发明范围的比较例的钢或现有技术的参考例的钢，抗氧化特性和耐热疲劳性能两特性不同时优良，因而没有实现本发明的目标。

[0087] 产业上的利用可能性

[0088] 本发明的钢不仅适合作为汽车等的排气系统构件来使用，而且可以作为要求同样的特性的火力发电系统的排气系统构件、固体氧化物类的燃料电池用构件来使用。

[0089]

[0090]

[0091] 表2

[0092]氧化增重 热疲劳寿命 水蒸气氧化 备注
钢No.
(g/m2) (次) (g/m2)
1 21 1230 82 发明例
2 20 1330 55 发明例
3 16 1270 ＞100 发明例
4 22 1500 49 发明例
5 18 1210 40 发明例
6 21 1300 66 发明例
7 21 1450 80 发明例
8 21 1260 85 发明例
9 18 1390 50 发明例
10 17 1210 53 发明例
11 80 1290 79 比较例
12 14 820 58 比较例
13 15 1200 71 发明例
14 15 1230 ＞100 发明例
15 14 1260 79 发明例
16 14 1210 57 发明例
17 14 1310 78 发明例
18 15 1240 56 发明例
19 15 1210 ＞100 发明例
20 25 1300 39 发明例
21 21 1350 48 发明例
22 13 1430 34 发明例
23 22 1280 41 发明例
24 12 1260 37 发明例
25 27 1120 51 SUS444
26 ＞100 1480 ＞100 参考例1
27 ＞100 1240 ＞100 参考例2
28 ＞100 1400 ＞100 参考例3

[0093] (注)

[0094] 参考例1：WO2003/004714的发明钢No.3

[0095] 参考例2：日本特开2006-117985的发明钢No.7

[0096] 参考例3：日本特开2000-297355的发明钢No.5