铁素体系不锈钢热轧退火钢板、其制造方法和铁素体系不锈钢冷轧退火钢板

摘要

本发明提供一种高温疲劳特性和抗氧化性优异的铁素体系不锈钢冷轧退火钢板以及适合作为该冷轧退火钢板的板坯的铁素体系不锈钢热轧退火钢板。一种具有如下组成且维氏硬度小于205的铁素体系不锈钢热轧退火钢板：以质量％计，含有C：0.015％以下、Si：1.00％以下、Mn：1.00％以下、P：0.040％以下、S：0.010％以下、Cr：12.0％～23.0％、Al：0.20％～1.00％、N：0.020％以下、Cu：1.00％～2.00％、Nb：0.30％～0.65％，Si和Al满足Si≥Al，剩余部分为Fe和不可避免的杂质。通过对该热轧退火钢板实施冷轧和退火处理，可得到高温疲劳特性和抗氧化性优异的铁素体系不锈钢冷轧退火钢板。

说明书

技术领域

本发明涉及含Cr钢，尤其涉及适合用于汽车或摩托车的排气管或转换器箱、火力发电厂的排气管道等在高温下使用的排气系统构件的兼具优异的抗氧化性和高温疲劳特性的铁素体系不锈钢热轧退火钢板及其制造方法以及通过对该铁素体系不锈钢热轧退火钢板实施冷轧和退火处理而得到的铁素体系不锈钢冷轧退火钢板。

背景技术

汽车的排气歧管或排气管、转换器箱等在高温下使用的排气系统构件在发动机每次启动和停止时被加热和冷却而反复热膨胀和热收缩。此时，排气系统构件被周边零件约束，因此热膨胀和热收缩被限制而其板坯产生热应变。由于该热应变而产生热疲劳。此外，发动机运转之际被保持在高温下时由于振动而产生高温疲劳。因此，这些构件的板坯要求优异的抗氧化性以及优异的热疲劳特性和高温疲劳特性(以下将这3个特性统称为“耐热性”)。

作为在要求耐热性的排气系统构件中使用的板坯，目前大多使用如添加有Nb和Si的Type429(14质量％Cr-0.9质量％Si-0.4质量％Nb)的含Cr钢。然而，若随着发动机性能的提高而排气温度上升至大于900℃的温度，则Type429无法充分满足所要求特性，尤其是热疲劳特性、高温疲劳特性。

作为可应对上述问题的板坯，例如开发有除添加Nb以外还添加Mo而提高高温耐力的含Cr钢、JIS G 4305所规定的SUS444(19质量％Cr-0.5质量％Nb-2质量％Mo)或如专利文献1所提出的那样添加有Nb、Mo和W的铁素体系不锈钢等。尤其是如SUS444、专利文献1所提出的铁素体系不锈钢由于耐热性和耐腐蚀性等各特性优异，广泛用作在高温下使用的排气系统构件的板坯。然而，以最近Mo、W等稀有 金属的异常的价格急剧上涨、变动为契机，迫切希望开发出使用廉价的原料且具有与添加有Mo、W的含Cr钢同等的耐热性的材料。

针对这种要求，提出有大量的不使用昂贵的Mo、W而实现铁素体系不锈钢的耐热性提高的技术。

例如，专利文献2中提出有在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％的汽车排气流路构件用铁素体系不锈钢。然后，专利文献2中记载有通过V和Cu的复合添加而可改善铁素体系不锈钢在900℃以下的高温强度、加工性和低温韧性，得到与添加有Nb和Mo的钢相同的水平。

此外，专利文献3中提出有在10～20质量％Cr钢中添加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％，且具有长径0.5μm以上的ε-Cu相(Cu的析出物)被调整为10个/25μm²以下的组织的铁素体系不锈钢。并且，专利文献3中记载有通过将ε-Cu相的存在形态设为某特定的状态而改善铁素体系不锈钢的热疲劳特性。

进而，专利文献4中提出有在15～25质量％Cr钢中添加Cu：1～3质量％的汽车排气系统零件用铁素体系不锈钢。并且，专利文献4中记载有通过添加规定量的Cu，在中温度区域(600～750℃)可得到由Cu所致的析出强化，在高温度区域可得到由Cu所致的固溶强化，从而提高铁素体系不锈钢的热疲劳特性。

专利文献2～4所提出的技术的特征在于，添加Cu而使铁素体系不锈钢的热疲劳特性提高。然而，添加Cu时，虽然铁素体系不锈钢的热疲劳特性提高，但抗氧化性显著下降。即，添加Cu而改善铁素体系不锈钢的耐热性时，虽然热疲劳特性提高，但钢自身的抗氧化性反而下降，因此综合来看耐热性下降。

另一方面，也提出有通过积极地添加Al来实现铁素体系不锈钢的耐热性的提高的技术。

例如，专利文献5中提出有在13～25质量％Cr钢中添加有0.2～2.5质量％的作为固溶强化元素的Al，进一步添加有Nb：大于0.5且1.0 质量％以下、Ti：3×([％C]+[％N])～0.25质量％([％C]、[％N]分别是由质量％表示的C、N的含量。)的汽车排气系用铁素体系不锈钢。另外，专利文献5中记载有通过添加规定量的Al、Nb和Ti而提高铁素体系不锈钢的耐热疲劳性。

此外，专利文献6中提出有在10～25质量％Cr钢中以Si和Al满足Al+0.5×Si：1.5～2.8质量％的方式添加有Si：0.1～2质量％和Al：1～2.5质量％，进一步添加有Ti：3×(C+N)～20×(C+N)质量％的催化剂载持用耐热铁素体系不锈钢。另外，专利文献6中记载有通过添加规定量的Si、Al和Ti，能够在发动机排气气氛下在催化剂层与母材的界面形成遮断性能高的Al₂O₃主体的氧化皮膜，提高铁素体系不锈钢的抗氧化性。

此外，专利文献7中提出有在6～20质量％Cr钢中添加有总计1质量％以下的Ti、Nb、V和Al中的任1种或2种以上的含Cr铁素体系钢。并且，专利文献7中记载有通过Al等的添加而使钢中的C或N与碳氮化物固定，其结果，提高含Cr铁素体系钢的成型性。

然而，在积极地添加Al的技术中，专利文献5所提出的技术中钢的Si含量低，因此即使积极地添加Al，Al也会优先形成氧化物或氮化物，Al的固溶量下降，其结果，无法对铁素体系不锈钢赋予规定的高温强度。

专利文献6所提出的技术中添加有1质量％以上的大量的Al，因此不仅铁素体系不锈钢在室温下的加工性显著下降，而且由于Al容易与O(氧)结合，抗氧化性反而下降。专利文献7所提出的技术中，虽然可得到成型性优异的铁素体系不锈钢，但Cu、Al的添加量少或未添加，因此无法得到优异的耐热性。

如上，即使欲通过添加Al而改善铁素体系不锈钢的高温强度、抗氧化性，但仅积极添加Al无法得到这些效果。此外，即使复合添加Cu和Al，在这些元素的添加量少时，也无法得到优异的耐热性。

为了解决这种问题，本发明的发明人等开发了以满足Si≥Al的方式在专利文献8的16～23质量％Cr钢中添加有Si：0.4～1.0质量％和Al： 0.2～1.0质量％，进一步添加有Nb：0.3～0.65质量％、Cu：1.0～2.5质量％的铁素体系不锈钢。该钢中，通过复合含有规定量的Nb和Cu，而在广泛的温度区域使高温强度上升，改善热疲劳特性。若含有Cu则抗氧化性容易下降，但通过含有适当量的Al，可防止抗氧化性的下降。此外，含有Cu时有无法改善热疲劳特性的温度区域，但通过含有适当量的Al，在该温度区域的热疲劳特性也会改善。进而，通过使Si含量与Al含量的比适当化，高温疲劳特性也会改善。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2004－18921号公报

专利文献2：国际公开第2003/004714号

专利文献3：日本特开2006－117985号公报

专利文献4：日本特开2000－297355号公报

专利文献5：日本特开2008－285693号公报

专利文献6：日本特开2001－316773号公报

专利文献7：日本特开2005－187857号公报

专利文献8：日本特开2011－140709号公报

发明内容

对排气系统零件要求轻量化、减少排气阻力，因此，正在研究进一步薄壁化、制成复杂的形状。若薄壁化而进行严格的加工，则有时板厚大幅度减少。板厚减少的部分由于高温疲劳而容易产生龟裂，因此不是在温度最高的部分而是即使温度低但通过严格的加工而壁厚减少的部分也会产生龟裂。因此，对用于排气系统零件的钢材要求不仅在最高温度而且在中间的温度区域(700℃附近)也具有优异的高温疲劳特性。然而，专利文献8的钢仅研究了850℃的高温疲劳特性而进行开发，对在700℃附近的高温疲劳特性存在研究的余地。

本发明的目的在于解决这些问题，提供一种具有优异的抗氧化性且在700℃附近的高温疲劳特性也优异的铁素体系不锈钢热轧退火钢板及其制造方法以及通过对该铁素体系不锈钢热轧退火钢板实施冷轧和退火处理而得到的铁素体系不锈钢冷轧退火钢板。

本发明的发明人等对于专利文献8所提出的铁素体系不锈钢，即通过Cu、Al和Nb的添加而提高耐热性的铁素体系不锈钢，为了不仅提高在应用于排气系统构件时的预想的使用温度(室温～850℃)的最高温度(850℃)中的高温疲劳特性，还要提高中间温度区域(700℃附近)中的高温疲劳特性，进行了反复深入研究。

本发明的发明人等对于通过对添加有Cu、Al和Nb的铁素体系不锈钢板坯在各种条件下实施热轧、热轧钢板退火而得到的铁素体系不锈钢板(热轧退火钢板)以及通过热轧钢板退火后继续实施酸洗、冷轧、冷轧钢板退火、酸洗而得到的铁素体系不锈钢板(冷轧退火钢板)进行了组织观察。接着，将各种铁素体系不锈钢板(热轧退火钢板、冷轧退火钢板)加热至700℃而实施了高温疲劳试验。

其结果，获得如下见解：通过设为抑制ε-Cu的析出的组织，可在700℃附近也得到优异的高温疲劳特性。进而，获得如下见解：热轧工序中，通过使卷取温度最优化，可抑制热轧退火钢板、冷轧退火钢板的ε-Cu的析出。

此外，ε-Cu的析出量和铁素体系不锈钢板的硬度存在相关关系，确认ε-Cu的析出量变得越多，铁素体系不锈钢板的硬度越上升，从而测定硬度来代替使ε-Cu的析出量定量化，对热轧退火钢板的硬度和700℃下的高温疲劳特性进行了研究。其结果，获得如下见解：通过使卷取温度最优化而将热轧退火钢板的维氏硬度设为小于205，ε-Cu析出量被抑制，可得到在700℃附近具有优异的高温疲劳特性的铁素体系不锈钢板。

如上，本发明的发明人等发现，通过添加规定量的Cu、Al和Nb，且进一步使热轧后的热历程最优化而控制ε-Cu的析出，可得到不仅在应用于排气系统构件时预想的使用温度(室温～850℃)的最高温度(850℃)中的高温疲劳特性优异且在中间温度区域(700℃附近)中的高温疲劳特性也优异的钢，完成了本发明。本发明的主旨构成如下。

[1]一种铁素体系不锈钢热轧退火钢板，其具有如下组成：以质量％计，含有C：0.015％以下、Si：1.00％以下、Mn：1.00％以下、P：0.040％以下、S：0.010％以下、Cr：12.0％～23.0％、Al：0.20％～1.00％、N：0.020％以下、Cu：1.00％～2.00％、Nb：0.30％～0.65％，并且，Si和Al满足以下式(1)

Si≥Al…(1)

(上述式(1)中，Si、Al为各元素的含量(质量％))

剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，且维氏硬度小于205。

[2]如上述[1]所述的铁素体系不锈钢热轧退火钢板，其中，在上述组成的基础上，以质量％计，进一步含有选自Ni：0.50％以下、Mo：1.00％以下和Co：0.50％以下中的1种或2种以上。

[3]如上述[1]或[2]所述的铁素体系不锈钢热轧退火钢板，其中，在上述组成的基础上，以质量％计，进一步含有选自Ti：0.50％以下、Zr：0.50％以下、V：0.50％以下、B：0.0030％以下、REM：0.08％以下、Ca：0.0050％以下和Mg：0.0050％以下中的1种或2种以上。

[4]一种铁素体系不锈钢冷轧退火钢板，其是通过对上述[1]～[3]中任一项所述的铁素体系不锈钢热轧退火钢板实施冷轧和退火处理而得到的。

[5]一种铁素体系不锈钢热轧退火钢板的制造方法，是上述[1]～[4]中任一项所述的铁素体系不锈钢热轧退火钢板的制造方法，其中，

对钢坯依次进行热轧、热轧钢板退火，

将上述热轧中的钢圈卷取温度设为小于600℃。

根据本发明，可提供具有优异的抗氧化性和高温疲劳特性且适合于汽车等的排气系统构件的铁素体系不锈钢热轧退火钢板及其制造方法以及通过对该铁素体系不锈钢热轧退火钢板实施冷轧和退火处理而得到的铁素体系不锈钢冷轧退火钢板。尤其是本发明可得到在广泛的温度区域显示优异的高温疲劳特性的铁素体系不锈钢板，因此能够展开铁素 体系不锈钢的进一步的用途，在产业上取得特别的效果。

附图说明

图1是表示实施例的高温疲劳试验中使用的试验片的形状的图。

具体实施方式

以下，对本发明具体地进行说明。

本发明的铁素体系不锈钢热轧退火钢板的特征在于，具有如下组成：以质量％计，含有C：0.015％以下、Si：1.00％以下、Mn：1.00％以下、P：0.040％以下、S：0.010％以下、Cr：12.0％～23.0％、Al：0.20％～1.00％、N：0.020％以下、Cu：1.00％～2.00％、Nb：0.30％～0.65％，Si和Al满足式(1)，即Si≥Al(式中，Si、Al为各元素的含量(质量％))，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，且维氏硬度小于205。

此外，本发明的铁素体系不锈钢冷轧退火钢板的特征在于，是通过对本发明的铁素体系不锈钢热轧退火钢板实施冷轧和退火处理而得到的。

本发明的铁素体系不锈钢热轧退火钢板的成分组成的限定理由如下。应予说明，表示以下成分组成的％只要没有特别说明则意味着质量％。

C：0.015％以下

C是对提高钢的强度有效的元素，但若含有大于0.015％，则钢的韧性和成型性大幅度下降。因此，C含量设为0.015％以下。另外，C含量从确保钢的成型性的观点出发优选设为0.008％以下，从确保作为排气系统构件的强度的观点出发优选设为0.001％以上。C含量更优选为0.003％以上。

Si：1.00％以下

Si是提高钢的抗氧化性的元素，并且是对于有效地利用后述的Al的固溶强化能力也是重要的元素。为了表现这些效果，优选将Si含量设为0.02％以上。另一方面，若Si含量大于1.00％而过量，则钢的加 工性下降。因此，Si含量设为1.00％以下。另外，Si是对提高在包含水蒸气的气氛下的钢的抗氧化性有效的元素，需要在包含水蒸气的气氛下的抗氧化性时优选将其含量设为0.40％以上。Si含量更优选为0.60％～0.90％。

Mn：1.00％以下

Mn是作为脱氧剂而添加的元素，此外，是为了提高钢的强度而添加的元素。此外，Mn也具有抑制氧化皮的剥离、提高抗氧化性的效果。为了得到这些效果，优选将Mn含量设为0.02％以上。然而，若Mn含量大于1.00％而过量，则在高温下容易生成γ相，钢的耐热性下降。因此，Mn含量设为1.00％以下。Mn含量优选为0.05％～0.80％，更优选为0.10％～0.50％。

P：0.040％以下

P是使钢的韧性下降的有害的元素，优选尽量减少。因此，本发明中，将P含量设为0.040％以下。P含量优选为0.030％以下。

S：0.010％以下

S也是使钢的伸长率或r值下降，对成型性产生不良影响，并且使耐腐蚀性下降的有害元素。因此，本发明中，优选尽量减少S含量，设为0.010％以下。S含量优选为0.005％以下。

Cr：12.0％～23.0％

Cr是对提高耐腐蚀性、抗氧化性有效的重要元素。Cr含量小于12.0％时，无法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，尤其是若其含量大于23.0％，则由硬质化、低延展性化所致的弊病变得显著。因此，Cr含量设为12.0％～23.0％。Cr含量优选为14.0％～20.0％。

Al：0.20％～1.00％

Al是对提高含Cu钢的抗氧化性必不可少的元素。此外，Al也是固溶于钢而固溶强化的元素，尤其具有使在大于800℃的温度下的高温强 度上升的耐热性提高效果，因此在本发明中是重要的元素。尤其是为了得到优异的抗氧化性，需要将Al含量设为0.20％以上。另一方面，若Al含量大于1.00％，则钢硬质化而加工性下降。因此，Al含量设为0.20％～1.00％。Al含量优选为0.25％～0.80％，更优选为0.30％～0.60％。

此外，本发明中，以满足下述(1)的方式含有Si和Al。另外，式(1)中，Si为Si含量(质量％)，Al为Al含量(质量％)。

Si≥Al…(1)

如上所述，Al是具有高温下的固溶强化作用且具有增加钢的高温强度的效果的元素。然而，钢中的Al含量多于Si含量时，Al在高温下优先形成氧化物、氮化物，固溶Al量减少，因此无法充分地有助于固溶强化。另一方面，钢中的Si含量与Al含量同等或多于Al含量时，Si优先地氧化，在钢板表面连续地形成致密的氧化物层。该氧化物层具有抑制来自外部的氧、氮的内部扩散的效果，因此可以通过该氧化物层的形成而将Al的氧化或氮化、尤其是将氮化抑制在最小限度，确保充分的Al固溶量。其结果，通过Al的固溶强化而提高钢的高温强度，大幅度改善热疲劳特性、高温疲劳特性。根据以上理由，以满足Si(质量％)≥Al(质量％)的方式含有Si和Al。

N：0.020％以下

N是使钢的韧性和成型性下降的元素，若其含量大于0.020％则显著地表现出这些现象。因此，N含量设为0.020％以下。另外，从确保钢的韧性、成型性的观点出发，优选尽量减少N含量，优选设为小于0.015％。更优选为0.010％以下。但是，极端地减少N时脱氮花费时间，因此造成钢材的制造成本的增加。因此，从兼具成本和成型性的观点出发，N含量优选设为0.004％以上。

Cu：1.00％～2.00％

Cu是通过ε-Cu的析出强化而提高钢的高温强度，实现热疲劳特性、高温疲劳特性的提高的方面极其有效的元素。为了得到这些效果，需要将Cu含量设为1.00％以上。然而，若Cu含量大于2.00％，则即使进 行本发明的热轧工序中的卷取温度的最优化，也会在热轧退火板上析出ε-Cu，无法得到700℃下的优异的高温疲劳特性。根据以上理由，Cu含量设为1.00％～2.00％。Cu含量优选为1.10％～1.60％。

Nb：0.30％～0.65％

Nb是与钢中的C、N形成碳氮化物而固定这些元素，具有提高钢的耐腐蚀性或成型性、焊接部的耐晶界腐食性的作用，并且使高温强度上升而有助于热疲劳特性的提高的元素。这种效果通过将Nb含量设为0.30％以上而确认。然而，若Nb含量大于0.65％，则Laves相容易析出，促进钢的脆化。因此，Nb含量设为0.30％～0.65％。Nb含量优选为0.35％～0.55％。另外，尤其是要求钢的韧性时，优选将Nb含量设为0.40％～0.49％，更优选设为0.40％～0.47％。

以上是本发明铁素体系不锈钢的基本成分，但本发明中除上述基本成分以外，可以根据需要在以下范围内进一步含有选自Ni、Mo和Co中的1种或2种以上。

Ni：0.50％以下

Ni是提高钢的韧性的元素。此外，Ni也具有提高钢的抗氧化性的效果。为了得到这些效果，优选将Ni含量设为0.05％以上。另一方面，Ni是强力的γ相形成元素(奥氏体相形成元素)，因此若Ni含量大于0.50％则有时在高温下生成γ相而抗氧化性、热疲劳特性下降。因此，含有Ni时，优选将其含量设为0.50％以下。Ni含量更优选为0.10％～0.40％。

Mo：1.00％以下

Mo是具有使钢的高温强度增加而提高热疲劳特性、高温疲劳特性的效果的元素。为了得到这些效果，优选将Mo含量设为0.05％以上。另一方面，如本发明的含Al钢中若Mo含量大于1.00％，则有时抗氧化性下降。因此，含有Mo时，优选将其含量设为1.00％以下。Mo含量更优选为0.60％以下。

Co：0.50％以下

Co是对提高钢的韧性有效的元素。此外，Co也具有减少钢的热膨胀系数、提高热疲劳特性的效果。为了得到这些效果，优选将Co含量设为0.005％以上。然而，Co除了是昂贵的元素之外，其含量大于0.50％，上述效果也会饱和。因此，含有Co时，优选将其含量设为0.50％以下。Co含量更优选为0.01％～0.20％。另外，要求优异的韧性时，优选将Co含量设为0.02％～0.20％。

此外，本发明的铁素体系不锈钢可以根据需要在以下范围内进一步含有选自Ti、Zr、V、B、REM、Ca和Mg中的1种或2种以上。

Ti：0.50％以下

Ti与Nb同样是固定钢中的C、N而提高耐腐蚀性、成型性且防止焊接部的晶界腐蚀的元素。进而，Ti是本发明的含Al钢中对抗氧化性的提高有效的元素。为了得到这种效果，优选将Ti含量设为0.01％以上。然而，若Ti含量大于0.50％而过量，则由于粗大的氮化物的生成而导致钢的韧性下降。然后，钢的韧性下降的结果，例如，在热轧钢板退火线中由于反复接受的弯曲－弯曲复位而钢板断裂等，会对制造性产生不良影响。因此，含有Ti时，优选将其含量设为0.50％以下。Ti含量更优选为0.30％以下，进一步优选为0.25％以下。

Zr：0.50％以下

Zr是提高钢的抗氧化性的元素，为了得到该效果，优选将Zr含量设为0.005％以上。然而，若Zr含量大于0.50％，则Zr金属间化合物析出而使钢脆化。因此，含有Zr时，优选将其含量设为0.50％以下。Zr含量更优选为0.20％以下。

V：0.50％以下

V是对提高钢的加工性有效的元素，并且是对提高钢的抗氧化性也有效的元素。这些效果在V含量为0.01％以上时变得显著。另一方面，若V含量大于0.50％而过量，则导致粗大的V(C、N)的析出，使钢的表面性状下降。因此，含有V时，优选将其含量设为0.01％～0.50％。V含量更优选为0.05％～0.40％，进一步优选为0.05％以上且小于0.20％。

B：0.0030％以下

B是对提高钢的加工性、尤其是提高二次加工性有效的元素。为了得到该效果，优选将B含量设为0.0005％以上。另一方面，若B含量大于0.0030％而过量，则生成BN而使钢的加工性下降。因此，含有B时，优选将其含量设为0.0030％以下。B含量更优选为0.0010％～0.0030％。

REM：0.08％以下

REM(稀土类元素)与Zr同样是提高钢的抗氧化性的元素。为了得到该效果，优选将REM含量设为0.01％以上。另一方面，若REM含量大于0.08％，则钢会脆化。因此，含有REM时，优选将其含量设为0.08％以下。REM含量更优选为0.04％以下。

Ca：0.0050％以下

Ca是对防止由连续铸造时容易产生的Ti系夹杂物的析出所致的喷嘴的堵塞有效的成分。为了得到该效果，优选将Ca含量设为0.0005％以上。但是，为了不产生钢的表面缺陷而得到良好的表面性状，需要将Ca含量设为0.0050％以下。因此，含有Ca时，优选将其含量设为0.0050％以下。Ca含量更优选为0.0005％～0.0020％，进一步优选为0.0005％～0.0015％。

Mg：0.0050％以下

Mg是对提高钢坯的等轴晶率、提高钢的加工性、韧性有效的元素。进而，Mg是对抑制Nb、Ti的碳氮化物的粗大化有效的元素。若Ti碳氮化物粗大化，则成为脆性破裂的起点，因此钢的韧性下降。此外，若Nb碳氮化物粗大化，则Nb在钢中的固溶量下降，因此造成热疲劳特性的下降。Mg是对解决这些问题有效的元素，优选将其含量设为0.0010％以上。另一方面，若Mg含量大于0.0050％，则钢的表面性状变差。因此，含有Mg时，优选将其含量设为0.0050％以下。Mg含量更优选为0.0010％～0.0025％。

本发明的铁素体系不锈钢热轧退火钢板所含的上述以外的元素(剩 余部分)为Fe和不可避免的杂质。

本发明的铁素体系不锈钢热轧退火钢板的特征在于，通过设为如上所述规定组成且尽量减少热轧退火钢板的ε-Cu的析出量的组织，从而将维氏硬度减少至小于205。

热轧退火钢板的维氏硬度：小于205

本发明中，Cu具有通过ε-Cu的析出强化使钢高强度化、使热疲劳特性、高温疲劳特性提高的效果。然而，在ε-Cu容易析出的温度(700℃附近)下长时间使用钢时，高温疲劳特性大幅取决于初期的ε-Cu的析出状态，即加热至上述温度之前的ε-Cu的析出状态。

初期状态下已经在钢中析出ε-Cu时，若开始在700℃的使用，则以已经析出的ε-Cu为核而仅析出粗大的ε-Cu，无法得到析出强化效果。另一方面，若初期状态下钢中未析出ε-Cu，在700℃开始使用后微细地析出ε-Cu而得到强化效果。进而，由于微细地析出，粗大化的进行非常慢，可得到更长期的析出强化效果。根据以上理由，通过极力减少初期状态下的钢的ε-Cu析出量，ε-Cu容易析出的温度(700℃附近)下的高温疲劳特性飞跃性地提高。

这里，用作排气系统构件的板坯的铁素体系不锈钢板通常通过如下方法得到：对钢坯等钢板坯实施热轧而制成热轧钢板，对该热轧钢板实施退火处理(热轧钢板退火)而制成热轧退火钢板；或者，在退火处理(热轧钢板退火)后继续酸洗后，对该热轧退火钢板实施冷轧而制成冷轧钢板，对该冷轧钢板实施退火处理(冷轧钢板退火)和酸洗而制成冷轧退火钢板。因此，为了在ε-Cu容易析出的温度(700℃附近)下确保充分的高温疲劳特性，需要尽量减少最终制品板，即热轧退火钢板、冷轧退火钢板的ε-Cu析出量。

作为减少热轧退火钢板的ε-Cu析出量的方法，可考虑通过热轧钢板的退火(热轧钢板退火)使ε-Cu固溶于钢中的方法。然而，本发明的发明人等进行研究的结果明确，热轧钢板退火中通常钢板保持在高温区域的时间短，因此在退火前的钢板上粗大地析出ε-Cu的情况或虽然微细但大量地析出的情况下，通过上述退火处理未必能够充分地固溶。 另一方面，确认了若在退火处理前的热轧钢板中充分地减少ε-Cu析出量，则在其后的工序中几乎不析出ε-Cu。

此外，将冷轧退火钢板制成最终制品板时，也可以考虑通过冷轧钢板的退火(冷轧钢板退火)使ε-Cu固溶于钢中的方法。然而，冷轧钢板退火中，通常钢板保持于高温区域的时间也较短，因此在退火前的钢板上粗大地析出ε-Cu的情况或虽然微细但大量地析出的情况下，通过上述退火处理未必能够充分地固溶。此外，本发明的发明人等对冷轧退火钢板的高温疲劳特性详细地进行了研究，其结果确认存在冷轧退火钢板的700℃附近的高温疲劳特性依赖于成为板坯的热轧退火钢板的ε-Cu析出量的趋势。

进而，本发明的发明人等确认了钢中的ε-Cu析出量与钢的硬度特性之间有相关性，随着ε-Cu析出量的增加而硬度上升。然后，本发明的发明人等进行研究的结果表明，若以热轧退火钢板的维氏硬度小于205的方式抑制ε-Cu析出量，则无法充分确保ε-Cu容易析出的温度(700℃附近)下的高温疲劳特性。此外，确认了若以热轧退火钢板的维氏硬度小于205的方式抑制ε-Cu析出量，则以热轧退火钢板为母板的冷轧退火钢板也在ε-Cu容易析出的温度(700℃附近)下示出优异的高温疲劳特性。

根据以上理由，本发明的铁素体系不锈钢热轧退火钢板中将硬度设为以维氏硬度计小于205。优选为以维氏硬度计小于195。另外，上述的维氏硬度可以基于JIS Z 2244进行测定

接着，对本发明的铁素体系不锈钢热轧退火钢板和铁素体系不锈钢冷轧退火钢板的优选制造方法进行说明。

本发明的铁素体系不锈钢热轧退火钢板和铁素体系不锈钢冷轧退火钢板基本上只要是铁素体系不锈钢板的通常的制造方法则可以很好地使用。例如，可以以转炉、电炉等公知的溶解炉熔炼钢，或进一步经过浇包精炼、真空精炼等二次精炼制成具有上述本发明的成分组成的钢，接下来，以连续铸造法或造块－分块轧制法制成钢片(钢坯)，其后，依次实施热轧、热轧钢板退火、酸洗或表面研磨等，制成热轧退火钢板。此外，本发明的铁素体系不锈钢冷轧退火钢板可以对以上述方式 得到的热轧退火钢板依次实施冷轧、冷轧钢板退火、酸洗等，制成冷轧退火钢板。但是，仅对热轧后(热轧钢板退火前)的热轧钢圈卷取温度需要以下述方式规定。

热轧钢板的钢圈卷取温度：小于600℃

本发明中，以提高热疲劳特性、高温疲劳特性为目的，在钢中含有1.00％以上的Cu。进而，如上所述，对于含有1.00％以上的Cu的钢，为了提高在ε-Cu析出、容易粗大化的温度区域(700℃附近)中使用时的高温疲劳特性，抑制ε-Cu的初期析出是重要的。

这里，钢板的制造工序中在热轧钢圈的卷取时ε-Cu大量地析出或粗大化。将热轧钢圈卷取温度设为小于600℃时，ε-Cu的析出被抑制为最小限度。此外，即使析出ε-Cu，其析出量也为少量，因此通过在接下来的热轧钢板退火时保持高温，将ε-Cu固溶于钢中。即，将热轧钢圈卷取温度设为小于600℃时，可以防止热轧钢圈卷取时的ε-Cu析出，此外，即使析出ε-Cu，其析出量也被抑制为可以通过其后的热轧钢板退火而固溶于钢中的程度。由此，最终制品板的700℃附近的高温疲劳特性飞跃性地提高。此外，对于热轧钢圈卷取后的ε-Cu析出量，可以通过测定热轧退火钢板的硬度来确认。如上所述，本发明中，需要将热轧退火钢板的硬度设为以维氏硬度计小于205。

热轧钢圈卷取温度为600℃以上时，卷取时的ε-Cu析出量变多，粗大化也进行。其后即使实施热轧钢板退火，ε-Cu也不会充分地完全固溶于钢中，因此热轧退火钢板的维氏硬度成为205以上。进而，该热轧退火钢板无法在700℃得到优异的高温疲劳特性。

根据以上理由，将热轧钢圈卷取温度设为小于600℃。由此，可得到ε-Cu的析出量极其少、硬度被抑制为以维氏硬度计小于205的热轧退火钢板。此外，热轧钢圈卷取温度优选设为小于580℃，更优选设为550℃以下。

另外，在制造本发明的铁素体系不锈钢热轧退火钢板和铁素体系不锈钢冷轧退火钢板时，优选将除热轧钢圈卷取温度以外的制造条件设为以下条件。

熔炼钢的制钢工序优选将以转炉或电炉等溶解的钢通过VOD法等进行二次精炼，制成含有上述必须成分和根据需要添加的成分的钢。熔炼的溶钢可以通过公知的方法制成钢板坯，从生产率和品质的观点出发，优选采用连续铸造法。钢板坯其后优选加热至1000℃～1250℃的温度，通过热轧制成所需的板厚的热轧钢板。热轧钢板的板厚没有特别限定，优选设为大致4mm～6mm。

如上所述，热轧钢板的卷取温度(热轧钢圈卷取温度)设为小于600℃。优选为小于580℃，更优选为550℃以下。另外，虽然在上述记载了通过热轧制成热轧钢板的方法，当然也可以热加工成除板材以外的形状。

以上述方式得到的热轧钢板优选其后实施以900℃～1100℃的退火温度进行连续退火的热轧钢板退火，接下来，通过酸洗或者研磨等除去氧化皮，制成热轧退火钢板。此外，也可以根据需要在酸洗前通过喷丸处理除去氧化皮。

另外，热轧钢板退火后，可进行冷却，该冷却时，冷却速度等条件没有特别限定。

可以将以上述方式得到的热轧退火钢板制成最终制品板，也可以将通过对该热轧退火钢板实施冷轧而制成冷轧钢板，进一步实施冷轧钢板退火(最终退火)、酸洗等而得到的冷轧退火钢板作为最终制品板。

上述冷轧可以设为1次冷轧或隔着中间退火的2次以上的冷轧，此外，冷轧、最终退火、酸洗的各工序可以反复进行。进而，要求钢板的表面光泽、粗度调整时，在冷轧后或最终退火后也可以实施表皮光轧。此外，对钢板要求更优异的表面光泽时，也可以进行BA退火(光亮退火(bright annealing))。

冷轧可以进行1次，从生产率、所要求品质上的观点出发，也可以设为隔着中间退火的2次以上的冷轧。1次或2次以上的冷轧的总压下率优选设为60％以上，更优选设为70％以上。通过冷轧得到的冷轧钢板优选其后在优选为900℃～1150℃、更优选为950℃～1120℃的温度下进行连续退火(最终退火)，酸洗，制成冷轧退火钢板。冷轧退火钢板 的板厚没有特别限定，优选设为大致1mm～3mm。

与热轧钢板退火的情况同样，可以在冷轧钢板退火后(中间退火后和最终退火后)进行冷却，但在该冷却时，冷却速度等条件没有特别限定。

进而，可以根据用途在最终退火后实施表皮光轧等，调整冷轧退火钢板的形状、表面粗度、材质，制成最终制品板。

对以上述方式得到的最终制品板(热轧退火钢板或冷轧退火钢板)，其后根据各自的用途实施切割或弯曲加工、延伸加工、拉伸加工等加工而成型为汽车或摩托车的排气管、催化剂外筒材、火力发电厂的排气管道或燃料电池相关构件、例如隔离件、内部连接器、改质器等。另外，焊接这些构件的方法没有特别限定，例如可以应用MIG(Metal Inert Gas)、MAG(Metal Active Gas)、TIG(Tungsten Inert Gas)等通常电弧焊、电焊、缝焊等电阻焊接以及电缝焊接等高频电阻焊接、高频感应焊接等。

实施例

将以真空溶解炉进行熔炼、铸造而得的具有表1的化学成分的钢块(50kg)进行锻造并分为2个。

将其中一个钢块在1170℃加热1hr后，进行热轧而制成板厚5mm的热轧钢板，预想钢圈卷取温度而在450℃～700℃保持1hr后，冷却至室温。其后，实施在1030℃的温度下均热60sec的热轧钢板退火，制成热轧退火钢板。

为了判断钢圈卷取时有无ε-Cu析出，对通过以上方式得到的热轧退火钢板的与压延方向平行的断面，基于JIS Z 2244测定维氏硬度。测定位置为板宽度方向中央部的板厚方向中央部，负荷设为300g，将在各热轧退火钢板的任意的位置测定10点，将其中最高的值设为热轧退火钢板的维氏硬度。

此外，对通过以上方式得到的热轧退火钢板进行酸洗，实施压下率60％的冷轧而制成冷轧钢板，实施将该冷轧钢板在1030℃的温度下均热 60sec的最终退火，进行酸洗而制成板厚为2mm的冷轧退火钢板。从所得的冷轧退火钢板提取样品、试验片，供给于以下的氧化试验(大气中连续氧化试验)、高温疲劳试验。

＜大气中连续氧化试验＞

从以上述方式得到的各种冷轧退火钢板切下30mm×20mm的试验片，在试验片上部挖出4mmφ的孔，以#320的金刚砂纸研磨表面和端面，脱脂后，悬挂于加热保持在1000℃的大气气氛的炉内，进行保持200小时的大气中连续氧化试验。试验后，测定试验片的质量，加上剥离的氧化皮的质量，求出其与预先测定的试验前的试验片的质量的差，除以试验片的全部6个面的总计表面积(＝2×(板长×板宽+板长×板厚+板宽×板厚))而算出氧化增量(g/m²)。另外，试验是对各种冷轧退火钢板以2片试验片实施，以下述方式评价抗氧化性。

○(合格)：2个试验片均未产生异常氧化也未产生氧化皮剥离。

△(不合格)：2个试验片均未产生异常氧化，但1或2个试验片产生氧化皮剥离。

×(不合格)：1或2个试验片产生异常氧化(氧化增量≥100g/m²)。

＜高温疲劳试验＞

由以上述方式得到的各种冷轧退火钢板制作图1所示的形状的试验片，供给于850℃下的高温疲劳试验和700℃下的高温疲劳试验。对试验片表面施加的最大弯曲应力设为在850℃的试验中为75MPa，在700℃的试验中为110MPa，以1300rpm(＝22Hz)的速度反复给予应力比－1的弯曲，计算直至断裂为止的重复次数。另外，这里所说的应力比表示最小应力相对于最大应力的比，应力比－1时，成为在+侧和－侧分别负载相同应力的交变应力。对各种冷轧退火钢板进行2次试验，按照以少的次数断裂时的重复次数进行评价。高温疲劳特性是以下述方式评价。

(1)在850℃的高温疲劳试验的评价

○(合格)：重复次数≥10×10⁵次

×(不合格)：重复次数＜10×10⁵次

(2)在700℃的高温疲劳试验的评价

○(合格)：重复次数≥22×10⁵次

×(不合格)：重复次数＜22×10⁵次

将通过以上方式得到的结果示于表1。

由表1可知，发明例(No.1～25)中，热轧退火钢板的维氏硬度均小于205，抗氧化性和700℃和850℃下的高温疲劳特性优异，满足本发明的目标。另一方面，钢组成偏离本发明的范围的比较例(No.28、29)和热轧退火钢板的维氏硬度205以上的比较例(No.26、27、30～34)中，其700℃下的高温疲劳特性差，无法达成本发明的目标。

产业上的可利用性

本发明的铁素体系不锈钢热轧退火钢板和冷轧退火钢板不仅适合作为汽车等的高温排气系统构件用，而且也可以适当地用作要求同样的特性的火力发电系统的排气系统构件、固体氧化物型的燃料电池用构件。