Ферритная нержавеющая сталь, характеризующаяся высокой жаростойкостью

Изобретение относится к области металлургии, а именно к ферритным нержавеющим сталям, используемым в при изготовлении выхлопных труб и кожухов нейтрализаторов автомобилей и мотоциклов, а также трубопроводов отработанного воздуха тепловых электростанций. Сталь содержит в мас.%: C около 0,015 или менее, Si от около 0,4 до 1,0, Mn около 1,0 или менее, P около 0,040 или менее, S около 0,010 или менее, Cr от около 16 до 23, Al от около 0,2 до 1,0, N около 0,015 или менее, Cu от около 1,0 до 2,5, Nb от около 0,3 до 0,65, Ti около 0,5 или менее, Mo около 0,1 или менее, W около 0,1 или менее, Fe и неизбежные примеси остальное. Содержание Si и Al удовлетворяет соотношению Si (% мас.) ≥ Al (% мас.). Сталь обладает высокими уровнями стойкости к окислению, показателями термической усталости и усталости при высоких температурах. 6 з.п. ф-лы, 10 ил., 2 табл., 2 пр.

 

Область техники, к которой относится изобретение

Настоящее изобретение относится к Cr-содержащим сталям, в частности к ферритным нержавеющим сталям, которые характеризуются высокими уровнями показателей термической усталости (или сопротивления термической усталости), стойкости к окислению и усталости при высоких температурах (или сопротивления усталости при высоких температурах), и могут использоваться соответствующим образом в высокотемпературных элементах конструкции таких вытяжных систем, как выхлопные трубы и кожухи нейтрализаторов автомобилей и мотоциклов, а также трубопроводы отработанного воздуха тепловых электростанций.

Уровень техники

Необходимо, чтобы элементы конструкции выхлопной системы автомобиля, включая выхлопной коллектор, выхлопную трубу, кожух нейтрализатора и глушитель, характеризовались высокими уровнями стойкости к окислению, термической усталости и усталости при высоких температурах (в дальнейшем они обобщенно называются «жаропрочностью»). После запуска и остановки работы двигателя элементы конструкции вытяжной системы многократно нагреваются и охлаждаются. Данные элементы удерживаются окружающими их элементами конструкции, и, таким образом, их тепловое расширение и сжатие ограничены. В результате сам материал испытывает термическую деформацию, и данная термическая деформация вызывает явления усталости. Термическая усталость, упомянутая здесь, представляет собой тип явления усталости. Во время работы двигателя элементы конструкции выхлопной системы нагреваются и подвергаются вибрации. Вибрация приводит к накоплению деформации, также ведущему к возникновению явлений усталости. Усталость при высоких температурах, упомянутая выше, представляет собой тип явления усталости. Первый тип является малоцикловой усталостью, тогда как последний является многоцикловой усталостью; они представляет собой совершенно разные типы явлений усталости.

В качестве материалов для таких элементов конструкций, к которым предъявляются требования жаростойкости, как указано выше, в настоящее время широко используются такие Cr-содержащие стали, как Type 429, включающие Nb и Si (система 14Cr-0,9Si-0,4Nb). Однако улучшенные характеристики двигателей привели к увеличению температуры выхлопного газа до значения, превышающего 900°С, что делает невозможным достижение в полном объеме требуемых эксплуатационных характеристик, в частности характеристик термической усталости, при использовании стали Type 429.

Для решения данной проблемы был разработан ряд материалов, включая Cr-содержащие стали, в состав которых входят Nb и Si для повышения условного предела текучести при высоких температурах, стали SUS444 (19Cr-0,5Nb-2Mo), указанные в стандартах JIS G4305, и ферритные нержавеющие стали, содержащие Nb, Mo и W (например, см. патентный документ 1). Однако резкое повышение и колебания цен на Mo, W и другие редкие металлы в последнее время привели к необходимости разработки материалов, которые можно получать из недорогого сырья и которые характеризуются жаростойкостью, сравнимой с жаростойкостью в случае материалов, упомянутых выше.

Примером материала, характеризующегося высокой стойкостью при нагревании и не содержащим таких дорогостоящих элементов, как Mo и W, является материал, раскрытый в патентном документе 2, ферритная нержавеющая сталь для элементов сечений проходных каналов выхлопных газов автомобиля на основе стали, содержащей Cr в количестве от около 10 до 20% мас., которая дополнительно содержит Nb в количестве около 0,50% мас. или менее, Cu от около 0,8 до 2,0% мас., и V от около 0,03 до 0,20% мас. Другим примером является материал, раскрытый в патентном документе 3, ферритная нержавеющая сталь с высоким показателем термической усталости на основе стали, содержащей Cr в количестве от около 10 до 20% мас., которая дополнительно содержит Ti в количестве от около 0,05 до 0,30% мас., Nb от около 0,10 до 0,60% мас., Cu от около 0,8 до 2,0% мас. и B от около 0,0005 до 0,02% мас. Еще одним примером является материал, раскрытый в патентном документе 4, ферритная нержавеющая сталь для компонентов выхлопной системы автомобиля на основе стали, содержащей Cr в количестве от около 15 до 25% мас., которая дополнительно содержит Cu в количестве от около 1 до 3% мас. Все данные марки стали содержат Cu для повышения показателя термической усталости.

К сожалению, добавление Cu, как сделано в патентных документах 2, 3 и 4, по общему признанию, обеспечивает повышение показателя термической усталости, но, с другой стороны, приводит к значительному снижению стойкости к окислению, что в конечном итоге обусловливает снижение общей жаростойкости. Еще хуже, что показатель термической усталости марок стали, содержащей Cu, может несколько снижаться при использовании в определенных температурных условиях.

В некоторых других патентных публикациях раскрыты ферритные нержавеющие стали, содержащие Al для улучшения их характеристик. Одним из примеров является сталь, раскрытая в патентном документе 5, ферритная нержавеющая сталь для выхлопных систем автомобилей на основе стали, содержащей Cr в количестве от около 13 до 25% мас., которая дополнительно включает Ni в количестве около 0,5% мас. или менее, V около 0,5% мас. или менее, Nb от около >0,5 до 1,0% мас., Ti от около 3×(C+N) до 0,25% мас. и Al от около 0,2 до 2,5% мас.; добавление Al способствует повышению жаропрочности. Другим примером является сталь, раскрытая в патентном документе 6, служащая в качестве подложки катализатора жаростойкая ферритная нержавеющая сталь на основе стали, содержащей Cr в количестве от около 10 до 25% мас., которая дополнительно включает Al в количестве от около 1 до 2,5% мас. и Ti от около 3×(C+N) до 20×(C+N); добавленный Al образует защитный слой из Al₂O₃, что обеспечивает высокую стойкость к окислению. Еще одним примером является сталь, раскрытая в патентном документе 7, жаростойкая ферритная нержавеющая сталь, предназначенная для установки гидроформинга, на основе стали, содержащей Cr в количестве от около 6 до 20% мас., которая дополнительно содержит Ni около 2% мас. или менее, O около 0,008% мас. или менее, а также любой один, или два, или более элементов, выбранных из металлов Ti, Nb, V и Al, в количестве около 1% мас. или менее в совокупности; добавленные Ti, Nb, V и/или Al связывают С и N с образованием карбонитридов для ослабления вредного воздействия C и N, что делает сталь более пригодной для формования.

К сожалению, при добавлении к стали с низким содержанием Si, как в патентном документе 5, Al предпочтительно образует оксид или нитрид и формирует твердый раствор в ограниченном количестве, вызывая некоторое понижение жаропрочности стали. Al при высоком содержании в стали, превышающем 1,0%, как в патентном документе 6, также значительно снижает обрабатываемость стали при комнатной температуре и вызывает снижение стойкости к окислению, а не повышение ее, вследствие высокого сродства к кислороду. Сталь, раскрытая в патентном документе 7, которая не содержит ни Cu, ни Al или содержит их только в небольшом количестве, характеризуется некоторым снижением жаростойкости.

Патентные документы

[Патентный документ 1] Не прошедшая экспертизу японская патентная заявка №2004-018921

[Патентный документ 2] Международная публикация №WO 2003/004714

[Патентный документ 3] Не прошедшая экспертизу японская патентная заявка №2006-117985

[Патентный документ 4] Не прошедшая экспертизу японская патентная заявка №2000-297355

[Патентный документ 5] Не прошедшая экспертизу японская патентная заявка №2008-285693

[Патентный документ 6] Не прошедшая экспертизу японская патентная заявка №2001-316773

[Патентный документ 7] Не прошедшая экспертизу японская патентная заявка №2005-187857

Сущность изобретения

Техническая проблема

В исследованиях, проведенных авторами настоящего изобретения, показано, что как и в случае марок стали, раскрытых в патентных документах от 2 до 4, упомянутых выше, добавление Cu для повышения жаростойкости, по общему признанию, обеспечивает улучшение показателя термической усталости, но, с другой стороны, вызывает значительное понижение стойкости самой стали к окислению, а не ее повышение, и в конечном итоге часто обусловливает снижение общей жаростойкости. Кроме того, в исследованиях было также обнаружено, что показатель термической усталости марок стали, содержащей Cu, может несколько снижаться при использовании в определенных температурных условиях, например условиях, в которых максимальная температура ниже температуры образования твердого раствора фазы ε-Cu.

Несмотря на то что в патентных документах 5 и 6 утверждается, что добавление Al приводит к достижению высокой жаропрочности и высокой стойкости к окислению, в исследованиях авторов настоящего изобретения найдено, что простое добавление Al не оказывает в конечном итоге достаточного влияния и что важным является соотношение между количествами Al и Si. Стали, не содержащие ни Cu, ни Al или содержащие их только в небольшом количестве, как в патентном документе 7, характеризуются некоторым снижением жаростойкости.

Стойкость стали к окислению обычно определяют испытанием на окисляемость в сухой высокотемпературной атмосфере. Однако при практическом использовании выхлопной коллектор и другие элементы конструкции выхлопной системы подвергаются воздействию окислительной атмосферы, а такая среда содержит большое количество пара. Таким образом, с помощью существующих способов испытания на окисляемость невозможно адекватно определить реальную стойкость стали к окислению. Как видно из данного факта, стойкость стали к окислению следует определять и улучшать при рассмотрении ее в атмосфере паров воды (далее также называемой «стойкостью к окислению парами воды»).

Таким образом, цель настоящего изобретения заключается в разработке способа получения стали без добавления таких дорогостоящих элементов, как Mo и W, при одновременном предотвращении потери стойкости к окислению после добавления Cu и улучшении характеристик при температурах, жестких для стали (температурах ниже температуры образования твердого раствора фазы ε-Cu), и получении таким образом ферритных нержавеющих сталей, характеризующихся высокими уровнями стойкости к окислению (включая стойкость к окислению парами воды), показателей термической усталости и усталости при высоких температурах. Авторы отмечают, что выражение «характеризующиеся высокими уровнями стойкости к окислению, показателей термической усталости и усталости при высоких температурах», используемое в настоящем изобретении, означает, что данные характеристики стали являются, по меньшей мере, эквивалентными характеристикам материала SUS444. Более конкретно, данное выражение означает следующее: в отношении стойкости к окислению - стойкость стали к окислению при 950°С является, по меньшей мере, эквивалентной соответствующему показателю материала SUS444; в отношении показателя термической усталости - сопротивление стали усталости при циклической термообработке в диапазоне температур от 100°С до 850°С является, по меньшей мере, эквивалентным соответствующему показателю материала SUS444; в отношении показателя усталости при высоких температурах - данный показатель стали при 850°С является, по меньшей мере, эквивалентным соответствующему показателю материала SUS444.

Решение проблемы

Авторы настоящего изобретения провели обширные исследования с целью получения ферритной нержавеющей стали, которая не содержит таких дорогостоящих элементов, как Mo и W, сохраняет стойкость к окислению при добавлении Cu, что представляет собой проблему, с которой столкнулись при использовании известных способов, и характеризуется высокими уровнями стойкости к окислению (включая стойкость к окислению парами воды), показателей термической усталости и усталости при высоких температурах. В результате исследований данных авторов были обнаружены следующие факты: в отношении показателя термической усталости - добавление комбинации Nb и Cu для достижения их содержания от 0,3 до 0,65% мас. и 1,0 до 2,5% мас. соответственно приводит к увеличению прочности стали при высоких температурах в широком диапазоне данного параметра, и, таким образом, показатель термической усталости повышается; потерю стойкости к окислению, обусловленную добавлением Cu, можно предотвратить добавлением соответствующего количества Al (от 0,2 до 1,0% мас.); следовательно, Cu-содержащие стали могут характеризоваться повышенным значением показателя термической усталости даже при температурах, при которых обычно наблюдается некоторое снижение данного показателя. Кроме того, в исследованиях авторов настоящего изобретения также найдено, что стойкость к окислению парами воды можно значительно улучшить добавлением соответствующего количества Si (от 0,4 до 1,0% мас.) и что показатель усталости при высоких температурах можно также повысить соблюдением надлежащего соотношения (Si≥Al) количеств Si и Al (% мас.). Исходя из данных результатов, авторы настоящего изобретения заключили, что Nb, Cu, Al и Si необходимо вводить в количествах, соответствующих надлежащим интервалам, указанным выше, с целью получения ферритной нержавеющей стали, характеризующейся высокой жаростойкостью, то есть жаростойкостью, по меньшей мере, эквивалентной жаростойкости в случае стали SUS444, без использования Mo или W. Это привело к созданию настоящего изобретения.

Конкретно, настоящее изобретение представляет собой следующее:

(1) ферритная нержавеющая сталь, содержащая C около 0,015% мас. или менее, Si от около 0,4 до 1,0% мас., Mn около 1,0% мас. или менее, P около 0,040% мас. или менее, S около 0,010% мас. или менее, Cr от около 16 до 23% мас., Al от около 0,2 до 1,0% мас., N около 0,015% мас. или менее, Cu от около 1,0 до 2,5% мас., Nb от около 0,3 до 0,65% мас., Ti около 0,5% мас. или менее, Mo около 0,1% мас. или менее и W около 0,1% мас. или менее, при этом содержание Si и Al удовлетворяет соотношению Si (% мас.)≥Al (% мас.); a Fe и неизбежные примеси составляют остальное.

Ферритная нержавеющая сталь по настоящему изобретению дополнительно содержит:

(2) один, два или более элементов, выбранных из группы, состоящей из B около 0,003% мас. или менее, РЗМ около 0,08% мас. или менее, Zr около 0,50% мас. или менее, V около 0,5% мас. или менее, Co около 0,5% мас. или менее и Ni около 0,5% мас.

(3) В ферритной нержавеющей стали по настоящему изобретению содержание Ti превышает 0,15% мас., но составляет не выше 0,5% мас.

(4) В ферритной нержавеющей стали по настоящему изобретению содержание Ti составляет 0,01% мас. или менее.

(5) В ферритной нержавеющей стали по настоящему изобретению содержание V находится в пределах от 0,01 до 0,5% мас.

(6) Кроме ингредиентов, описанных выше в (1), сталь содержит Co в количестве 0,5% мас. или менее.

Эффекты изобретения, обеспечивающие преимущество

Настоящее изобретение позволяет получать ферритные нержавеющие стали, характеризующиеся жаростойкостью (показателями термической усталости, стойкости к окислению и усталости при высоких температурах), по меньшей мере эквивалентной жаростойкости материала SUS444 (JIS G4305), при низкой стоимости без добавления таких дорогостоящих элементов, как Mo и W. Таким образом, стали по настоящему изобретению можно использовать соответствующим образом для изготовления элементов конструкции выхлопной системы автомобилей и других подобных транспортных средств.

Краткое описание чертежей

Фиг.1 представляет собой чертеж, изображающий образец для испытаний термической усталости.

Фиг.2 представляет собой диаграмму, отображающую температурные и ограничивающие условия при испытании термической усталости.

Фиг.3 представляет собой график, демонстрирующий влияние содержания Cu на показатель термической усталости.

Фиг.4 представляет собой график, демонстрирующий влияние содержания Al на стойкость к окислению (увеличение массы в ходе окисления) при 950°С.

Фиг.5 представляет собой график, демонстрирующий влияние содержания Si на стойкость к окислению парами воды (увеличение массы в ходе окисления) при 950°С.

Фиг.6 представляет собой чертеж, изображающий образец для испытаний термической усталости при высоких температурах.

Фиг.7 представляет собой график, отображающий влияние содержания Si и Al на показатель усталости при высоких температурах.

Фиг.8 представляет собой график, отображающий влияние содержания Al на относительное удлинение при комнатной температуре.

Фиг.9 представляет собой график, показывающий влияние содержания Ti на стойкость к окислению (увеличение массы в ходе окисления) при 1000°С.

Фиг.10 представляет собой график, показывающий влияние содержания V на ударную вязкость (процент хрупкого разрушения).

Осуществление изобретения

В данном разделе прежде всего описан основной эксперимент, который служил основой для разработки настоящего изобретения.

К стали, содержащей С в количестве от около 0,005 до 0,007% мас., N от около 0,004 до 0,006% мас., Si около 0,5% мас., Mn около 0,4% мас., Cr около 17% мас., Nb около 0,45% мас. и Al около 0,35% мас., как к исходной композиции, добавляли Cu для получения материалов с содержанием данного металла от 0 до 3% мас., полученные композиции стали формовали в лабораторном масштабе в 50-килограммовые стальные слитки, нагревали их до 1170°С и прокатывали в горячем состоянии в плоские заготовки, 30 мм толщиной и 150 мм шириной каждая. Затем данные плоские заготовки штамповали в бруски с поперечным сечением 35 мм на 35 мм каждый, полученные бруски отжигали при температуре 1030°С и подвергали обработке резанием. Таким способом получали образцы для испытаний термической усталости, характеризующиеся размерами и формой, описанными на фиг.1.

Затем каждый из данных образцов для испытаний повторно подвергали термообработке, описанной на фиг.2, в ходе которой образец нагревали и охлаждали в интервале температур от 100°С до 850°С при заданном ограничительном отношении, равном 0,35, и определяли долговечность в условиях термической усталости. В данном описании долговечность в условиях термической усталости представляет собой число циклов, при котором напряжение начинало непрерывно уменьшаться по сравнению с напряжением в предыдущем цикле; напряжение вычисляли как частное от деления нагрузки, определенной при 100°С, на площадь поперечного сечения выдержанной в печи цилиндрической части образца для испытаний, показанного на фиг.1. Это также соответствует числу циклов, при котором на образце для испытаний появлялась трещина. Для сравнения материал SUS444 (сталь, содержащую Cr в количестве около 19% мас., Nb около 0,5% мас. и Mo около 2% мас.) также подвергали испытаниям тем же способом.

На фиг.3 представлено соотношение между долговечностью в условиях термической усталости и содержанием Cu, полученное при данном испытании термической усталости. Как можно видеть из данного графика, добавление Cu по достижении ее содержания 1,0% мас. или более обеспечивает долговечность в условиях термической усталости, по меньшей мере, эквивалентную долговечности материала SUS444 (приблизительно 1100 циклов), и показатель термической усталости можно эффективно повышать добавлением Cu при достижении ее содержания 1,0% мас. или более.

Затем к исходной композиции стали, содержащей C в количестве около 0,006% мас., N около 0,007% мас., Mn около 0,2% мас., Si около 0,5% мас., Cr около 17% мас., Nb около 0,49% мас. и Cu около 1,5% мас., добавляли Al для получения материалов с содержанием данного металла от 0 до 2% мас., и полученные композиции стали формовали в лабораторном масштабе в 50-килограммовые стальные слитки. Стальные слитки прокатывали в горячем состоянии, полученные горячекатаные листы подвергали горячекатаному, а затем холоднокатаному отжигу и подвергали полученные холоднокатаные листы окончательному отжигу. Таким способом получали холоднокатаные отожженные листы толщиной 2 мм. Затем каждый холоднокатаный отожженный лист разрезали с целью получения образца для испытаний размером 30 мм на 20 мм. Каждый образец для испытаний просверливали в верхней части для получения отверстия диаметром 4 мм, шлифовали наждачной бумагой 320 обе стороны и торцы, обезжиривали и подвергали длительному испытанию на окисляемость, описанному ниже. Для сравнения материал SUS444 также подвергали испытаниям тем же способом.

Длительное испытание на окисляемость в атмосфере воздуха при 950°С

Печь, заполненную воздухом, нагревали до 950°С, и каждый из образцов для испытаний, описанных выше, оставляли в данной печи на 300 часов. Образец взвешивали до и после данного термического испытания, вычисляли изменение массы и преобразовывали в увеличение массы при окислении на единицу площади (г/м²). Данной величиной оценивали стойкость к окислению.

На фиг.4 показано соотношение между увеличением массы в ходе окисления и содержанием Al, полученное при испытании, описанном выше. Как можно видеть из данного графика, добавление Al по достижении его содержания 0,2% мас. или более обеспечивает стойкость к окислению, по меньшей мере, эквивалентную стойкости материала SUS444 (увеличение массы в ходе окисления: 27 г/м² или меньше).

Затем к исходной композиции стали, содержащей около 0,006% мас. C, около 0,007% мас. N, около 0,2% мас. Mn, около 0,45% мас. Al, около 17% мас. Cr, около 0,49% мас. Nb и около 1,5% мас. Cu, добавляли Si для получения материалов с различным содержанием данного элемента и формовали полученные композиции стали в лабораторном масштабе в 50-килограммовые стальные слитки. Стальные слитки прокатывали в горячем состоянии, полученные горячекатаные листы подвергали горячекатаному, а затем холоднокатаному отжигу и подвергали полученные холоднокатаные листы окончательному отжигу. Таким способом получали холоднокатаные отожженные листы толщиной 2 мм. Затем каждый холоднокатаный отожженный лист разрезали с целью получения образца для испытаний размером 30 мм на 20 мм. Каждый образец для испытаний просверливали в верхней части для получения отверстия диаметром 4 мм, шлифовали наждачной бумагой 320 обе стороны и торцы, обезжиривали и подвергали испытанию на окисляемость, описанному ниже. Для сравнения материал SUS444 также подвергали испытаниям тем же способом.

Длительное испытание на окисляемость в атмосфере паров воды

Газовую смесь, содержащую около 10% CO₂, около 20% H₂O, около 5% O₂, остальное N₂, подавали в печь со скоростью 0,5 л/мин, печь, заполненную данной средой, содержащей пары воды, нагревали до 950°С, и каждый из образцов для испытаний, описанных выше, оставляли в данной печи на 300 часов. Образец взвешивали до и после данного термического испытания, вычисляли изменение массы и преобразовывали в увеличение массы при окисления на единицу площади (г/м²). Данной величиной оценивали стойкость к окислению парами воды.

На фиг.5 представлено соотношение между увеличением массы в ходе окисления в атмосфере, содержащей пары воды, и содержанием Si, полученное при испытании, описанном выше. Как можно видеть из данного графика, добавление Si по достижении его содержания 0,4% мас. или более обеспечивает стойкость к окислению, по меньшей мере, эквивалентную стойкости материала SUS444 (увеличение массы в ходе окисления: 51 г/м² или меньше).

Затем к исходной композиции стали, содержащей около 0,006% мас. C, около 0,007% мас. N, около 0,2% масс Mn., около 17% мас. Cr, около 0,49% мас. Nb и около 1,5% мас. Cu, добавляли Si и Al с целью получения материалов с различным для каждого отдельного элемента содержанием и формовали полученные композиции стали в лабораторном масштабе в 50-килограммовые стальные слитки. Стальные слитки прокатывали в горячем состоянии, полученные горячекатаные листы подвергали горячекатаному отжигу, а затем холоднокатаному и подвергали полученные холоднокатаные листы окончательному отжигу. Таким способом получали холоднокатаные отожженные листы толщиной 2 мм. Затем каждый холоднокатаный отожженный лист разрезали с целью получения образца для испытаний на усталость, характеризующегося формой и размерами, описанными на фиг.6, и данные образцы подвергали испытанию на усталость при высоких температурах, описанному ниже. Для сравнения материал SUS444 также подвергали испытаниям тем же способом.

Испытание на усталость при высоких температурах

Каждый из образцов, описанных выше, подвергали испытанию на усталость на установке Schenck, в котором поверхность стального листа подвергали воздействию (обратного) напряжения изгиба, равному 75 МПа, при 850°С с заданной частотой 1300 об/мин (22 Гц), и определяли число циклов колебаний до появления излома (усталостная долговечность). При помощи данного расчета оценивали показатель усталости при высоких температурах.

На фиг.7 показано соотношение между усталостной долговечностью при высоких температурах и разницей концентраций Si и Al, полученное при испытании, описанном выше. Как можно видеть из данного графика, усталостной долговечности при высоких температурах, эквивалентной или превышающей соответствующий показатель материала SUS444 (1,0Е+06), можно достичь только в случае, если содержание Si и Al удовлетворяет соотношению (Si (% мас.) ≥ Al (% мас.)).

Затем каждый из холоднокатаных отожженных листов толщиной 2 мм, приготовленных для длительного испытания на окисляемость в атмосфере воздуха, описанного выше, разрезали с целью получения образца для испытаний на растяжение по стандартам JIS 13В, характеризующегося следующими тремя направлениями растяжения: направлением вращения (направление L); направлением, перпендикулярным направлению вращения (направление C); и направлением под углом 45° направлению вращения (направление D). Образцы подвергали испытанию на растяжение при комнатной температуре, в ходе которого измеряли удлинение после излома в каждом направлении и вычисляли среднее удлинение Е1 при помощи следующего уравнения:

Среднее удлинение El (%)=(E_L+2E_D+E_c)/4

где E_L представляет собой El (%) в направлении L, E_D представляет собой El (%) в направлении D и E_c представляет собой El (%) в направлении C.

На фиг.8 представлено влияние содержания Al на удлинение при комнатной температуре. Данный график показывает, что удлинение при комнатной температуре уменьшается с ростом содержания Al и что добавление Al по достижении его содержания выше 1,0% мас., приводит к недостаточному удлинению в сравнении с соответствующим показателем материала SUS444 (31%).

Затем авторы настоящего изобретения провели исследование влияния содержания Ti на стойкость к окислению при температуре (1000°С), повышенной по сравнению с температурой 950°С для аналогичных испытаний, описанных выше.

К исходной композиции стали, содержащей около 0,006% мас. C, около 0,007% мас. N, около 0,7% мас. Si, около 0,2% мас. Mn, около 0,5% мас. Al, около 17% мас. Cr, около 0,49% мас. Nb и около 1,5% мас. Cu, добавляли Ti для получения материалов с содержанием данного металла от 0 до 1,0% мас. и формовали полученные композиции стали в лабораторном масштабе в 50-килограммовые стальные слитки. Стальные слитки прокатывали в горячем состоянии, полученные горячекатаные листы подвергали горячекатаному отжигу, а затем холоднокатаному и подвергали полученные холоднокатаные листы окончательному отжигу. Таким способом получали холоднокатаные отожженные листы толщиной 2 мм. Затем каждый холоднокатаный отожженный лист разрезали с целью получения образца для испытаний размером 30 мм на 20 мм. Каждый образец для испытаний просверливали в верхней части для получения отверстия диаметром 4 мм, шлифовали наждачной бумагой 320 обе стороны и торцы, обезжиривали и подвергали испытанию на окисляемость при 1000°С, описанному ниже. Для сравнения материал SUS444 также подвергали испытаниям тем же способом.

Длительное испытание на окисляемость в атмосфере воздуха при 1000°С

Печь, заполненную воздухом, нагревали до 1000°С, и каждый из образцов для испытаний, описанных выше, оставляли в данной печи на 300 часов. Образец взвешивали до и после данного термического испытания, вычисляли изменение массы и преобразовывали в увеличение массы при окислении на единицу площади (г/м²). Данной величиной оценивали стойкость к окислению. В случае образцов, на которых имело место отслаивание оксида (отслаивание окалины), отделившуюся окалину также собирали и учитывали при определении массы после испытания.

На фиг.9 представлено соотношение между увеличением массы в ходе окисления и содержанием Ti, полученное при испытании на окисляемость при 1000°С, описанном выше. Данный график свидетельствует о следующих фактах: при содержании Ti, равном 0,01% мас. или меньше, в значительной степени имеет место отслаивание окалины, что приводит к увеличению массы в ходе окисления до значения 100 г/м² или больше, а именно к разрушающему окислению; однако добавление Ti при его содержании выше 0,01% мас. предотвращает протекание разрушающего окисления и обеспечивает достижение эквивалентной или более высокой стойкости к окислению (увеличение массы при окислении: 36 г/м² или меньше) по сравнению с соответствующим показателем материала SUS444 (увеличение массы при окислении: 36 г/м²), хотя и происходит частичное отслаивание окалины; добавление Ti при его содержании выше 0,15% мас. предотвращает протекание и разрушающего окисления, и отслаивания окалины, а также обеспечивает высокую стойкость к окислению.

Затем авторы настоящего изобретения провели исследование влияния содержания V на ударную вязкость с одним из образцов Ti-содержащей стали, описанной выше.

К исходной композиции стали, содержащей около 0,006% мас. С, около 0,007% мас. N, около 0,7% мас. Si, около 0,2% мас. Mn, около 0,5% мас. Al, около 17% мас. Cr, около 0,49% мас. Nb, около 1,5% мас. Cu и около 0,3% мас. Ti, добавляли V для получения материалов с содержанием данного металла от 0 до 1,0% мас. и формовали полученные композиции стали в лабораторном масштабе в 50-килограммовые стальные слитки. Стальные слитки прокатывали в горячем состоянии, полученные горячекатаные листы подвергали горячекатаному отжигу, а затем холоднокатаному и подвергали полученные холоднокатаные листы окончательному отжигу. Таким способом получали холоднокатаные отожженные листы толщиной 2 мм. Данные холоднокатаные отожженные листы разрезали для получения образцов с V-образной канавкой шириной 2 мм для испытаний ударной вязкости в соответствии со стандартами JIS Z0202. Затем проводили испытание на ударную вязкость по Шарпи при -40°С в соответствии со стандартами JIS Z2242, контролировали визуально излом и определяли процент хрупкого разрушения.

На фиг.10 показано соотношение между процентом хрупкого разрушения и содержанием V, полученное при испытании на ударную вязкость, описанном выше. Как можно видеть из данного графика, добавление V по достижении его содержания 0,01% мас. или выше обеспечивает значительное улучшение ударной вязкости, и процент хрупкого разрушения становится равным 0%; однако добавление V по достижении его содержания выше 0,5% мас. приводит к повышению процента хрупкого разрушения и снижению ударной вязкости, а не к ее увеличению.

Вышеизложенные данные послужили для авторов настоящего изобретения основой для дополнительных исследований.

Ниже следует описание ингредиентов, входящих в состав ферритных нержавеющих сталей по настоящему изобретению.

C: 0,015% мас. или меньше

С является элементом, эффективным для повышения прочности стали; однако добавление его по достижении содержания выше 0,015% мас. приводит к значительному снижению ударной вязкости и формуемости. Следовательно, в настоящем изобретении содержание C составляет 0,015% мас. или меньше. С точки зрения обеспечения формуемости, содержание С предпочтительно составляет 0,008% мас. или меньше.

С точки зрения обеспечения прочности стали для использования в качестве элемента конструкции выхлопной системы содержание С предпочтительно составляет 0,001% мас. или больше. Более предпочтительно, содержание C находится в пределах от 0,002 до 0,008% мас.

Si: от 0,4 до 1,0% мас.

Si является важным элементом, который необходим для повышения стойкости к окислению в атмосфере, содержащей пары воды. Как показано на фиг.5, его должно содержаться около 0,4% мас. или больше для того, чтобы обеспечить стойкость к окислению парами воды, по меньшей мере, эквивалентную соответствующему показателю материала SUS444. Однако избыточное добавление Si по достижении его содержания выше 1,0% мас. обусловливает пониженную формуемость, и, таким образом, верхний предел составляет 1,0% мас. Предпочтительно, содержание Si находится в пределах от 0,4 до 0,8% мас.

Причина повышения стойкости к окислению парами воды при добавлении Si не ясна до конца; однако при содержании около 0,4% мас. или больше Si, по-видимому, формируется непрерывный плотный слой оксида Si на поверхности стального листа и предотвращает проникновение газообразных компонентов извне. В случае если необходима стойкость к окислению в более сильной коррозионной среде, содержащей пары воды, нижний предел содержания Si составляет предпочтительно 0,5% мас.

Si (% мас.) ≥ Al (% мас.)

Кроме того, Si является элементом, важным для эффективного использования способности Al придавать прочность стали образованием твердых растворов. Как описано ниже, Al представляет собой элемент, который оказывает воздействие на прочность стали образованием твердых растворов при высоких температурах и влияет на улучшение показателя термической усталости при высоких температурах. Однако, если содержание Al выше содержания Si, Al при высоких температурах предпочтительно образует оксид или нитрид и формирует твердый раствор в уменьшенном количестве и, таким образом, не может в полной мере способствовать повышению прочности стали образованием твердых растворов. С другой стороны, при содержании Si выше содержания Al, Si предпочтительно окисляется и формирует непрерывный плотный слой оксида на поверхности стального листа; данный оксидный слой оказывает влияние на предотвращение проникновения кислорода и азота извне, а также диффундирование внутрь материала, вследствие этого Al можно сохранять в состоянии твердого раствора без образования оксида или нитрида. В результате обеспечивается стабильное состояние твердого раствора Al, и показатель термической усталости при высоких температурах повышается. Следовательно, в настоящем изобретении Si добавляют для удовлетворения соотношению Si (% мас.) ≥ Al (% мас.) с целью достижения показателя термической усталости при высоких температурах, по меньшей мере, эквивалентного соответствующему показателю материала SUS444.

Mn: 1,0% мас. или меньше

Mn представляет собой элемент, добавляемый в качестве восстанавливающего агента, а также для повышения прочности стали. Для проявления данных эффектов его добавляют предпочтительно до достижения содержания 0,05% мас. или больше. Однако избыточное добавление Mn создает условия для более легкого формирования γ-фазы при высоких температурах и приводит к пониженной жаростойкости. Следовательно, содержание Mn составляет 1,0% мас. или меньше. Предпочтительно, оно составляет 0,7% мас. или меньше.

P: 0,040% мас. или меньше

P является нежелательным элементом, который снижает ударную вязкость стали, и, следовательно, его содержание желательно уменьшать в максимально возможной степени. Таким образом, в настоящем изобретении содержание P составляет 0,040% мас. или меньше. Предпочтительно, оно составляет 0,030% мас. или меньше.

S: 0,010% мас. или меньше

S представляет собой нежелательный элемент, который оказывает вредное воздействие на формуемость уменьшением удлинения и величины r, а также отрицательно влияет на коррозионную стойкость, основную характеристику нержавеющей стали, и, следовательно, его содержание желательно уменьшать в максимально возможной степени. Таким образом, в настоящем изобретении содержание S составляет 0,010% мас. или меньше. Предпочтительно, оно составляет 0,005% мас. или меньше.

Al: от 0,2 до 1,0% мас.

Как показано на фиг.4, Al является элементом, необходимым для улучшения стойкости Cu-содержащей стали к окислению. В частности, для достижения цели настоящего изобретения, или более конкретно, для достижения стойкости к окислению, по меньшей мере, равной соответствующему показателю материала SUS444, Al должен содержаться в количестве около 0,2% мас. или более. Однако, как показано на фиг.8, добавление Al по достижении его содержания выше 1,0% мас. приводит к тому, что сталь становится тверже, чем необходимо, и ее формуемость уменьшается до уровня ниже соответствующего показателя материала SUS444 (31%), также наблюдается снижение стойкости к окислению, а не ее улучшение. Следовательно, содержание Al находится в пределах от 0,2 до 1,0% мас. Предпочтительно, оно находится в пределах от 0,3 до 1,0% мас. Если преимущество отдается формуемости, содержание Al предпочтительно находится в пределах от 0,3 до 0,8% мас. Более предпочтительно, оно находится в пределах от 0,3 до 0,5% мас.

Кроме того, Al представляет собой элемент, который образует в стали твердый раствор и придает прочность стали формированием твердого раствора, а также оказывает воздействие на увеличение прочности при высоких температурах, особенно при температурах, превышающих 800°С. Таким образом, в настоящем изобретении Al является важным элементом для улучшения показателя термической усталости при высоких температурах. Как упомянуто выше, если содержание Al выше содержания Si, Al предпочтительно образует оксид или нитрид при высоких температурах и формирует твердый раствор в уменьшенном количестве, и, таким образом, не может в полной мере способствовать повышению прочности стали. В отличие от этого, если содержание Al ниже содержания Si, Si предпочтительно окисляется и формирует непрерывный плотный слой оксида на поверхности стального листа; данный оксидный слой служит барьером для диффундирования кислорода и азота внутрь материала, вследствие этого Al можно сохранять в стабильном состоянии твердого раствора. Таким образом, в последнем случае повышение прочности стали, обусловленное присутствием Al в состоянии твердого раствора, обеспечивает повышение прочности при высоких температурах и улучшение показателя усталости при высоких температурах. Следовательно, для улучшения показателя усталости при высоких температурах в настоящем изобретении необходимо соблюдать соотношение Si (% мас.) ≥ Al (% мас.).

N: 0,015% мас. или меньше

N является элементом, который вызывает снижение ударной вязкости и формуемости стали, и если его содержание превышает 0,015% мас., данные неблагоприятные эффекты становятся значимыми. Следовательно, содержание N составляет 0,015% мас. или меньше. С точки зрения обеспечения высокой ударной вязкости и формуемости содержание N предпочтительно уменьшают в максимально возможной степени, желательно ниже 0,010% мас.

Cr: от 16 до 23% мас.

Cr является важным элементом, который эффективен для улучшения коррозионной стойкости и стойкости к окислению, основных характеристик нержавеющей стали; однако при содержании ниже 16% мас. он не обеспечивает достаточной стойкости к окислению. С другой стороны, Cr также является элементом, который придает прочность стали при комнатной температуре образованием твердого раствора и делает сталь более твердой и менее пластичной, чем это необходимо; в частности, добавление Cr по достижении его содержания выше 23% мас. приводит к тому, что указанные выше проблемы становятся серьезными, и, таким образом, верхний предел составляет 23% мас. Следовательно, Cr содержится в количествах, находящихся в пределах от 16 до 23% мас. Предпочтительно, содержание Cr находится в пределах от 16 до 20% мас.

Cu: от 1,0 до 2,5% мас.

Как показано на фиг.3, Cu представляет собой очень эффективный элемент для улучшения показателя термической усталости, и для достижения показателя термической усталости, по меньшей мере, эквивалентного соответствующему показателю материала SUS444, медь должна содержаться в количестве около 1,0% мас. или более. Однако добавление Cu по достижении ее содержания выше 2,5% мас. является причиной образования фазы ε-Cu, которая осаждается во время охлаждения после процесса термообработки и делает сталь более твердой, чем это необходимо, и более чувствительной к охрупчиванию, вызванному горячей обработкой. Более важно, что добавление Cu, по общему признанию, обеспечивает улучшение показателя термической усталости, но, с другой стороны, вызывает понижение стойкости самой стали к окислению, а не ее повышение, и в конечном итоге обусловливает снижение общей жаростойкости. Причина данного явления не ясна до конца; однако Cu, по-видимому, концентрируется в слое, обедненном Cr, на участках, где на нем образовалась окалина, и предохраняет от повторного диффундирования Cr, элемент, который должен повышать собственную стойкость нержавеющей стали к окислению. Следовательно, содержание Cu находится в пределах от 1,0 до 2,5% мас. Предпочтительно, оно находится в пределах от 1,1 до 1,8% мас.

Nb: от 0,30 до 0,65% мас.

Nb представляет собой элемент, который образует карбонитрид с C и N для связывания данных элементов и в силу этого действует в направлении повышения коррозионной стойкости, формуемости и стойкости к межкристаллитной коррозии на сварных швах, а также приводит к повышению высокотемпературной прочности и таким образом обеспечивает улучшение показателя термической усталости.

Данные эффекты наблюдаются при содержании Nb около 0,30% мас. или больше. Однако добавление его по достижении содержания выше 0,65% мас. способствует осаждению фазы Лавеса и является причиной того, что сталь становится более хрупкой. Следовательно, содержание Nb находится в пределах от 0,30 до 0,65% мас. Предпочтительно, оно находится в пределах от 0,40 до 0,55% мас. Если ударная вязкость является существенным показателем, содержание Nb предпочтительно находится в пределах от 0,40 до 0,49% мас. Более предпочтительно, оно находится в пределах от 0,40 до 0,47% мас.

Ti: 0,5% мас. или меньше

В Al-содержащих сталях по настоящему изобретению Ti представляет собой очень эффективный элемент для улучшения стойкости к окислению. В частности, стали, используемые при высоких температурах, превышающих 1000°С, от которых требуется высокая стойкость к окислению, должны содержать Ti как существенный элемент добавок. Для достижения такой стойкости к окислению при высоких температурах, или более конкретно, для того, чтобы стойкость к окислению при 1000°С была эквивалентной или более высокой, чем соответствующий показатель материала SUS444, Ti предпочтительно содержится в количестве выше 0,01% мас., как можно видеть на фиг.9. Однако избыточное добавление по достижении его содержания выше 0,5% мас. не только завершается эффектом насыщения в отношении улучшения стойкости к окислению, но и вызывает понижение ударной вязкости, а пониженная ударная вязкость отрицательно влияет на производительность несколькими путями, например на появление изломов вследствие осуществления циклов сгибания и выпрямления на линии горячекатаного отжига. Следовательно, верхний предел содержания Ti составляет 0,5% мас.

В этой связи, при существующих марках стали для использования в элементе выхлопной системы или связанных с ней компонентах автомобильных двигателей, воздействие высокой температуры на элемент может вызвать появление окалины, которая образуется на поверхности элемента конструкции, отделяется и таким образом приводит к неисправности в работе двигателя. Добавление Ti также очень эффективно для предотвращения такого отслаивания окалины, и добавление Ti по достижении его содержания выше 0,15% мас. кардинально уменьшает отслаивание окалины, которое имело бы место при высоких температурах, 1000°С или выше. Если сталь предназначена для использования в тех областях применения, в которых отслаивание окалины имеет значение, следовательно, содержание Ti предпочтительно должно находиться в количестве выше 0,15% мас., но не выше 0,5% мас.

Причина повышения стойкости Al-содержащей стали к окислению при добавлении Ti не ясна до конца; однако возможным объяснением является следующее. При добавлении к стали Ti соединяется с N при высокой температуре и таким образом предохраняет Al от связывания с N и осаждения в форме AlN. Это приводит к увеличению доли свободного Al, и данный свободный Al присоединяется к O с образованием оксида Al (Al₂O₃) на границе между плотным слоем оксида Si, упомянутым выше, который образовался на поверхности стального листа, и основной долей металла. Полученная в результате этого двухслойная структура, состоящая из слоя оксида Si, упомянутого выше, и оксида Al, предотвращает проникновение O в стальной лист и обеспечивает повышенную стойкость к окислению.

Кроме того, подобно Nb, Ti связывает C и N и в силу этого действует в направлении сохранения коррозионной стойкости, формуемости и стойкости к межкристаллитной коррозии на сварных швах. Однако в системах из нескольких составных частей по настоящему изобретению, в которых содержится Nb, добавление Ti по достижении его содержания выше 0,01% мас. завершается эффектом насыщения, а также является причиной образования твердого раствора, что делает сталь тверже, чем это необходимо. Неблагоприятно то, что Ti, который с большей вероятностью связывается с N, чем Nb, образует крупнозернистый TiN, из которого будут появляться трещины, приводя таким образом к снижению ударной вязкости. Если сталь предназначена для областей применения, в которых отдается приоритет коррозионной стойкости, формуемости и межкристаллитной коррозионной стойкости на сварных швах, тогда как стойкости к окислению при высоких температурах (например, 1000°С или выше) особенно не требуется, или сталь предназначена для использования в областях применения, в которых особенно необходима высокая ударная вязкость, следовательно, не требуется активного добавления Ti; предпочитают уменьшать содержание Ti в максимально возможной степени. Если сталь предназначена для использования в указанных выше областях применения, следовательно, содержание Ti предпочтительно составляет 0,01% мас. или меньше.

Mo: 0,1% мас. или меньше

Mo представляет собой дорогостоящий элемент, и, таким образом, как можно также видеть из сущности настоящего изобретения, следует избегать его активного добавления. Однако в некоторых случаях сталь может содержать Mo, привнесенный из металлолома и другого сырья, в количестве около 0,1% мас. или меньше. Содержание Mo, следовательно, составляет 0,1% мас. или меньше.

W: 0,1% мас. или меньше

Как и Mo, W представляет собой дорогостоящий элемент, и, таким образом, как можно также видеть из сущности настоящего изобретения, следует избегать его активного добавления. Однако в некоторых случаях сталь может содержать W, привнесенный из металлолома и другого сырья, в количестве около 0,1% мас. или меньше. Содержание W, следовательно, составляет 0,1% мас. или меньше.

Кроме основных ингредиентов, описанных выше, ферритные нержавеющие стали по настоящему изобретению могут дополнительно содержать один, или два, или более компонентов, выбранных из B, РЗМ, Zr, V, Co и Ni, в пределах, указанных ниже.

B: 0,003% мас. или меньше

B является эффективным элементом для улучшения обрабатываемости стали, в частности вторичной обрабатываемости. Данный эффект получают при содержании B около 0,0005% мас. или более; однако избыточное добавление по достижении его содержания выше 0,003% мас. вызывает образование BN и, таким образом, приводит к снижению обрабатываемости. Следовательно, при добавлении B его содержание предпочтительно составляет 0,003% мас. или меньше. Более предпочтительно, оно находится в интервале от 0,0010 до 0,003% мас.

РЗМ: 0,08% мас. или меньше; Zr: 0,50% мас. или меньше

РЗМ (редкоземельные металлы) и Zr являются элементами, которые улучшают стойкость к окислению, и в настоящем изобретении могут содержаться как необходимые. Для осуществления их воздействия они содержатся предпочтительно в количестве около 0,01% мас. или более и 0,05% мас. или более соответственно. Однако добавление РЗМ по достижении их содержания выше 0,080% мас. придает стали хрупкость, а добавление Zr по достижении его содержания выше 0,50% мас. вызывает осаждение интерметаллидов Zr и таким образом приводит к понижению ударной вязкости стали. Следовательно, при добавлении РЗМ и Zr их содержание предпочтительно составляет 0,08% мас. или меньше и 0,5% мас. или меньше соответственно.

V: 0,5% мас. или меньше

V представляет собой эффективный элемент для улучшения как обрабатываемости стали, так и стойкости стали к окислению. Данные результаты становятся значительными при содержании V 0,15% мас. или более. Однако избыточное добавление V до содержания выше 0,5% мас. вызывает осаждение крупнозернистых соединений V (C, N) и таким образом приводит к поврежденной текстуре поверхности. Следовательно, при добавлении V его содержание предпочтительно находится в интервале от 0,15 до 0,5% мас. Более предпочтительно, оно находится в интервале от 0,15 до 0,4% мас.

Кроме того, V является также эффективным элементом для улучшения ударной вязкости стали; в частности, как показано на фиг.10, при использовании Ti-содержащих сталей в областях применения, в которых требуется стойкость к окислению при 1000°С и более высоких температурах, воздействие V на улучшение ударной вязкости дает значительное преимущество. Данный эффект получают при содержании V около 0,01% мас. или более; однако добавление V по достижении его содержания выше 0,5% мас. приводит к понижению ударной вязкости, а не к ее повышению. Если сталь является Ti-содержащей сталью для использования в областях применения, в которых необходима высокая ударная вязкость, следовательно, V предпочтительно содержится в количестве от 0,01 до 0,5% мас.

В этой связи, описанное выше влияние V на улучшение ударной вязкости Ti-содержащих сталей, по-видимому, реализуется следующим образом: Ti, существующий в форме TiN, кристаллизующегося в стали, частично замещается ванадием и осаждается в форме медленно растущих соединений (Ti, V) N, и, таким образом, предотвращается осаждение крупнозернистого нитрида, являющегося причиной понижения ударной вязкости.

Co: 0,5% мас. или меньше

Co представляет собой эффективный элемент для улучшения ударной вязкости стали. Для осуществления воздействия Со содержится предпочтительно в количестве около 0,0050% мас. или более. Однако Co является дорогостоящим элементом и, что еще хуже, добавление Co по достижении его содержания выше 0,5% мас. завершается данным эффектом насыщения. Следовательно, при добавлении Co его содержание предпочтительно составляет 0,5% мас. или меньше. Более предпочтительно, оно находится в интервале от 0,01 до 0,2% мас. Если требуются холоднокатаные листы, характеризующиеся высокой ударной вязкостью, содержание Co предпочтительно находится в интервале от 0,02 до 0,2% мас.

Ni: 0,5% мас. или меньше

Ni представляет собой элемент, который обеспечивает улучшение ударной вязкости стали. Для осуществления воздействия Ni содержится предпочтительно в количестве около 0,05% мас. или более. Однако Ni является дорогостоящим, а также сильным γ-фазообразующим элементом; он образует γ-фазу при высоких температурах и таким образом вызывает понижение стойкости к окислению. Таким образом, при добавлении Ni его содержание предпочтительно составляет 0,5% мас. или меньше. Более предпочтительно, оно находится в интервале от 0,05 до 0,4% мас. Однако могут иметь место отдельные случаи непреднамеренного и неизбежного присутствия примеси Ni в количестве от значения около 0,10 до 0,15% мас., что обусловлено составом металлолома или сплава.

Ниже следует описание способа получения ферритной нержавеющей стали по настоящему изобретению.

Способ получения ферритной нержавеющей стали по настоящему изобретению особо не ограничен; можно использовать все обычные способы получения ферритной нержавеющей стали. Например, ее можно производить следующим способом: готовят сталь с химическим составом по настоящему изобретению, указанному выше, плавлением в конвертере, электрической печи или любой другой известной плавильной печи и, необязательно, подвергают сталь посредством ковшовой обработки, вакуумной обработки или любого другого процесса вторичной обработки; формуют сталь в слябы непрерывным литьем или литьем-прокаткой слитков на обжимном стане; перерабатывают сляб в холоднокатаные отожженные листы посредством горячей прокатки, горячекатаного отжига, травления, холодной прокатки, окончательного отжига, еще одного цикла травления и других необходимых процессов. Процесс холодной прокатки, упомянутый выше, может представлять собой один цикл холодной прокатки или включать два или более циклов, перемежающихся с процессом отжига, и можно осуществлять повторно процессы холодной прокатки, окончательной прокатки и травления.

Кроме того, процесс горячекатаного отжига можно исключить. При необходимости изменения полировки поверхности и шероховатости стальных листов процессы холодной прокатки или окончательной прокатки могут сопровождаться дрессировкой листов.

Здесь приведено пояснение совокупности рабочих условий, предпочтительных в способе получения, описанном выше.

В процессе производства стали, в котором сталь плавят и, необязательно, обрабатывают, предпочтительной процедурой является следующее: плавят сталь в конвертере, электрической печи или тому подобном и получают расплавленную сталь посредством вторичной обработки способом VOD (способ вакуумного кислородного обезуглероживания) или любым другим подходящим способом получения стали, содержащей основные ингредиенты, описанные выше, и необходимые добавочные компоненты. Расплавленную сталь можно переработать в стальное сырье любым известным способом; однако, с точки зрения производительности и качества, предпочитают непрерывное литье. Затем, предпочтительно, стальное сырье нагревают до температуры от значения около 1000 до 1250°С и прокатывают в горячем состоянии в горячекатаные листы желаемой толщины. Конечно, стальное сырье можно подвергнуть горячей обработке в любую форму, отличную от листов. Затем, предпочтительно, горячекатаные листы подвергают отжигу в камерной печи при температуре в интервале от 600 до 800°С или непрерывному отжигу при температуре в интервале от 900 до 1100°С, в зависимости от необходимости, и удаляют окалину травлением или любым другим подходящим способом обработки с целью получения горячекатаного продукта. При необходимости горячекатаные листы можно очищать от окалины дробеструйной обработкой до процесса травления.

Кроме того, горячекатаные отожженные листы, описанные выше, можно подвергать холодной прокатке и другим необходимым процедурам для получения холоднокатаного продукта. В данном случае процесс холодной прокатки может представлять собой один цикл холодной прокатки или включать два или более циклов холодной прокатки, перемежающихся с процессом отжига, для обеспечения высокой производительности и требуемого качества. Суммарная степень обжатия после одного, или двух, или более циклов холодной прокатки составляет предпочтительно 60% или выше, и более предпочтительно 70% или выше. Затем, предпочтительно, холоднокатаные стальные листы подвергают непрерывному отжигу (окончательному отжигу) при температуре предпочтительно в интервале от 900 до 1150°С, более предпочтительно от 950 до 1120°С, и затем травлению для получения холоднокатаного продукта. В зависимости от предназначенных областей применения готовые отожженные стальные листы можно подвергать дрессировке и другим необходимым процедурам для придания формы, шероховатости поверхности и изменения характеристик.

Горячекатаный или холоднокатаный продукт, полученный таким способом, который описан выше, затем формуют различными способами в зависимости от предназначенных областей применения посредством резания, изгибания, растяжения, отпуска и других необходимых процессов для получения выхлопных труб и кожухов нейтрализаторов автомобилей и мотоциклов, а также трубопроводов отработанного воздуха тепловых электростанций, элементов топливных ячеек, таких как сепараторы, соединительные детали, реформеры и так далее. Способ сваривания данных элементов не имеет особых ограничений; подходящие способы включают обычные способы дуговой сварки с газовой защитой MIG (металл - инертный газ), MAG (металл - активный газ), TIG (вольфрам - инертный газ) или любым другим соответствующим газом, способы контактной сварки, такие как точечная сварка и роликовая сварка, и способы высокочастотной сварки сопротивлением или высокочастотной индукционной сварки, такие как контактная сварка сопротивлением.

Пример 1

Образцы стали, характеризующиеся химическими составами, указанными как номера с 1 по 34 в таблицах 1-1 и 1-2, расплавляли в вакуумной плавильной печи и отливали в 50-килограммовые стальные слитки. Каждый стальной слиток прокатывали в горячем состоянии и затем разделяли на две части. Затем одну из двух разделенных частей нагревали до 1170°С и прокатывали в горячекатаный лист толщиной 5 мм, полученный горячекатаный лист подвергали горячекатаному отжигу при температуре 1020°С с последующим травлением, полученный лист прокатывали в холодном состоянии с обжатием 60%, полученный холоднокатаный лист подвергали окончательному отжигу при температуре 1030°С и подвергнутый окончательному отжигу лист охлаждали со средней скоростью охлаждения 20°С/с и затем травили для получения холоднокатаного отожженного листа толщиной 2 мм. Холоднокатаные отожженные листы, полученные данным способом, подвергали двум испытаниям на окисляемость и испытанию на усталость при высоких температурах, описанным ниже. Для противопоставления материал SUS444 (№35) и стали, соответствующие по химическому составу материалам по изобретениям, раскрытым в патентных документах от 2 до 7 (№№от 36 до 41), также перерабатывали в холоднокатаные отожженные листы тем же способом, что описан выше, и подвергали оценочным испытаниям.

Длительное испытание на окисляемость в атмосфере воздуха

Каждый из холоднокатаных отожженных листов, полученных способом, описанным выше, разрезали с целью получения образца для испытаний размером 30 мм на 20 мм. Каждый образец для испытаний просверливали в верхней части для получения отверстия диаметром 4 мм, шлифовали наждачной бумагой 320 обе стороны и торцы, обезжиривали, помещали в печь, заполненную воздухом, подогревали до постоянной температуры 950°С или 1000°С и оставляли в таком состоянии на 300 часов. Каждый образец для испытаний взвешивали до и после испытания, вычисляли изменение массы по величине измеренной массы и массы исходного материала, которую определяли предварительно, и рассчитывали увеличение массы при окислении (г/м²). Для каждого вида стали данное испытание проводили дважды, и для оценки ее длительной стойкости к окислению использовали среднюю величину. При длительном испытании на окисляемость в атмосфере воздуха при 1000°С образцы стали оценивали в соответствии со следующими критериями, учитывающими и увеличение массы при окислении, и отслаивание окалины:

x: наблюдали разрушающее окисление (увеличение массы при окислении ≥100 г/м²);

Δ: не наблюдали разрушающего окисления, но отмечали частичное отслаивание окалины;

O: не наблюдали разрушающего окисления или отслаивания окалины.

Длительное испытание на окисляемость в атмосфере паров воды

Каждый из холоднокатаных отожженных листов, полученных способом, описанным выше, разрезали с целью получения образца для испытаний размером 30 мм на 20 мм. Каждый образец для испытаний просверливали в верхней части для получения отверстия диаметром 4 мм, шлифовали наждачной бумагой 320 обе стороны и торцы, обезжиривали и подвергали испытанию на окисляемость, в ходе которого в печь подавали газовую смесь, содержащую около 10% CO₂, около 20% H₂O, около 5% O₂, остальное N₂, со скоростью 0,5 л/мин; печь, заполненную данной средой, содержащей пары воды, нагревали до 950°С, а затем образец для испытаний оставляли в данной печи на 300 часов. Каждый образец взвешивали до и после испытания, вычисляли изменение массы по величине измеренной массы и массы исходного материала, которую определяли предварительно, и рассчитывали увеличение массы при окислении (г/м²).

Испытание на усталость при высоких температурах

Каждый из холоднокатаных отожженных листов, полученных способом, описанным выше, разрезали с целью получения образца для испытаний, характеризующегося формой и размерами, показанными на фиг.6. Каждый образец для испытаний подвергали испытанию на усталость на установке Schenck, в котором поверхность стального листа подвергали воздействию (обратного) напряжения изгиба, равного 75 МПа, при 850°С с заданной частотой 1300 об/мин (22 Гц), и определяли число циклов колебаний до появления излома (усталостная долговечность). При помощи данного расчета оценивали показатель усталости при высоких температурах.

Испытание на растяжение при комнатной температуре

Каждый из холоднокатаных отожженных листов толщиной 2 мм, описанных выше, разрезали с целью получения образца для испытаний на растяжение по стандартам JIS 13В, характеризующегося следующими тремя направлениями растяжения: направлением вращения (направление L); направлением, перпендикулярным направлению вращения (направление C); и направлением под углом 45° к направлению вращения (направление D). Образцы подвергали испытанию на растяжение при комнатной температуре, в ходе которого измеряли удлинение после излома в каждом направлении и вычисляли среднее удлинение El при помощи следующего уравнения:

Среднее удлинение El (%)=(E_L+2E_D+E_c)/4

где E_L представляет собой El (%) в направлении L, E_D представляет собой El (%) в направлении D и E_c представляет собой El (%) в направлении С.

Пример 2

Оставшуюся одну из двух частей каждого 50-килограммового стального слитка, разделенного в примере 1, нагревали до 1170°С и прокатывали в горячем состоянии в плоскую заготовку 30 мм толщиной и 150 мм шириной. Плоские заготовки, полученные таким способом, штамповали в бруски, каждый в сечении с квадратом со стороной 35 мм, отжигали полученные бруски при температуре 1030°С и подвергали обработке резанием для получения образцов, характеризующихся формой и размерами, описанными на фиг.1. Образцы для испытаний на термическую усталость, полученные таким способом, подвергали испытанию на термическую усталость, описанному ниже. Для противопоставления материал SUS444 и стали, соответствующие по химическому составу материалам по изобретениям, раскрытым в патентных документах от 2 до 7 (стандартные примеры от 1 до 6), также перерабатывали в образцы для испытаний тем же способом, что описан выше, и подвергали испытаниям на термическую усталость.

Испытание на термическую усталость

Испытание на термическую усталость проводили, как показано на фиг.2; каждый из образцов для испытаний, описанных выше, повторно нагревали и охлаждали в интервале температур от 100°С до 850°С при заданном ограничительном отношении, равном 0,35. Скорости нагревания и охлаждения задавали равными 10°С/с, время выдержки при 100°С устанавливали равным двум минутам, а время выдержки при 850°С устанавливали равным пяти минутам. Долговечность в условиях термической усталости определяли как число циклов, при котором напряжение начинало непрерывно уменьшаться по сравнению с напряжением в предыдущем цикле; напряжение вычисляли как частное от деления нагрузки, определенной при 100°С, на площадь поперечного сечения выдержанной в печи цилиндрической части образца для испытаний (смотрите фиг.1).

В таблице 2 обобщены результаты испытаний, описанных в примере 1, или более конкретно, длительных испытаний на окисляемость в атмосфере воздуха при 950°С и 1000°С, длительного испытания на окисляемость в атмосфере паров воды и испытания на усталость при высоких температурах, а также результаты испытания на термическую усталость, описанного в примере 2. Как видно из таблицы 2, все образцы стали, подвергнутые испытаниям как примеры настоящего изобретения (№№ с 1 по 15), которые удовлетворяли требованиям по химическому составу, установленным в настоящем изобретении, характеризовались эквивалентными или более высокими уровнями стойкости к окислению при 950°С, показателем термической усталости и показателем усталости при высоких температурах, в сравнении с соответствующими показателями материала SUS444 (№35), и таким образом достигалась цель настоящего изобретения. По результатам длительного испытания на окисляемость в атмосфере воздуха при 1000°С, образцы стали, подвергнутые испытаниям как примеры настоящего изобретения, в которых Ti содержался в количестве выше 0,01% мас., но не выше 0,15% мас. (№№9, 12 и 13), были сравнимы с материалом SUS444 (№35), и образцы стали, подвергнутые испытаниям как примеры настоящего изобретения, в которых содержание Ti превышало 0,15% мас. (№№10, 11, 14 и 15), были лучше, чем материал SUS444. С другой стороны, образцы стали, подвергнутые испытаниям в качестве сравнительных примеров (№№ с 16 по 34), которые выходили за рамки объема настоящего изобретения, и образцы стали, соответствующие некоторым стандартным примерам предшествующего уровня техники (№№ с 36 по 41), уступали по всем показателям: стойкости к окислению при 950°С, термической усталости и усталости при высоких температурах; и цель настоящего изобретения не достигалась.

Промышленная применимость

Ферритные нержавеющие стали по настоящему изобретению пригодны для использования не только в элементах выхлопной системы автомобилей и других подобных транспортных средств, но их также можно использовать надлежащим образом в элементах вытяжной системы тепловых электростанций и в элементах твердо-оксидных топливных ячеек, к которым предъявляются аналогичные требования по стойкости.

1. Ферритная нержавеющая сталь, содержащая:
C около 0,015 мас.% или менее;
Si от около 0,4 до 1,0 мас.%;
Mn около 1,0 мас.% или менее;
P около 0,040 мас.% или менее;
S около 0,010 мас.% или менее;
Cr от около 16 до 23 мас.%;
Al от около 0,2 до 1,0 мас.%;
N около 0,015 мас.% или менее;
Cu от около 1,0 до 2,5 мас.%;
Nb от около 0,3 до 0,65 мас.%;
Ti около 0,5 мас.% или менее;
Mo около 0,1 мас.% или менее и
W около 0,1 мас.% или менее, при этом содержание Si и Al удовлетворяет соотношению Si (мас.%) ≥ Al (мас.%); и
Fe и неизбежные примеси остальное.

2. Ферритная нержавеющая сталь по п.1, которая дополнительно содержит один, или два, или более элементов, выбранных из группы, состоящей из B около 0,003 мас.% или менее, РЗМ около 0,08 мас.% или менее, Zr около 0,50 мас.% или менее, V около 0,5 мас.% или менее, Co около 0,5 мас.% или менее и Ni около 0,5% мас. или менее.

3. Ферритная нержавеющая сталь по п.1 или 2, в которой содержание Ti превышает 0,15 мас.%, но составляет не выше 0,5 мас.%.

4. Ферритная нержавеющая сталь по п.1 или 2, в которой содержание Ti составляет 0,01 мас.% или менее.

5. Ферритная нержавеющая сталь по п.2, в которой содержание V находится в пределах от 0,01 до 0,5 мас.%.

6. Ферритная нержавеющая сталь по п.1, которая дополнительно содержит Co около 0,5 мас.% или менее.

7. Ферритная нержавеющая сталь по п.3, в которой содержание V находится в пределах от 0,01 до 0,5 мас.%.