專利名稱：：熱疲勞特性優(yōu)異的含鉻鋼的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及最適合用于特別需要高溫強度、耐氧化性的排氣系構(gòu)件等的熱疲勞特性優(yōu)異的含Cr鋼。
背景技術(shù)：
：汽車的排氣岐管、前管和中心管等排氣系構(gòu)件流通從發(fā)動機排出的高溫排氣氣體，因此構(gòu)成排氣構(gòu)件的材料要求耐氧化性(抗氧化性)、高溫強度、熱疲勞特性等多種特性。以往通常汽車排氣構(gòu)件使用鑄鐵，但從排氣限制的強化、發(fā)動機性能的提高、車體減輕重量等的觀點出發(fā)，已經(jīng)使用不銹鋼制的排氣岐管。另外，近年來排氣溫度已高溫化為800~900。C，迫切希望獲得在高溫且長時間使用的環(huán)境下具有耐氧化性、高溫強度和熱疲勞特性的材料。不銹鋼之中，奧氏體系不銹鋼的耐熱性和可加工性優(yōu)異，但由于熱膨脹系數(shù)大，因此用于象排氣岐管那樣反復(fù)受到加熱和冷卻的構(gòu)件的場合，容易發(fā)生熱疲勞破壞。另一方面，4失素體系不銹鋼與奧氏體系不銹鋼相比，熱膨脹系數(shù)小，因此熱疲勞特性優(yōu)異。另外，為了相應(yīng)于排氣溫度提高高溫強度，正在使用調(diào)整了Cr、Mo、Nb這些合金添加量的鋼。伴隨著排氣氣體高溫化，這些合金添加量增加，但最重要的特性熱疲勞壽命未必延長。另外，合金添加量的過度增加導(dǎo)致成本增加，因此往往也具有不經(jīng)濟的缺點。特開平7-145453號公報曾經(jīng)公開了在汽車排氣岐管用途中耐氧化性、高溫強度、熱疲勞特性優(yōu)異的鐵素體系不銹鋼。是Cr量為11~14%的較低Cr含量，通過添加Si而使在900。C以上的耐氧化性、高溫強度、熱疲勞特性提高的技術(shù)。其中，熱疲勞特性是在200~900°〇下在拘束50%的條件下測定的，發(fā)明鋼的熱疲勞壽命延長，但在拘束率低，或變?yōu)?00。C左右的溫度，可賦予的循環(huán)變長的條件時，不能得到充分的特性。作為其主要原因可以認為是因為暴露在長時間使用環(huán)境中的條件，即將材料時效處理時的高溫強度和高溫延性不足的緣故。另外，上述特開平7-145453號公報有復(fù)合添加Ti和Nb的實施例，但該場合在加工成實際的成形構(gòu)件的中途發(fā)生產(chǎn)生裂紋的現(xiàn)象(二次加工裂紋)，不能進行構(gòu)件成形，有時由于微小裂紋而使熱疲勞特性顯著劣化。特開平9-279316號公報曾經(jīng)公開了控制Si/Mn，使在900℃下的屈服強度為15MPa以上，使高溫特性提高的發(fā)明。該場合當只規(guī)定制品板的在卯0。C下的拉伸屈服強度時，在長時間使用環(huán)境下是不充分的。另外，由于添加了0.71.3。/。的Mn,因此延性低，存在發(fā)生加工成構(gòu)件時的成形性降低、和由高溫延性的降低所引起的熱疲勞壽命降低的問題。特開2002-105605號/>才艮曾經(jīng)/>開了通過調(diào)整成分來使在900℃下保持1小時后的0.2%屈服強度為18MPa以上的內(nèi)容。在此，通過在高溫進行l(wèi)小時以上的保持，來使在使用環(huán)境下的強度提高成為技術(shù)思想，但受到熱循環(huán)的場合，若只提高高溫強度，則有時熱疲勞壽命不提高。特開平9-279312號公才艮、特開2000-169943號^^艮和特開平10-204590號公報中，作為高溫特性優(yōu)異的鐵素體系不銹鋼曾經(jīng)公開了含有B的鋼，但是從改善加工性的觀點出發(fā)添加的，在以往知識見解下對高溫特性的影響并不明確。在改善加工性中的B的作用是通過晶界偏析來提高晶界強度，提高二次加工性，但在本發(fā)明中，通過添加B使析出物微細化，從而謀求高溫強度提高。另外，上述3件專利添加了V，但往往從提高焊接區(qū)的耐蝕性、通過C、N固定來提高可加工性的觀點出發(fā)來添加。
發(fā)明內(nèi)容本發(fā)明提供一種作為特別是可對應(yīng)排氣溫度800℃左右的材料，可在高溫下長時間使用，在反復(fù)受到加熱和冷卻的環(huán)境下具有優(yōu)異的耐氧化性、高溫強度、熱疲勞特性，并且比較廉價的含Cr鋼。為了解決上述課題，本發(fā)明者們對于含Cr鋼的耐氧化性、高溫強度、熱疲勞特性，調(diào)查了與成分以及高溫變形特性的相關(guān)性。其中，特別是考慮受到熱循環(huán)的環(huán)境，細致調(diào)查了在高溫區(qū)下的變形特性以及在低溫區(qū)下的變形特性怎樣地對熱疲勞壽命發(fā)生作用。為了達到所述目的反復(fù)進行了各種研討的結(jié)果得到以下知識見解。作為其特征，主要是通過從耐氧化性的觀點出發(fā)添加Cr和Si，從提高高溫特性的觀點出發(fā)復(fù)合添加Nb-Ti，而且添加了V、B的新型成分中的各成分調(diào)整，來確保長時間使用時的強度和延性，大幅度提高熱疲勞特性。本發(fā)明的要旨如下。(1)一種熱疲勞特性優(yōu)異的含Cr鋼，其特征在于，按質(zhì)量％計，含有C:0.01%以下、N:0.015%以下、Si:0,8~1.0%、Mn:0.2~1.5%、P:0.03%以下、S:0.01%以下、Ni:0.2%以下、Cu:0.2%以下、Cr:13~15%、Mo:0.1%以下、Nb:0.3~0.55%、Ti:0.05~0.2%、V:0.01~0.2%、Al:0.015~1.0%、B:0.0002~0.0010%,并且滿足(Nb+1.9xTi)/(C+N)<40，其余量由Fe以及不可避免的雜質(zhì)組成。(2)如(l)所述的熱疲勞特性優(yōu)異的含Cr鋼，其特征在于，在800'C下時效處理100小時以上之后的800。C下的0.2°/。屈服強度為20MPa以上、并且200。C下的斷面收縮值為35%以上。(3)如(1)或(2)所述的熱疲勞特性優(yōu)異的含Cr鋼，其特征在于，在800。C下實施100小時以上的時效處理之后的固溶Nb量+固溶Ti量為0.08%以上。(4)如(1)~(3)的任一項所述的熱疲勞特性優(yōu)異的含Cr鋼，其特征在于，滿足Mn/Ti≥3。圖1是表示(Nb+1.9xTi)/(C+N)與常溫下的斷裂延伸率的關(guān)系的圖。圖2是表示Ti的添加對熱疲勞壽命造成的影響的圖。圖3是在800。C時效之后的800。C下的屈服強度。圖4是表示在800℃時效之后的200℃下的斷面收縮值的圖。圖5是表示在800°C時效之后的200°C下的斷面收縮值的圖。圖6是表示Mn/Ti與在卯900℃下進行了200小時連續(xù)氧化試驗時的Cr2O3厚度的關(guān)系的圖。具體實施例方式以下對于本發(fā)明的限定理由進行說明。C:由于使成形性和耐蝕性劣化，造成高溫強度降低，因此其含量越少越優(yōu)選，因此規(guī)定為0.015%以下。但是過度降低會導(dǎo)致精煉成本增加，因此進一步優(yōu)選為0.001~0.005%。N:與C同樣使成形性和耐蝕性劣化，造成高溫強度降低，因此是固溶于奧氏體相中提高強度、耐蝕性的有效元素。因此其含量越少越優(yōu)選，因此規(guī)定為0.015%以下。但是過度降低會導(dǎo)致精煉成本增加，因此進一步優(yōu)選為0.001~0.010%。Si:在本發(fā)明中改善耐氧化性和高溫特性，因此是重要的元素。耐氧化性和高溫強度隨著Si量的增加而提高，其效果在0.8%以上時呈現(xiàn)。另外，Si在高溫下促進稱為Laves相的以Fe和Nb為主體的金屬間化合物的析出。當Laves相過度析出時，為確保高溫強度所需要的固溶Nb量降低。另外，當過度添加Si時，除了常溫加工性劣化以外，還使長時間使用中的延性降低，造成熱疲勞壽命降低。從這些觀點出發(fā)，上限規(guī)定為1.0%。進一步優(yōu)選為0.8~0.9%。Mn:作為脫氧劑而添加，是提高高溫強度的元素。在0.2%以上時效果顯現(xiàn)。另外判明，在與Ti復(fù)合添加的鋼中，通過添加Mn，連續(xù)氧化時抑制Ti的氧化，耐氧化性提高。另一方面，超過1.5%的添加使延性降低，還形成MnS使耐蝕性降低。另外，過度的添加造成耐氧化性劣化。因此規(guī)定為0.2~1.5%。進而考慮高溫延性和氧化皮粘附性，優(yōu)選為0.3~1.0%。P:與Mn和Si同樣是固溶強化元素，因此在材質(zhì)上其含量越少越優(yōu)選，因此上限優(yōu)選為0,03%。但是過度的降低會導(dǎo)致精煉成本增加，因此下限優(yōu)選為0.01%。進而考慮精煉成本和耐蝕性優(yōu)選為0.012~0.025%。S:是4吏耐蝕性和耐氧化性劣化的元素，但與Ti、C結(jié)合提高可加工性的效果從0.0001%起呈現(xiàn)，因此下限規(guī)定為0.0001%。另一方面，通過過度的添加，在與Ti、C結(jié)合使固溶Ti量降低的同時，造成析出物粗大化，因此高溫強度降低，因此上限規(guī)定為0.01%。進而考慮精煉成本和高溫氧化特性，優(yōu)選為0.0010~0.0090％。Cr:是在本發(fā)明為了確保耐氧化性而必需的元素。當小于13%時，其效果不能呈現(xiàn)，當超過15%時，使可加工性降低，或造成韌性劣化，因此規(guī)定為13~15%。進而高溫延性、制造成本，優(yōu)選為13.2~14，5%。M:對提高韌性、提高耐高溫鹽害腐蝕性有效?？墒牵捎谑菉W氏體形成元素，對耐氧化性造成壞影響，并且為高價格，因此規(guī)定為0.2%以下。Cu:對提高高溫強度有效，但使延性降低，或?qū)δ脱趸栽斐蓧挠绊?，因此身見定?.2%以下。Mo:提高耐蝕性，并抑制高溫氧化，通過固溶強化對提高高溫強度有效?？墒?，由于造成高溫延性降低，而且為高價格，因此規(guī)定為0.2%以下。更優(yōu)選為0.1%以下。Nb:為了通過固溶強化和析出物微細化強化來提高高溫強度是必需的元素。另外，將C、N作為碳氮化物加以固定，也具有對制品板的耐蝕性、影響到r值的再結(jié)晶織構(gòu)的發(fā)達作出貢獻的作用。這些效果在0.3%以上時呈現(xiàn)。另一方面，在使用環(huán)境中，根據(jù)溫度作為Laves相析出的場合，由于失去固溶強化能力，因此即使過度添加效果也飽和。另外，過度的添加會導(dǎo)致在低溫區(qū)的延性降低，熱疲勞壽命縮短。在本發(fā)明中通過與Ti復(fù)合添加，確保固溶Nb量，在該情況下其作用在0.55%時飽和，因此身見定為0.3~0.55%。進而考慮成形性、晶界腐蝕性和制造成本，優(yōu)選為0，32~0.45%。Ti:是與C、N、S結(jié)合提高耐蝕性、耐晶界腐蝕性、拉深性的元素。另外，在與Nb復(fù)合添加時，通過適量添加，帶來在長時間高溫下暴露之后的高溫強度提高、高溫延性提高，使熱疲勞特性提高。這些效果在0,05%以上時呈現(xiàn)，但通過超過0.2%的添加，固溶Ti量增加，使成形性劣化，而且造成表面缺陷的發(fā)生、韌性降低、耐氧化性劣化。因此規(guī)定為0.05~0.2%。進而考慮制造性優(yōu)選為0.05~0.15%。V:通過添加0.01%以上，形成微細的碳氮化物，產(chǎn)生析出強化作用，有助于提高高溫強度。另一方面，添加量超過0.2%時低溫延性降低，熱疲勞壽命反而降低，因此上限規(guī)定為0.2%。進而考慮制造成本和制造性，優(yōu)選為0.08~0.15%。Al:除了作為脫氧元素而添加之外，還是提高耐氧化性、通過固溶強化提高高溫強度的元素，在本發(fā)明中為必需元素。其作用從0.015%起呈現(xiàn)，但超過1.0%的添加會發(fā)生硬質(zhì)化，或發(fā)生表面缺陷、使焊接性劣化，因此規(guī)定為0.015~1.0%。進而考慮精煉成本優(yōu)選為0.03~0.7%B是提高制品的壓制加工時的二次加工性的元素。特別是添加Ti的鋼容易發(fā)生二次加工裂紋，因此在本發(fā)明中是必需元素。除此以外還發(fā)現(xiàn)，在如本發(fā)明那樣的添加了Nb、Ti并且添加了Si的成分系中，有助于提高高溫強度。一般地，B在高溫區(qū)形成(Fe，Cr)23(C，B)6、Cr2B，或進行晶界偏析，但判明在添加了Si的成分系中，具有不析出這些析出物，而微細析出先前敘述的Laves相的效果。Laves相造成固溶Nb量降低，通常發(fā)生粗大化，因此特別是長時間時效后的高溫強化能力基本上沒有，但通過添加B而進行微細析出，因此具有析出強化能力，有助于提高高溫強度。作為B使Laves相微細析出的主要因素可推測是通過晶界偏析，界面能降低，難以晶界析出。這些效果在為0.0002%以上時呈現(xiàn)，但過度的添加除了發(fā)生硬質(zhì)化和使晶界腐蝕性劣化以外，還發(fā)生焊接裂紋，因此規(guī)定為0,0002~0.0010%。進而考慮成形性和制造成本，優(yōu)選為0.0003~0.0007%。在復(fù)合添加Ti和Nb的場合，判明當兩者過度地添加時，固溶Ti、固溶Nb增加，使常溫延性顯著降低。本發(fā)明中，如圖1所示，通過規(guī)定(Nb+l,9xTi)/(C+N)<50，可確保常溫下的斷裂延伸率為32%以上。在此，關(guān)于Ti、Nb、C、N量不同的14%Cr鋼、板厚2mm，在軋制方向制備JIS13號B試片，進行拉伸試驗，測定斷裂延伸率。如果斷裂延伸率為32%以上，則是即使由板材壓制加工成排氣構(gòu)件或加工成管形狀之后實施彎曲、擴管加工也不發(fā)生裂紋、中間變細現(xiàn)象的水平。另外發(fā)現(xiàn)，相對于提高熱疲勞壽命，除了時效后的高溫強度以外，延性也是重要的。在此，關(guān)于熱疲勞試驗進行說明。通過電焊焊接將制品板制成制管(外徑38.1mm)，供熱疲勞試驗用。熱疲勞試驗利用計算機控制式電氣油壓控制疲勞試驗機來進行。賦予的溫度循環(huán)為用120秒從200。C升溫到800°C,在800。C保持30秒之后，用120秒冷卻到300°C，進而用卯秒冷卻到200。C的模式。加熱采用高頻感應(yīng)加熱繞組進行，冷卻是向試驗管內(nèi)部供給空氣而進行的。拘束率;機械賦予壓縮變形以使得相對于自由膨脹量達到一定比率。即，例如拘束50%的場合，機械賦予了壓縮變形以使得為自由膨脹的一半的膨脹量。供試驗材料的化學(xué)成分示于表l，鋼A是本申請發(fā)明的適合鋼，鋼B為比較鋼。在此，鋼B是通用地使用的耐熱不銹鋼板。<table>complextalbeseeoriginaldocumentpage10</column></row><table>從圖2看，本申請發(fā)明的鋼在任意的拘束率下都得到比比較例高的壽命。這是因為即使賦予高溫強度的時效劣化即長時間的熱循環(huán)，也基本沒有強度的降低，而且在熱循環(huán)的低溫區(qū)保持了高延性的緣故?？梢哉J為，受到熱循環(huán)期間，除了在高溫下對材料賦予壓縮載荷以外，在800℃保持時，還產(chǎn)生蠕變變形或應(yīng)力松弛現(xiàn)象，因此800℃下的0.2%屈服強度的增加對延長熱疲勞壽命有效。另一方面，在從800℃到200℃的冷卻過程中，材料被賦予拉伸應(yīng)力。該拉伸應(yīng)力是比在高溫區(qū)的壓縮應(yīng)力格外大的應(yīng)力，并且因熱循環(huán)而發(fā)生損傷(缺陷)的場合，該部位的塑性變形顯著。因此，可以認為材料的200℃下的延性(斷面收縮率)的增加具有抑制冷卻過程中的損傷擴展的效果。圖3和圖4表示在800℃時效處理之后的高溫下的抗拉強度和斷面收縮率。本發(fā)明鋼即使在800℃實施10小時以上的長時間時效處理，高溫強度也為20MPa以上，為高強度，200℃下的斷面收縮值為35%以上，為高延性。這意味著即使在熱疲勞過程中受到長時間的熱循環(huán)處理，最高溫度下的強度也高，并且最低溫度下的延性也高?？梢哉J為由此使得如圖2所示那樣在任何拘束率下熱疲勞壽命都提高。發(fā)現(xiàn)以往的發(fā)明的技術(shù)思想只是提高受到熱循環(huán)的場合的最高溫度下的強度，但本發(fā)明中，通過提高最低溫度下的延性，熱疲勞壽命格外提高?？梢哉J為200℃下的斷面收縮值提高是由于確保了先前所示的常溫下的斷裂延伸率和抑制了時效劣化的緣故。即，本發(fā)明中明確了Ti、Nb添加平衡性是重要的。另一方面，固溶Nb量和固溶Ti量對于800℃下的高溫強度的提高產(chǎn)生影響。圖5示出在800℃時效之后的固溶Nb量+固溶Ti量與800℃下的高溫強度的關(guān)系。在固溶Nb量+固溶Ti量為0.08%以上時，800℃下的高溫強度為20MPa以上。由此看來，為了得到20MPa以上高溫強度，并提高熱疲勞壽命，固溶Nb量+固溶Ti量規(guī)定為0.08%以上。本發(fā)明中，通過與Nb復(fù)合地添加適當量的Ti，帶來長時間時效后的高溫強度、高溫延性的提高，使熱疲勞特性提高，但相反對耐氧化性具有劣化作用。當將本發(fā)明所示的含有Si、Cr、Mn、Ti的鋼在大氣中連續(xù)氧化時，氧化皮，在外層形成主要含有Ti02、Cr、Mn的尖晶石型氧化物，在內(nèi)層形成0203。隨著Ti量增加，內(nèi)層的0203變厚，耐氧化性劣化。本發(fā)明者們對Mn的影響進行了研討，發(fā)現(xiàn)當增加Mn時，外層的Ti02量減少，內(nèi)層的0203皮膜的生長得到抑制，由此耐氧化性提高。圖6示出Ti/Mn和在900℃連續(xù)氧化200小時后的內(nèi)層的0203皮膜厚度。0203內(nèi)層氧化皮厚度超過5jam的場合，發(fā)生氧化皮剝離等，耐氧化性差，但在Mn/Ti≥3的場合，Cr203內(nèi)層氧化皮的厚度薄，耐氧化性優(yōu)異。Ti通過內(nèi)層的0203向外方擴散，但可以認為利用Mn抑制Ti的向外方擴散的結(jié)果，內(nèi)層的0203皮膜的生長得到抑制。為了得到良好的耐氧化性，抑制內(nèi)層的0203皮膜的生長是重要的，為了使在900℃下在大氣中連續(xù)氧化200小時時生成的Cr203內(nèi)層氧化皮的厚度為5iam以下，規(guī)定Mn/Ti≥3。實施例熔煉表2所示的成分組成的鋼，鑄造成板坯，將板坯熱軋，制成5mm厚的熱軋巻材。然后對熱軋巻材實施退火和酸洗，冷軋到2mm厚，實施退火和酸洗，制成制品板。冷軋板的退火溫度，為了使晶粒度號為6~8左右，規(guī)定為980~1050°C。從這樣得到的制品板制備高溫拉伸試片，在200℃和800℃下進行了拉伸試驗。另外，在800。C實施100小時時效處理之后，與上述同樣地進行了高溫拉伸試驗。此外，將制品板通過電焊焊接形成為制管(外徑38.1mm)，供熱疲勞試驗用。賦予的溫度循環(huán)為用120秒從200。C升溫到800。C，在800。C保持30秒之后，用120秒冷卻到300℃,進而用90秒冷卻到200℃的模式。拘束率為50%。另外，為了評價耐氧化性，從制品板切取寬20mm、長25mm的試片，用砂、紙研磨到#600之后，在900℃進行200小時的大氣中連續(xù)氧化試驗。0203內(nèi)層氧化皮的厚度通過SEM(掃描電鏡)進行斷面觀察而求出。由表2明確可知，采用上述那樣的常規(guī)方法制造具有本發(fā)明所規(guī)定的成分組成的鋼的場合，與比較例比，常溫延伸率高，可加工性優(yōu)異。另外，關(guān)于高溫強度也滿足上述范圍，熱疲勞特性優(yōu)異。在比較例中，鋼No.12和No.l3的C、N高，因此常溫下的斷裂延伸率低，高溫下的斷面收縮值也低。另外，由于生成碳氮化物，從而高溫強度低。鋼No.l4的Si低，因此時效后的高溫強度低。鋼No.15、17、18、19、20由于分別Mn、S、Ni、Cu、Cr高，因此常溫加工性差，時效后的斷面收縮值低。鋼No.16的S偏離出上限，時效后的固溶Ti+Nb量變低，時效后高溫強度低。鋼No.21、22、23、24、25、26，其Mo、Nb、Ti、V、Al、B偏離出上限。它們雖然有助于高溫強度，但是常溫加工性差，在200。C下的斷面收縮率低，因此熱疲勞壽命短。對于耐氧化性，本發(fā)明鋼的內(nèi)層氧化皮厚度為5nm以下，為良好。在比較例中，Si偏離本發(fā)明范圍，Mn/Ti小的鋼No.14、17、23、24、26,其內(nèi)層氧化皮厚度超過5jam，耐氧化性差。再者，對于鋼板的制造方法，沒有特別規(guī)定，但熱軋條件、熱軋板厚、熱軋板以及冷軋板的退火溫度、氣氛等適宜選擇即可。另外，在冷軋和退火之后也可以賦予調(diào)質(zhì)軋制、張力平整(Tensionleveller)。此外，對于制品板厚，根據(jù)要求的構(gòu)件厚度進行選擇即可。表2<table>complextableseeoriginaldocumentpage14</column></row><table>—:偏離本發(fā)明的數(shù)值產(chǎn)業(yè)上的可利用性根據(jù)本發(fā)明，能夠提供即使不添加特別高價格的合金元素，熱疲勞特性也優(yōu)異的含Cr鋼，通過用于特別是汽車等的排氣系構(gòu)件，在環(huán)境對策等上可得到很大的效果。本發(fā)明中表示數(shù)值范圍的"以上"和"以下”均包括本數(shù)。權(quán)利要求1.一種熱疲勞特性優(yōu)異的含鉻鋼，其特征在于，按質(zhì)量％計，含有C0.01％以下、N0.015％以下、Si0.8～1.0％、Mn0.2～1.5％、P0.03％以下、S0.01％以下、Ni0.2％以下、Cu0.2％以下、Cr13～15％、Mo0.1％以下、Nb0.3～0.55％、Ti0.05～0.2％、V0.01～0.2％、Al0.015～1.0％、B0.0002～0.0010％，并且滿足(Nb+1.9×Ti)/(C+N)≤50，其余量由Fe以及不可避免的雜質(zhì)組成。2.如權(quán)利要求1所述的熱疲勞特性優(yōu)異的含鉻鋼，其特征在于，在800℃下時效處理100小時以上之后的800℃下的0.2%屈服強度為20MPa以上、并且200℃下的斷面收縮值為35%以上。3.如權(quán)利要求1或2所述的熱疲勞特性優(yōu)異的含鉻鋼，其特征在于，在800℃下實施100小時以上的時效處理之后的固溶Nb量+固溶Ti量為0.08%以上。4.如權(quán)利要求1~3的任一項所述的熱疲勞特性優(yōu)異的含鉻鋼，其特征在于，滿足Mn/Ti≥3。全文摘要本發(fā)明提供一種熱疲勞特性優(yōu)異的含鉻鋼，所述的熱疲勞特性優(yōu)異的含鉻鋼，其特征在于，對于按質(zhì)量％計，含有C0.01％以下、N0.015％以下、Si0.8～1.0％、Mn0.2～1.5％、P0.03％以下、S0.01％以下、Ni0.2％以下、Cu0.2％以下、Cr13～15％、Mo0.1％以下、Nb0.3～0.5％、Ti0.05～0.2％、V0.01～0.2％、Al0.015～1.0％、B0.0002～0.0010％，并且滿足(Nb+1.9×Ti)/(C+N)≤50，其余量由Fe以及不可避免的雜質(zhì)組成的鋼，在800℃下時效處理10小時以上之后的800℃下的0.2％屈服強度為20MPa以上、并且200℃下的斷面收縮值為35％以上，在800℃下實施100小時以上的時效處理之后的固溶Nb量+固溶Ti量為0.08％以上。文檔編號C22C38/00GK101346487SQ200780000960公開日2009年1月14日申請日期2007年6月25日優(yōu)先權(quán)日2006年7月4日發(fā)明者土居大治,小島壽男,平出信彥,梶村治彥,濱田純一申請人:新日鐵住金不銹鋼株式會社