CN106715741B - 耐排气冷凝水腐蚀性和钎焊性优良的铁素体系不锈钢及其制造方法 - Google Patents

耐排气冷凝水腐蚀性和钎焊性优良的铁素体系不锈钢及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN106715741B
CN106715741B CN201580047756.4A CN201580047756A CN106715741B CN 106715741 B CN106715741 B CN 106715741B CN 201580047756 A CN201580047756 A CN 201580047756A CN 106715741 B CN106715741 B CN 106715741B
Authority
CN
China
Prior art keywords
resistance
stainless steel
ferrite
condensed water
exhaust
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN201580047756.4A
Other languages
English (en)
Other versions
CN106715741A (zh
Inventor
安部雅俊
滨田纯
滨田纯一
平出信彦
神野宪博
福元成雄
金子农
林笃刚
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Stainless Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumikin Stainless Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel and Sumikin Stainless Steel Corp filed Critical Nippon Steel and Sumikin Stainless Steel Corp
Priority claimed from PCT/JP2015/080751 external-priority patent/WO2016068291A1/ja
Publication of CN106715741A publication Critical patent/CN106715741A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN106715741B publication Critical patent/CN106715741B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/74—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/30—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

本发明涉及一种铁素体系不锈钢，其以质量％计，含有C：0.001～0.030％、Si：0.01～1.00％、Mn：0.01～2.00％、P：0.050％以下、S：0.0100％以下、Cr：11.0～30.0％、Mo：0.01～3.00％、Ti：0.001～0.050％、Al：0.001～0.030％、Nb：0.010～1.000％和N：0.050％以下，剩余部分包括Fe和不可避免的杂质，而且Al、Ti和Si的量(质量％)满足Al/Ti≥8.4Si－0.78。

Description

耐排气冷凝水腐蚀性和钎焊性优良的铁素体系不锈钢及其制 造方法
技术领域
本发明涉及在排气冷凝水环境中使用的铁素体系不锈钢及其制造方法。作为曝露在排气冷凝水环境下的构件的例子，有汽车消音器和排热回收器、EGR(Exhaust GasRecirculation：排气再循环)冷却器等排气再循环装置。
本申请基于2014年10月31日提出的日本专利申请特愿2014-222201号、以及2015年10月27日提出的日本专利申请特愿2015-210741号并主张其优先权，这里引用其内容。
背景技术
近年来，在汽车领域，由于排气中含有的各成分成为大气污染、环境污染的原因，因而正在推行管制强化。因此，以汽车的CO2排出量的削减、燃料消费率的改善为目的，不仅需要高效率燃烧、由怠速熄火(idling stop)等引起的发动机效率的提升、由材料调换引起的轻量化，而且需要由混合动力车(HEV)和生物燃料车、氢/燃料电池车(FCV)、电动汽车(EV)等的能量多样化引起的改善。
其中，以混合动力车为主体，安装回收排气热的热交换器即所谓的排热回收器来谋求提高燃料消费率的研究也在进行中。在排热回收器中，通过热交换而将排气热传递给冷却水，回收热能而进行再利用，从而使冷却水的温度上升。由此，提高车厢内的暖气设备性能，同时缩短发动机的预热时间，从而使燃料消费率性能得以提高。排热回收器也被称为排气热再循环系统。
另外，设置使排气再循环的排气再循环装置的研究也正在进行。排气再循环装置例如有EGR冷却器。EGR冷却器使发动机的排气通过发动机冷却水和空气冷却，随后使冷却的排气回到吸气侧，使其再燃焼。由此，可以降低燃烧温度，降低作为有害气体的NOx。
这样的排热回收器和EGR冷却器的热交换部要求良好的热效率，而且热传导系数良好，同时由于与排气接触，因而要求对于排气冷凝水具有优良的耐蚀性。特别地，在这些部件中，由于发动机冷却水流动，因而在发生因腐蚀引起的开孔时，存在引发重大事故的危险。另外，所使用的材料为了提高热交换效率而使板厚较薄。因此，要求具有比排气系统下游构件更优良的耐蚀性的材料。
以前，在以消音器为主体的排气系统下游构件之中，特别是在要求耐蚀性的部位，使用SUS430LX、SUS436J1L、SUS436L等含有17％以上的Cr的铁素体系不锈钢。在排热回收器和EGR冷却器的材料中，要求具有与这些铁素体系不锈钢同等以上的耐蚀性。
另外，EGR冷却器一般通过钎焊来组装，所使用的部件要求较高的钎焊性。在此，为了提高钎焊性，表面的润湿性是很重要的。Ti比Fe、Cr更容易氧化，在表面形成润湿性低的氧化膜。因此，优选使Ti的含量降低。再者，与Ti同样，Al在表面形成润湿性低的氧化膜。最近，要求不仅Ti、而且Al的含量也低的钢种。另外，由于钢板的表面粗糙度也极大地影响润湿性，因而通过控制制造条件来控制表面性状也是非常重要的。
另外，钎焊热处理的温度在较高的情况下大约为1200℃，在这样的高温环境下，不锈钢的晶粒生长并粗大化。晶粒的粗大化由于对热疲劳等机械特性造成影响，因而实施钎焊热处理的不锈钢要求即使在高温下晶粒也难以粗大化的特性。
在这样用于EGR冷却器的钢种中，要求较高的耐蚀性和良好的钎焊性。
在专利文献1中，公开了一种廉价的铁素体系不锈钢材，其被用作消音器构成部件、形成焊接区的温水机械构件，且具有优良的耐蚀性。该铁素体系不锈钢材含有C：0.025％以下、Si：2％以下、Mn：1％以下、P：0.045％以下、S：0.01％以下、Cr：16～25％、Al：低于0.04％以及N：0.025％以下，进一步含有选自Ni：1％以下、Cu：1％以下、Mo：低于1％、Nb：0.5％以下、Ti：0.4％以下以及V：0.5％以下之中的1种以上，剩余部分包括Fe和不可避免的杂质。在表面具有氧化膜，该氧化膜采用XPS(X射线光电子能谱分析)所测得的最表层的组成以包含氧的原子比率计，Si和Cr的总计：15～40原子％，Fe：5原子％以下。
在专利文献2中，公开了一种如Ni钎焊和Cu钎焊那样，在高温度、低氧分压的气氛下进行钎焊时，钎焊性优良的铁素体系不锈钢。该铁素体系不锈钢含有C：0.03％以下、N：0.05％以下、C+N：0.015％以上、Si：0.02～1.5％、Mn：0.02～2％、Cr：10～22％、Nb：0.03～1％和Al：0.5％以下，剩余部分包括Fe和不可避免的杂质。再者，含有满足式：Ti－3N≤0.03和式：10(Ti－3N)+Al≤0.5这一含量的Ti，或者进一步含有Mo：3％以下、Ni：3％以下、Cu：3％以下、V：3％以下、W：5％以下、Ca：0.002％以下、Mg：0.002％以下以及B：0.005％以下中的任1种以上以代替Fe的一部分。
在专利文献3中，公开了一种汽车排气系统构件用铁素体系不锈钢，其不会损害高温强度和耐氧化皮剥离性、成形性、对于排气冷凝水的耐蚀性、对于盐害环境的耐蚀性等作为汽车排气系统构件的原本的功能，进而以尽可能的低成本满足对于初期生锈的抵抗性。该铁素体系不锈钢以质量％计，含有C：≤0.0100％、Si：0.05～0.80％、Mn：≤0.8％、P：≤0.050％、S：≤0.0030％、Cr：11.5～13.5％、Ti：0.05～0.50％、Al：≤0.100％以及N：≤0.02％，剩余部分包括Fe和不可避免的杂质。每1mm2的任意断面的含Ca的夹杂物的个数低于10个，进而优选Mn系硫化物相对于Ti系硫化物和Mn系硫化物的总数的个数比例为50％以下。
在专利文献4中，公开了一种耐局部腐蚀性优良的铁素体系不锈钢。该铁素体系不锈钢以质量％计，含有C：0.030％以下、N：0.030％以下、Si：0.30％以下、Mn：0.30％以下、P：0.040％以下、S：0.020％以下、Cr：16～26％、Al：0.015～0.5％、Ti：0.05～0.50％、Nb：0.05～0.50％以及Mo：0.5～3.0％，剩余部分包括Fe和不可避免的杂质。将Al的含有率相对于Si的含有率之比设定为Al/Si时，满足下述式(1)。
Al/Si≥0.10 (1)
在专利文献5中，公开了一种耐蚀性优良的铁素体系不锈钢。该铁素体系不锈钢以质量％计，含有C：0.030％以下、N：0.030％以下、Si：0.01～0.50％、Mn：1.5％以下、P：0.04％以下、S：0.01％以下、Cr：12～25％、Nb：0.01～1.0％、V：0.010～0.50％、Ti：0.60％以下以及Al：0.80％以下，剩余部分包括Fe和不可避免的杂质。满足下述式(A)，进而具有表面的算术平均粗糙度Ra为0.35～5.0μm的研磨痕(polishing mark)，表面的色差L*值取70以上的值。
0.35≤Nb+5V≤2.0 式(A)
但是，专利文献1～专利文献5所公开的发明不能同时满足对于排气冷凝水的耐蚀性和钎焊性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2009-197293号公报
专利文献2：日本特开2009-174046号公报
专利文献3：日本特开2004-323907号公报
专利文献4：日本特开2010-248625号公报
专利文献5：日本特开2015-145531号公报
发明内容
发明所要解决的课题
本发明的目的在于：提供在使用于汽车消音器、排热回收器或EGR冷却器的环境下，具有优良的耐排气冷凝水腐蚀性(对于排气冷凝水的耐蚀性)和钎焊性的铁素体系不锈钢及其制造方法。
用于解决课题的手段
以解决上述课题为目的的本发明的要旨如下。
(1)一种耐排气冷凝水腐蚀性和钎焊性优良的铁素体系不锈钢，其特征在于：以质量％计，含有：
C：0.001～0.030％，
Si：0.01～1.00％，
Mn：0.01～2.00％，
P：0.050％以下，
S：0.0100％以下，
Cr：11.0～30.0％，
Mo：0.01～3.00％，
Ti：0.001～0.050％，
Al：0.001～0.030％，
Nb：0.010～1.000％，以及
N：0.050％以下，
剩余部分包括Fe和不可避免的杂质；而且上述Al量、Ti量和Si量(质量％)满足Al/Ti≥8.4Si－0.78。
(2)根据上述(1)所述的耐排气冷凝水腐蚀性和钎焊性优良的铁素体系不锈钢，其特征在于：以质量％计，进一步含有：
Ni：0.01～3.00％，
Cu：0.050～1.500％，
W：0.010～1.000％，
V：0.010～0.300％，
Sn：0.005～0.500％，
Sb：0.0050～0.5000％，以及
Mg：0.0001～0.0030％之中的任1种或2种以上。
(3)根据上述(1)或(2)所述的耐排气冷凝水腐蚀性和钎焊性优良的铁素体系不锈钢，其特征在于：以质量％计，进一步含有：
B：0.0002～0.0030％，
Ca：0.0002～0.0100％，
Zr：0.010～0.300％，
Co：0.010～0.300％，
Ga：0.0001～0.0100％，
Ta：0.0001～0.0100％，以及
REM：0.001～0.200％之中的1种或2种以上。
(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的耐排气冷凝水腐蚀性和钎焊性优良的铁素体系不锈钢，其特征在于：在将轧制方向设定为L方向、与轧制方向垂直的方向设定为C方向、相对于轧制方向倾斜45°的方向设定为V方向，将各自方向的钢表面的算术平均粗糙度分别设定为RaL、RaC、RaV(单位：μm)时，满足(RaL+RaC+2RaV)/4≤0.50而且|(RaL+RaC－2RaV)/2|≤0.10。
(5)根据上述(1)～(4)中任一项所述的耐排气冷凝水腐蚀性和钎焊性优良的铁素体系不锈钢，其特征在于：在50Pa以下的真空气氛中，在1150℃进行10分钟热处理前后的结晶粒度号码GSN的变化量为5.0以下。
(6)根据上述(1)～(5)中任一项所述的耐排气冷凝水腐蚀性和钎焊性优良的铁素体系不锈钢，其在曝露于排气冷凝水环境下的作为汽车部件的汽车消音器、排热回收器或EGR冷却器中使用。
(7)一种耐排气冷凝水腐蚀性和钎焊性优良的铁素体系不锈钢的制造方法，其特征在于：包括对具有上述(1)～(3)中任一项所述的化学成分的钢进行冷轧的工序；在所述冷轧工序中，最终道次在使用轧辊粗糙度为#60以上的轧辊，将最终道次的压下率设定为15.0％以下、最终道次的冷轧速度设定为800m/min以下的条件下进行轧制。
(8)根据上述(7)所述的耐排气冷凝水腐蚀性和钎焊性优良的铁素体系不锈钢的制造方法，其特征在于：进一步包括对所述冷轧后的钢板进行退火的工序；所述退火的工序具有将所述钢板在650～950℃滞留5.0s以上的工序、以及将所述钢板在950～1050℃滞留80.0s以下的工序。
发明的效果
根据本发明，可以提供一种在用作汽车消音器、排热回收器或EGR冷却器等曝露于排气冷凝水环境下的汽车部件的情况下，具有优良的耐排气冷凝水腐蚀性和钎焊性的铁素体系不锈钢。
附图说明
图1是表示钢板中的Si、Al、Ti含量和冷凝水腐蚀试验结果之间的关系的图。
具体实施方式
下面参照附图，就本发明的实施方式进行详细的说明。
本发明人为了提高钎焊性，在各种冷轧条件和冷轧板的退火条件下，制作出了使Al含量或Ti含量降低至各种浓度的钢。然后，对耐蚀性、钎焊性、表面粗糙度以及钎焊热处理前后的晶粒度的变化进行了调查。其结果是，关于钎焊性，通过降低钢中的Al浓度或Ti浓度而得以提高。但是，关于提高对于排气冷凝水的腐蚀性，单纯地使钢中的Al浓度或Ti浓度降低的方法并未表现出效果。通过使Al浓度、Ti浓度和Si浓度的平衡最优化，获得了钎焊性得以提高、而且对于排气冷凝水的耐蚀性得以提高的见解。再者，就影响钎料扩展的几何学上的表面性状进行了详细的研究。结果获得了如下的见解：在轧制方向、与轧制方向垂直的方向和相对于轧制方向倾斜45°的方向的表面粗糙度的平均值较小、且表面粗糙度之差较小的情况下，钎焊性得到进一步提高。另外，还可知通过控制冷轧板的退火条件，控制钢中的Fe2Nb等Laves相的析出状态，钎焊热处理前后的晶粒度的变化减小。下面对发明人的研究结果进行说明。
汽车消音器、排热回收器或EGR冷却器等排气再循环装置因为曝露于排气冷凝水的环境下，因而要求耐蚀性、特别是耐冷凝水腐蚀性。本研究人员等制作出了各种组成的钢板，进行了耐冷凝水腐蚀试验。将横轴设定为钢板中的Si含量、纵轴设定为钢板中的Al/Ti含量比(均为质量％)，其结果如图1所示。在此，冷凝水腐蚀试验的判定基准是：在后述的实施例所使用的试验条件下，将可以确认孔蚀的生长变明显的100μm的最大孔蚀深度设定为边界值。将最大孔蚀深度为100μm以上的钢种评价为C(bad：差)，在图1中用符号“×”标记。将最大孔蚀深度低于100μm的钢种评价为B(good：好)，在图1中用符号“○”标记。图1中的实线表示Al/Ti＝8.4Si－0.78。
由图1可知：在钢中的Al、Ti、Si量(质量％)不满足Al/Ti≥8.4Si－0.78的关系的情况下，耐冷凝水腐蚀性明显降低。由该结果可知：Al、Ti、Si量优选满足Al/Ti≥8.4Si－0.78的关系。
对不满足Al/Ti≥8.4Si－0.78的关系的钢中存在的夹杂物进行了调查，结果可知主要存在Ti系氧化物。另一方面，还可知满足Al/Ti≥8.4Si－0.78的关系的钢中存在的夹杂物主要是Al2O3-MgO。另外，CaO-Al2O3以包围Al2O3的方式沿轧制方向变形而存在。
Ti系氧化物由于是硬质的夹杂物，因而冷轧时不会与基底一起发生变形，容易在夹杂物和基底的界面形成间隙。一般认为所形成的间隙成为孔蚀的起点，从而使钢的耐冷凝水腐蚀性降低。
Al2O3-MgO也是硬质的夹杂物，但由于在周围存在的CaO-Al2O3沿轧制方向发生变形，从而不会在夹杂物和基底的界面形成间隙，一般认为不会使耐冷凝水腐蚀性劣化。
另外，Si由于通过提高Ti的活度而助长了Ti系氧化物的生成，因而特别是在低Al材料(Al量较少的材料)时，优选降低Si含量。
这样，通过满足Al/Ti≥8.4Si－0.78的关系，优先生成不会成为腐蚀起点的Al2O3-MgO夹杂物。但是，Al、Ti、Si是对脱氧有效的元素，为了降低这些元素的量，令人担心会增加钢中的O浓度。这时，通过Mg的添加来进行脱氧，由此可以抑制钢中氧化物的形成，进而抑制耐冷凝水腐蚀性的劣化。
另一方面，为提高钎焊性，必须降低Al、Ti的含量本身。因此，需要降低Al、Ti在钢水中的添加量。在此，如果降低Al添加量，则钢水中的O浓度升高，作为脱S反应的〔S〕+(CaO)→(CaS)+〔O〕就不会进行。因此，在原料中使用低S(S量较少)的铁铬合金，需要预先降低钢水中的S浓度。
另外，表1表示最终道次的冷轧条件和各方向的算术平均粗糙度以及钎焊性之间的关系。表1的钢种No.与后述的表3A～表3D所示的钢种No.相同。钎焊性如以下那样进行了评价。在用后述的方法制作的钢板表面放置0.2g的Ni焊料，在1200℃、5×10-3torr的真空气氛下加热10分钟。接着，冷却到常温，测定加热后的试验片的焊料面积。相对于加热前的焊料面积，将加热后的焊料面积为2.5倍以上的钢种评价为A(excellent:优)。相对于加热前的焊料面积，将加热后的焊料面积为2倍以上且低于2.5倍的钢种评价为B(good：好)。相对于加热前的焊料面积，将加热后的焊料面积低于2倍的钢种评价为C(bad：差)。
由表1可知：在满足以下的条件(1)～(3)的情况下，(RaL+RaC+2RaV)/4或(RaL+RaC－2RaV)/2的绝对值或者两者的值减少，钎焊性得以提高。
(1)将最终道次的冷轧所使用的轧辊的粗糙度设定为#60以上。
(2)将最终道次的压下率设定为15.0％以下。
(3)将最终道次的冷轧速度设定为800m/min以下。
还得知：尤其在满足(RaL+RaC+2RaV)/4≤0.50、且|(RaL+RaC－2RaV)/2|≤0.10的情况下，钎焊性得以提高。优选的是(RaL+RaC+2RaV)/4≤0.30且|(RaL+RaC－2RaV)/2|≤0.05。由于这些指标的值越小越好，因而没有必要设定这些指标的下限值。但是，((RaL+RaC+2RaV)/4在现实中可以实现的最低值为0.02，|RaL+RaC－2RaV)/2|在现实中可以实现的最低值为0.005。
广为人知的是表面粗糙度给予润湿性的影响非常大。但是，不锈钢表面是对于焊料显示出憎水性的表面，关于不锈钢板表面的2维性状和钎焊中使用的焊料之间的关系、以及焊料的扩展性，还有很多不清楚的地方。通过不锈钢表面粗糙化来增加憎水性，因而钎焊性变差。本实施方式中，发现单凭降低一个方向的表面粗糙度，焊料的2维展开不会充分提高，通过控制板面内的多个方向的粗糙度，可以大幅度提高焊料扩展性。
也就是说，通过降低板面内的粗糙度的平均值，同时缩小这些板面内的粗糙度之差，可以使焊料的2维扩展变得容易。具体地说，(RaL+RaC+2RaV)/4是表示3方向的算术平均粗糙度的平均值的指标，|(RaL+RaC－2RaV)/2|是表示3方向的算术平均粗糙度之差的指标。通过将3方向的算术平均粗糙度的平均值设定为0.50以下，且将3方向的算术平均粗糙度之差设定为0.10以下，钎焊性得以提高。
作为减少(RaL+RaC+2RaV)/4以及|(RaL+RaC－2RaV)/2|的值的方法，有规定不锈钢板的制造过程中的冷轧工序的道次规程的方法。在不锈钢板的冷轧工序中，一般采用森吉米尔式多辊轧机进行多道次轧制而制造成规定的板厚。这时，使用矿物油或水溶性油作为润滑油。在本实施方式中，按上述的条件(1)～(3)进行最终道次。也就是说，用轧辊粗糙度为#60以上的轧辊进行最终道次，将最终道次的压下率设定为15.0％以下，并将最终道次的冷轧速度设定为800m/min以下。由此，实现了本实施方式所规定的优选的表面性状。在采用森吉米尔式多辊轧机进行的多道次轧制中，使母材表面的缺陷(喷丸痕、晶界侵蚀沟、酸洗凹坑等)消失，而且通过转印冷轧辊痕而形成平滑表面。
本实施方式所规定的优选的表面性状的特征在于：3方向的算术平均粗糙度的平均值和3方向的算术平均粗糙度之差比规定的值小。如果最终道次所使用的轧辊的表面较粗，则轧辊的磨削痕被转印而使不锈钢表面也变粗，因而最终道次使用#60以上的轧辊。轧辊粗糙度更优选为#80以上。如果轧辊粗糙度超过#1000，则不能预期效果的进一步提高，因而优选将轧辊粗糙度设定为#1000以下。
另外，如果提高最终道次的压下率，则由于轧辊咬入部(roll bite)内的钢板和轧辊的接触弧长变长，因而从轧辊咬入部内难以产生轧制油的排出。如果难以产生轧制油的排出，则因轧辊咬入部内的轧制油而产生静水压，从而在钢板表面容易发生2维的凹陷。由此，RaL+RaC+2RaV)/4及|(RaL+RaC－2RaV)/2|的值容易增大。另外，根据轧制油的量和原板的表面性状的不同，在用较高的压下率进行轧制的情况下，产生被称为热条纹(heat streak)的烧接现象，相反，表面粗糙度变粗。在本实施方式中，促进了轧辊咬入部的轧制油的排出，同时不产生热条纹。由此，特别地降低了轧制方向以外的方向的粗糙度，并减小了各方向的粗糙度之差。因此，优选使最终道次的压下率为15.0％以下。最终道次的压下率更优选为14.5％以下，考虑到生产率和钢板形状，则优选为10.0％以上。最终道次的压下率更优选为12.0％以上。
除此以外，本实施方式的最终道次的轧制速度(冷轧速度)优选设定为800m/min以下。在轧辊咬入部入口，在残留于轧制基材的表面凹陷中积存轧制油，在轧辊咬入部内进行油的排出，从而轧辊痕转印到钢板上。但是，如果轧制速度较快，则由于油的排出时间不足，因而凹陷的消失并不充分，特别是降低凹陷部的粗糙度变得困难。为了充分地排出凹陷部的轧制油，充分地进行平滑轧辊的2维的转印，从而使粗糙度的各向异性减少，优选将最终道次的冷轧速度设定为800m/min以下。最终道次的冷轧速度更优选为600m/min以下，进一步优选为500m/min以下。考虑到生产率、钢板形状、表面光泽，优选为150m/min以上。
此外，关于冷轧的其它条件，可以考虑产品的板厚和表面精轧来设定，在采用作为普通钢用轧机的串列式轧机进行单方向轧制的情况下，可以将本实施方式的条件适用于最终机架。另外，关于轧制油，无论是矿物油还是水溶性油都没关系。
另外，表2表示了冷轧板的退火条件和钎焊热处理前后的结晶粒度号码GSN的关系。表2的钢种No.与在后述的表3A～表3D所示的钢种No.相同。结晶粒度号码如以下那样进行了评价。以能够观察平行于轧制方向的面的方式切断按后述的方法制作的钢板并埋于树脂中。使用光学显微镜并采用切断法测定结晶粒度号码。
表2
由表2可知：在使钢板于650～950℃滞留低于5.0s的情况下，或者使钢板于950～1050℃滞留超过80.0s的情况下，钎焊热处理前后的结晶粒度号码的变化量超过5.0。结晶粒度号码在钎焊热处理前后明显变化招致钎焊热处理前后的不锈钢的机械性质大幅度地变化，由于有可能与部件的故障等的原因相关联，因而优选加以避免。在本实施方式中，钎焊热处理前后的结晶粒度号码的变化量以5.0时为边界，机械性质发生大的变化。因此，优选将钎焊热处理前后的结晶粒度号码的变化量抑制在5.0以下。钎焊热处理前后的结晶粒度号码的变化量更优选为4.0以下。钎焊热处理前后的结晶粒度号码的变化量由于越低越优选，因而没有必要设定下限值。但是，由于使结晶粒度号码的变化量为0是很困难的，因而将下限值优选设定为超过0。
在本实施方式中，发现通过使Fe2Nb等Laves相在钢中微细析出，这些相便作为钉扎因子发挥作用，从而使钎焊热处理前后的晶粒度的变化量减小。该Laves相析出的温度为650～950℃，Laves相溶解的温度为950～1050℃。因此，在冷轧板的退火时，需要在650～950℃的温度区域长时间滞留冷轧板，在950～1050℃的温度区域短时间滞留冷轧板。在本实施方式中，退火的工序优选具有在650～950℃滞留钢板5.0s以上的时间的工序、以及在950～1050℃滞留钢板80.0s以下的时间的工序。由此，发现可以使对晶粒的钉扎有效的微细的Laves相充分析出成为可能。更优选的是，退火的工序具有在650～950℃滞留钢板8.0s(秒)以上的时间的工序、以及在950～1050℃滞留钢板60.0s(秒)以下的时间的工序。另外，考虑到生产率，在650～950℃滞留钢板的时间优选为50s以下。考虑到适当地使冷轧后的组织再结晶，在950～1050℃滞留钢板的时间优选为10s以上。
下面就本实施方式中规定的钢的化学组成进行进一步详细的说明。此外，％是指质量％。
C：C由于降低耐晶界腐蚀性、加工性，因而需要将其含量抑制在较低的水平。因此，设定为0.030％以下。然而，过度地降低C量将促进钎焊时的晶粒粗大化，且使精炼成本上升，因而优选将C量设定为0.001％以上。C量更优选为0.004～0.020％。
Si：Si作为脱氧元素是有用的，但是，通过提高Ti的活度而助长硬质的Ti系氧化物的生成。因此，将其含量设定为0.01～1.00％。Si量更优选为0.10～0.60％。
Mn：Mn作为脱氧元素是有用的，但是，如果含有过剩量的Mn，则使耐蚀性劣化，因而将Mn量设定为0.01～2.00％。Mn量更优选为0.10～1.00％。
P：P是使加工性、焊接性劣化的元素，需要限制其含量。因此，将P量设定为0.050％以下。P量更优选为0.030％以下。
S：S由于是使耐蚀性劣化的元素，因而需要限制其含量。因此，将S量设定为0.0100％以下。S量更优选为0.0050％以下。
Cr：作为设想的腐蚀环境，可以列举出大气环境、冷却水环境、排气冷凝水环境等。在确保这样的环境下的耐蚀性方面，至少需要11.0％以上的Cr。越增加Cr的含量，耐蚀性越提高，但由于使加工性、制造性降低，将Cr量的上限设定为30.0％以下。Cr量更优选为15.0～23.0％。
Mo：因为提高耐冷凝水腐蚀性，所以需要0.01％以上的Mo。但是，过剩量的Mo的添加使加工性劣化，同时因昂贵而招致成本上升，因而将Mo量设定为3.00％以下。Mo更优选为0.10～2.50％。
Ti：Ti在表面形成润湿性较低的氧化膜，从而使钎焊性降低。因此，将Ti的含量设定为0.001～0.050％。Ti量更优选为0.001～0.030％。
Al：Al具有脱氧效果等，是对精炼有用的元素，而且具有提高成形性的效果。为了稳定地获得该效果，优选含有0.001％以上的Al。然而，如果含有大量的Al，则在表面形成润湿性较低的氧化膜，从而妨碍钎焊性。因此，将Al量设定为0.030％以下。Al量更优选为0.001～0.015％。
Nb：通过Nb的碳氮化物而抑制钎焊时因加热引起的晶粒粗大化，从而抑制构件强度的降低，从这样的角度考虑，Nb是重要的元素。另外，在高温强度的提高和焊接区的耐晶界腐蚀性的提高方面是有用的，但过剩量的Nb的添加由于使加工性和制造性降低，因而将Nb量设定为0.010～1.000％。Nb量更优选为0.100～0.600％。
O：O是不锈钢中不可避免地含有的元素。在本实施方式中，没有必要特别限定O的含量。但是，如果在不锈钢的母材中存在O，则可能导致O形成氧化物等夹杂物，存在使延展性和耐蚀性等各种特性降低的可能性。因此，优选将O的含量抑制在0.020％以下。O量更优选为0.010％以下。
N：N是对耐孔蚀性有用的元素，但由于使耐晶界腐蚀性、加工性降低，因而需要将其含量抑制在较低的水平。因此，将N量设定为0.050％以下。N量更优选为0.030％以下。
以上是本实施方式的铁素体系不锈钢成为基本的化学组成，但本实施方式可以进一步根据需要含有如下的元素。
Ni：在提高耐蚀性方面，能够以3.00％以下的量含有Ni。能够得到稳定效果的是0.01％以上的Ni量。Ni量更优选为0.05～2.00％。
Cu：在提高耐蚀性方面，能够以1.500％以下的量含有Cu。能够得到稳定效果的是0.050％以上的Cu量。Cu量更优选为0.100～1.000％。
W：在提高耐蚀性方面，能够以1.000％以下的量含有W。能够得到稳定效果的是0.010％以上的W量。W量更优选为0.020～0.800％。
V：在提高耐蚀性方面，能够以0.300％以下的量含有V。能够得到稳定效果的是0.010％以上的V量。V量更优选为0.020～0.050％。
Sn：在提高耐蚀性方面，能够根据需要以0.500％以下的量含有Sn。在含有的情况下，Sn量优选为能够得到稳定效果的0.005％以上。Sn量更优选为0.01～0.300％。
Sb：在提高耐全面腐蚀性方面，能够根据需要以0.5000％以下的量含有Sb。在含有的情况下，Sb量优选为能够得到稳定效果的0.0050％以上。Sb量更优选为0.0100～0.3000％。
Mg：Mg是具有脱氧效果等、在精炼上有用的元素，而且Mg在细化组织、在加工性、韧性的提高方面也是有用的，能够根据需要以0.0030％以下的量含有Mg。在含有的情况下，Mg量优选为能够得到稳定效果的0.0001％以上。Mg量更优选为0.0001～0.001％。
此外，Ni、Cu、W、V、Sn、Sb、Mg之中的1种或2种以上的总计从成本提高等方面考虑，优选为6％以下。
B：B在提高2次加工性方面是有用的元素，能够以0.0030％以下的量含有B。在含有的情况下，B量优选为能够得到稳定效果的0.0002％以上。B量更优选为0.0005～0.0010％。
Ca：Ca为了脱硫而添加，但如果添加过剩量的Ca，则生成水溶性的夹杂物CaS，从而使耐蚀性降低。因此，能够以0.0002～0.0100％的量添加Ca。Ca量更优选为0.0002～0.0050％。
Zr：由于提高耐蚀性，因而能够根据需要以0.300％以下的量含有Zr。在含有的情况下，Zr量优选为能够得到稳定效果的0.010％以上。Zr量更优选为0.020～0.200％。
Co：由于提高二次加工性和韧性，因而能够根据需要以0.300％以下的量含有Co。在含有的情况下，Co量优选为能够得到稳定效果的0.010％以上。Co量更优选为0.020～0.200％。
Ga：由于提高耐蚀性和耐氢脆性，因而能够根据需要以0.0100％以下的量含有Ga。在含有的情况下，Ga量优选为能够得到稳定效果的0.0001％以上。Ga量更优选为0.0005～0.0050％。
Ta：由于提高耐蚀性，因而能够根据需要以0.0100％以下的量含有Ta。在含有的情况下，Ta量优选为能够得到稳定效果的0.0001％以上。Ta量更优选为0.0005～0.0050％。
REM：由于有脱氧效果等，因而是在精炼方面有用的元素，能够根据需要以0.200％以下的量含有REM。在含有的情况下，REM量优选为能够得到稳定效果的0.001％以上。REM量更优选为0.002～0.100％。
在此，REM(稀土类元素)根据通常的定义，是指钪(Sc)、钇(Y)这2种元素、和从镧(La)到镥(Lu)的15种元素(镧系元素)的总称。REM为选自这些稀土类元素之中的1种以上，所谓REM的量，是指稀土类元素的总计量。
在本实施方式的制造方法中，基本上适用制造由铁素体系不锈钢构成的钢板的一般方法。例如，采用转炉或电炉形成具有上述化学组成的钢水，用AOD炉或VOD炉等进行精炼。之后，采用连铸法或铸锭法形成钢坯，接着，经过热轧-热轧板的退火-酸洗-冷轧-最终退火-酸洗的工序，制造本实施方式的铁素体系不锈钢。根据需要，也可以省略热轧板的退火，或者也可以反复进行冷轧-最终退火-酸洗。
但如前所述，为了控制表面粗糙度，在冷轧工序中，优选在最终道次使用轧辊粗糙度为#60以上的轧辊，将最终道次的压下率设定为15.0％以下，且将最终道次的冷轧速度设定为800m/min以下的条件下进行轧制。另外，为了在钢中析出Fe2Nb等Laves相，冷轧板的退火工序优选具有在650～950℃滞留钢板5.0s以上的工序、以及在950～1050℃滞留钢板80.0s以下的工序。也就是说，在退火工序中，优选将在650～950℃滞留钢板的时间设定为5.0s以上，且将在950～1050℃滞留钢板的时间设定为80.0s以下。
实施例
根据实施例，就本发明进行更详细的说明。
溶炼组成如表3A和表3B所示的钢，实施热轧直至板厚为4mm，在1050℃下进行1分钟的退火，接着实施酸洗。之后，进行冷轧直至板厚为1mm。特别地，冷轧的最终道次的轧辊粗糙度、压下率、冷轧速度在表3C所示的条件下分别进行。冷轧板的退火如表3C所示，分别控制650～950℃的滞留时间和950～1050℃的滞留时间来进行。
之后，从制作的钢板中切出宽度和长度两者为100mm试验片。使用表面粗糙度形状测量仪对轧制方向(L方向)、与轧制方向垂直的方向(C方向)、相对于轧制方向倾斜45°的方向(V方向)这些各个方向的钢表面的算术平均粗糙度进行了测定。测定长度为4.0mm，测定速度为0.30mm/s，截止波长为0.8mm。在各方向上，将3次测定结果的平均值作为该方向的算术平均粗糙度。
另外，以能够观察平行于轧制方向的面的方式切断制作的钢板并埋于树脂中。使用切断法对结晶粒度号码(GSN)进行了测定。
另外，从制造的钢板中切出宽度60mm、长度100mm的试验片，在表面放置0.2g的Ni焊料，在1200℃、5×10-3torr的真空气氛下加热10分钟。随后，冷却到常温，测定加热后的试验片表面的焊料面积。将相对于加热前的焊料面积，加热后的焊料面积为2.5倍以上的钢种评价为A(excellent)。将相对于加热前的焊料面积，加热后的焊料面积为2倍以上且低于2.5倍的钢种评价为B(good)。将相对于加热前的焊料面积，加热后的焊料面积低于2倍的钢种评价为C(bad)。之后，以能够观察平行于轧制方向的面的方式切断钎焊热处理过的钢板并埋于树脂中。接着，使用切断法对结晶粒度号码(GSN)进行了测定。
另外，从冷轧钢板中切出宽度25mm、长度100mm的试验片，随后，用直至#600的金刚砂纸对试验片的整个表面进行湿式研磨。采用半浸渍试验对试验片进行了评价。
半浸渍试验中使用的模拟冷凝水如以下那样进行制作。作为试剂，使用盐酸、硫酸、亚硫酸铵，制作出含有300ppmCl-+1000ppmSO4 2-+1000ppmSO3 2-的水溶液。试剂添加后，使用氨水调整为pH2.0，从而得到模拟冷凝水。调整夹具使试验片的大概一半以大约55°的角度浸渍于模拟冷凝水中。使用该夹具，使试验片半浸渍在加热到80℃的模拟冷凝水中。试验进行168小时，平常每天更新溶液。
在腐蚀评价中使用最大孔蚀深度。试验结束后，用柠檬酸二氢铵水溶液除去腐蚀产物，采用焦点深度法对试验片腐蚀最深的部位的深度进行了测定。关于半浸渍试验的判定基准，以在该试验条件下被确认孔蚀生长变得显著的100μm设定为边界值。将最大侵蚀深度低于100μm的钢种评价为B(good)。将最大孔蚀深度在100μm以上的钢种评价为C(bad)。
另外，从该钢板上制作出L断面观察用的埋于树脂中的样品。实施镜面研磨，随后用SEM进行观察，用EDS(Energy Dispersive X-ray Spectroscopy：能量分散型X射线光谱法)进行夹杂物的组成分析。其结果如表3D和表3E所示。在此，所谓EDS，是指在样品上照射电子射线，对产生的特性X射线进行检测，并根据其能量和强度，研究构成物体的元素和浓度的元素分析手法。
表3C
在表3D和表3E中示出了试验结果。由表3D可知，在本发明例的钢中，钎焊性和耐冷凝水腐蚀性两者都优良。另外，从表3E还可知，在成分偏离本实施方式的情况下，除了Al或Ti的量发生偏离的情况外，耐冷凝水腐蚀性劣化。另一方面还可知，在Al或Ti的量发生偏离的情况下，钎焊性变差。另外还可知，各成分的量即使在本实施方式的范围内，在含有的Al、Ti和Si的量不满足Al/Ti≥8.4Si－0.78的关系时，硬质的Ti系氧化物在钢中生成，在夹杂物/基底界面形成成为孔蚀起点的间隙，从而使耐冷凝水腐蚀性劣化。
另外，在本发明例的钢种No.A1～A14中，将最终冷轧(冷轧的最终道次)使用的轧辊的粗糙度设定为#60以上，将最终道次的压下率设定为15.0％以下，且将最终道次P的冷轧速度设定为800m/min以下。可知在该条件下制作的钢种满足(RaL+RaC+2RaV)/4≤0.50、|RaL+RaC－2RaV)/2|≤0.10这两者，钎焊性变得更加良好。另外，本发明例的钢种No.A1～A14在冷轧板的退火工序中，将650～950℃的钢板的滞留时间设定为5.0s以上，且将950～1050℃的钢板的滞留时间设定为80.0s以下。还可知在该条件下制造的钢种中，钎焊热处理前后的结晶粒度号码的变化量为5.0以下。
产业上的可利用性
本发明的耐排气冷凝水腐蚀性优良的铁素体系不锈钢适合作为使用于汽车消音器和排除热回收器、EGR(Exhaust Gas Recirculation)冷却器等排气再循环装置的构件。

Claims (15)

1.一种耐排气冷凝水腐蚀性和钎焊性优良的铁素体系不锈钢，其特征在于：以质量％计，含有：
C：0.001～0.030％，
Si：0.23～1.00％，
Mn：0.01～2.00％，
P：0.050％以下，
S：0.0100％以下，
Cr：11.0～30.0％，
Mo：0.01～3.00％，
Ti：0.001～0.050％，
Al：0.001～0.014％，
Nb：0.010～1.000％，
N：0.050％以下，以及
Sn：0.005～0.500％，
剩余部分包括Fe和不可避免的杂质；而且上述以质量％计的Al量、Ti量和Si量满足Al/Ti≥8.4Si－0.78。
2.根据权利要求1所述的耐排气冷凝水腐蚀性和钎焊性优良的铁素体系不锈钢，其特征在于：以质量％计，进一步含有：
Ni：0.01～0.25％，
Cu：0.050～1.500％，
W：0.010～1.000％，
V：0.010～0.300％，
Sb：0.0050～0.5000％，以及
Mg：0.0001～0.0030％之中的任1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的耐排气冷凝水腐蚀性和钎焊性优良的铁素体系不锈钢，其特征在于：以质量％计，进一步含有：
B：0.0002～0.0030％，
Ca：0.0002～0.0100％，
Zr：0.010～0.300％，
Co：0.010～0.300％，
Ga：0.0001～0.0100％，
Ta：0.0001～0.0100％，以及
REM：0.001～0.200％之中的任1种或2种以上。
4.一种耐排气冷凝水腐蚀性和钎焊性优良的铁素体系不锈钢，其特征在于：以质量％计，含有：
C：0.001～0.030％，
Si：0.01～1.00％，
Mn：0.01～2.00％，
P：0.050％以下，
S：0.0100％以下，
Cr：11.0～30.0％，
Mo：0.01～3.00％，
Ti：0.001～0.050％，
Al：0.001～0.030％，
Nb：0.010～1.000％，以及
N：0.050％以下，
剩余部分包括Fe和不可避免的杂质；而且上述以质量％计的Al量、Ti量和Si量满足Al/Ti≥8.4Si－0.78；
在将轧制方向设定为L方向、与轧制方向垂直的方向设定为C方向、相对于轧制方向倾斜45°的方向设定为V方向，将各自方向的钢表面的算术平均粗糙度分别设定为以μm为单位的RaL、RaC、RaV时，满足(RaL+RaC+2RaV)/4≤0.50而且|(RaL+RaC－2RaV)/2|≤0.10。
5.根据权利要求4所述的耐排气冷凝水腐蚀性和钎焊性优良的铁素体系不锈钢，其特征在于：以质量％计，进一步含有：
Ni：0.01～3.00％，
Cu：0.050～1.500％，
W：0.010～1.000％，
V：0.010～0.300％，
Sn：0.005～0.500％，
Sb：0.0050～0.5000％，以及
Mg：0.0001～0.0030％之中的任1种或2种以上。
6.根据权利要求4或5所述的耐排气冷凝水腐蚀性和钎焊性优良的铁素体系不锈钢，其特征在于：以质量％计，进一步含有：
B：0.0002～0.0030％，
Ca：0.0002～0.0100％，
Zr：0.010～0.300％，
Co：0.010～0.300％，
Ga：0.0001～0.0100％，
Ta：0.0001～0.0100％，以及
REM：0.001～0.200％之中的任1种或2种以上。
7.根据权利要求4或5所述的耐排气冷凝水腐蚀性和钎焊性优良的铁素体系不锈钢，其特征在于：在50Pa以下的真空气氛中，在1150℃进行10分钟热处理前后的结晶粒度号码GSN的变化量为5.0以下。
8.根据权利要求6所述的耐排气冷凝水腐蚀性和钎焊性优良的铁素体系不锈钢，其特征在于：在50Pa以下的真空气氛中，在1150℃进行10分钟热处理前后的结晶粒度号码GSN的变化量为5.0以下。
9.根据权利要求1、2、4以及5中任一项所述的耐排气冷凝水腐蚀性和钎焊性优良的铁素体系不锈钢，其在曝露于排气冷凝水环境下的作为汽车部件的汽车消音器、排热回收器或EGR冷却器中使用。
10.根据权利要求3所述的耐排气冷凝水腐蚀性和钎焊性优良的铁素体系不锈钢，其在曝露于排气冷凝水环境下的作为汽车部件的汽车消音器、排热回收器或EGR冷却器中使用。
11.根据权利要求6所述的耐排气冷凝水腐蚀性和钎焊性优良的铁素体系不锈钢，其在曝露于排气冷凝水环境下的作为汽车部件的汽车消音器、排热回收器或EGR冷却器中使用。
12.根据权利要求7所述的耐排气冷凝水腐蚀性和钎焊性优良的铁素体系不锈钢，其在曝露于排气冷凝水环境下的作为汽车部件的汽车消音器、排热回收器或EGR冷却器中使用。
13.根据权利要求8所述的耐排气冷凝水腐蚀性和钎焊性优良的铁素体系不锈钢，其在曝露于排气冷凝水环境下的作为汽车部件的汽车消音器、排热回收器或EGR冷却器中使用。
14.一种耐排气冷凝水腐蚀性和钎焊性优良的铁素体系不锈钢的制造方法，其特征在于：
包括对具有权利要求4～6中任一项所述的化学成分的钢进行冷轧的工序；
在所述冷轧工序中，最终道次在使用轧辊粗糙度为#60以上的轧辊，将最终道次的压下率设定为15.0％以下、最终道次的冷轧速度设定为800m/min以下的条件下进行轧制。
15.根据权利要求14所述的耐排气冷凝水腐蚀性和钎焊性优良的铁素体系不锈钢的制造方法，其特征在于：
进一步包括对所述冷轧后的钢板进行退火的工序；
所述退火的工序具有将所述钢板在650～950℃滞留5.0s以上的工序、以及将所述钢板在950～1050℃滞留80.0s以下的工序。
CN201580047756.4A 2014-10-31 2015-10-30 耐排气冷凝水腐蚀性和钎焊性优良的铁素体系不锈钢及其制造方法 Active CN106715741B (zh)

Applications Claiming Priority (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2014-222201 2014-10-31
JP2014222201 2014-10-31
JP2015210741A JP6159775B2 (ja) 2014-10-31 2015-10-27 耐排ガス凝縮水腐食性とろう付け性に優れたフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法
JP2015-210741 2015-10-27
PCT/JP2015/080751 WO2016068291A1 (ja) 2014-10-31 2015-10-30 耐排ガス凝縮水腐食性とろう付け性に優れたフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN106715741A CN106715741A (zh) 2017-05-24
CN106715741B true CN106715741B (zh) 2019-03-01

Family

ID=56017746

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201580047756.4A Active CN106715741B (zh) 2014-10-31 2015-10-30 耐排气冷凝水腐蚀性和钎焊性优良的铁素体系不锈钢及其制造方法

Country Status (5)

Country Link
US (2) US20170275723A1 (zh)
JP (1) JP6159775B2 (zh)
KR (2) KR101959149B1 (zh)
CN (1) CN106715741B (zh)
MX (1) MX2017002911A (zh)

Families Citing this family (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101631018B1 (ko) * 2015-02-27 2016-06-16 주식회사 포스코 내입계부식성이 우수한 페라이트계 스테인리스강
WO2018043310A1 (ja) * 2016-09-02 2018-03-08 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼
KR102234326B1 (ko) * 2016-09-02 2021-03-30 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 페라이트계 스테인리스강
JP6493440B2 (ja) * 2016-09-15 2019-04-03 Ｊｆｅスチール株式会社 熱交換器の熱交換部用フェライト系ステンレス鋼板
KR101835021B1 (ko) 2016-09-28 2018-03-09 주식회사 포스코 카본 슬러지 흡착이 저감된 배기계 열교환기용 페라이트계 스테인리스강 및 이의 제조 방법
KR101835003B1 (ko) * 2016-09-28 2018-04-20 주식회사 포스코 흡음성이 우수한 배기계 열교환기용 페라이트계 스테인리스강 및 이의 제조 방법
BR112019013803A2 (pt) 2017-01-13 2020-01-21 Jfe Steel Corp tubo de aço inoxidável sem costura de alta resistência e método de produção do mesmo
WO2018147149A1 (ja) * 2017-02-08 2018-08-16 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼板
WO2018155041A1 (ja) 2017-02-24 2018-08-30 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用高強度ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
JP2018165394A (ja) * 2017-03-28 2018-10-25 日新製鋼株式会社 拭き取り性に優れたステンレス鋼板
JP6517371B2 (ja) * 2017-05-26 2019-05-22 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼
KR101964316B1 (ko) * 2017-09-01 2019-08-07 주식회사포스코 흡음성이 우수한 배기계 열교환기용 페라이트계 스테인리스강 및 이의 제조 방법
CN107541662A (zh) * 2017-09-29 2018-01-05 江苏理工学院 一种耐腐蚀的铁素体不锈钢合金材料及其制备方法
MX2020008492A (es) * 2018-02-14 2020-09-25 Jfe Steel Corp Acero inoxidable ferritico.
JP7009278B2 (ja) * 2018-03-26 2022-02-10 日鉄ステンレス株式会社 耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板および排気部品とその製造方法
TWI801538B (zh) * 2018-03-27 2023-05-11 日商日鐵不銹鋼股份有限公司 肥粒鐵系不鏽鋼及其製造方法、肥粒鐵系不鏽鋼板及其製造方法、以及燃料電池用構件
JP7246145B2 (ja) * 2018-07-13 2023-03-27 日鉄ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼
CN110756812B (zh) * 2019-10-25 2021-10-26 安徽省新方尊自动化科技有限公司 一种基于钎焊的通孔泡沫铝生产工艺
CN111705272A (zh) * 2020-05-28 2020-09-25 王铁 一种低成本高性能耐蚀泵阀用铁素体不锈钢及其制备方法
CN113462973A (zh) * 2021-06-23 2021-10-01 上汽通用汽车有限公司 用于汽车排气系统的不锈钢材料及汽车排气系统
WO2023276411A1 (ja) 2021-06-28 2023-01-05 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼
KR20240000556A (ko) 2021-06-28 2024-01-02 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 페라이트계 스테인리스강
CN116043115B (zh) * 2023-01-31 2024-05-14 马鞍山钢铁股份有限公司 一种高铁制动盘用抗冷热疲劳锻钢及其热处理方法和生产方法

Family Cites Families (42)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2857767B2 (ja) 1989-06-17 1999-02-17 新日本製鐵株式会社 粗面仕上金属箔および自動車の排ガス触媒担体
JP2960646B2 (ja) * 1994-03-30 1999-10-12 川崎製鉄株式会社 加工性、耐食性および表面性状に優れたフェライト系ステンレス鋼帯の製造方法
JP3018913B2 (ja) * 1994-08-23 2000-03-13 住友金属工業株式会社 耐食性に優れた自動車排気系機器用フェライトステンレス鋼板の製造方法
JP2952660B2 (ja) * 1996-09-05 1999-09-27 日新製鋼株式会社 太陽電池基板用ステンレス鋼の製造方法、太陽電池用基板，太陽電池及び太陽電池の製造方法
GB2335439A (en) 1998-03-18 1999-09-22 Johnson Matthey Plc Improved stainless steels
JP2001026855A (ja) * 1999-07-14 2001-01-30 Nisshin Steel Co Ltd 自己ろう付け性に優れたニッケルろう被覆ステンレス鋼板の製造方法
JP3350499B2 (ja) 2000-01-20 2002-11-25 新日本製鐵株式会社 波付加工性の良い粗面仕上金属箔及び排ガス浄化用触媒担体
JP3601512B2 (ja) 2000-12-22 2004-12-15 Ｊｆｅスチール株式会社 燃料タンク・燃料パイプ用フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
US6786981B2 (en) 2000-12-22 2004-09-07 Jfe Steel Corporation Ferritic stainless steel sheet for fuel tank and fuel pipe
JP2004323907A (ja) 2003-04-24 2004-11-18 Nippon Steel Corp 耐初期錆び性に優れた自動車排気系部材用フェライト系ステンレス鋼
EP1818421A1 (fr) 2006-02-08 2007-08-15 UGINE & ALZ FRANCE Acier inoxydable ferritique dit à 19% de chrome stabilisé au niobium
JP4727601B2 (ja) * 2007-02-06 2011-07-20 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐すきま腐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼
JP5109604B2 (ja) * 2007-05-31 2012-12-26 Ｊｆｅスチール株式会社 耐隙間腐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼板
WO2009041430A1 (ja) * 2007-09-27 2009-04-02 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation 耐流れさび性に優れるフェライト系ステンレス鋼
JP5788946B2 (ja) 2007-12-28 2015-10-07 新日鐵住金ステンレス株式会社 ろう付け性に優れたろう付け接合により組み立てられる部材用フェライト系ステンレス鋼
JP5390175B2 (ja) 2007-12-28 2014-01-15 新日鐵住金ステンレス株式会社 ろう付け性に優れたフェライト系ステンレス鋼
JP5264199B2 (ja) 2008-01-28 2013-08-14 日新製鋼株式会社 フェライト系ステンレス鋼を用いたｅｇｒクーラー
JP5274047B2 (ja) 2008-02-23 2013-08-28 日新製鋼株式会社 フェライト系ステンレス鋼材およびその製造方法並びに自動車マフラー
JP4386144B2 (ja) 2008-03-07 2009-12-16 Ｊｆｅスチール株式会社 耐熱性に優れるフェライト系ステンレス鋼
JP5274074B2 (ja) 2008-03-28 2013-08-28 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐酸化性に優れた耐熱性フェライト系ステンレス鋼板
JP5420292B2 (ja) * 2008-05-12 2014-02-19 日新製鋼株式会社 フェライト系ステンレス鋼
JP5311942B2 (ja) * 2008-09-10 2013-10-09 日新製鋼株式会社 ろう付け用ステンレス鋼
JP5462583B2 (ja) * 2008-10-24 2014-04-02 新日鐵住金ステンレス株式会社 Ｅｇｒクーラ用フェライト系ステンレス鋼板
JP4624473B2 (ja) * 2008-12-09 2011-02-02 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐銹性に優れた高純度フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法
JP5676896B2 (ja) 2009-03-27 2015-02-25 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐局部腐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼
JP5349153B2 (ja) 2009-06-15 2013-11-20 日新製鋼株式会社 ろう付け用フェライト系ステンレス鋼材および熱交換器部材
JP2011157616A (ja) * 2010-02-03 2011-08-18 Nisshin Steel Co Ltd ろう付け用フェライト系ステンレス鋼
JP5704823B2 (ja) 2010-02-25 2015-04-22 日新製鋼株式会社 高温での耐酸化性に優れた希土類金属無添加のフェライト系ステンレス鋼
JP5586279B2 (ja) * 2010-03-15 2014-09-10 新日鐵住金ステンレス株式会社 自動車排気系部材用フェライト系ステンレス鋼
EP2554701B1 (en) 2010-03-29 2016-06-29 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Ferritic stainless steel sheet superior in surface glossiness and corrosion resistance and method for producing same
JP5609571B2 (ja) 2010-11-11 2014-10-22 Ｊｆｅスチール株式会社 耐酸化性に優れたフェライト系ステンレス鋼
JP6084769B2 (ja) 2010-12-21 2017-02-22 新日鐵住金ステンレス株式会社 給油管およびその製造方法
JP2012177157A (ja) 2011-02-25 2012-09-13 Jfe Steel Corp 固体高分子形燃料電池セパレータ用ステンレス鋼およびその製造方法
JP5709594B2 (ja) * 2011-03-14 2015-04-30 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐銹性と防眩性に優れた高純度フェライト系ステンレス鋼板
JP6050701B2 (ja) * 2012-03-01 2016-12-21 新日鐵住金ステンレス株式会社 外装パネル用フェライト系ステンレス鋼板
JP5614423B2 (ja) 2012-03-29 2014-10-29 三菱マテリアル株式会社 パワーモジュール用基板及びその製造方法
KR101690441B1 (ko) 2012-10-30 2016-12-27 닛폰 스틸 앤드 스미킨 스테인레스 스틸 코포레이션 내열성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강판
KR101485641B1 (ko) * 2012-12-24 2015-01-22 주식회사 포스코 내응축수 부식특성 및 성형성이 우수한 자동차 배기계용 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
JP6166540B2 (ja) 2013-01-28 2017-07-19 新日鐵住金ステンレス株式会社 高温プレス成形に適する自動車排気系部材用のフェライト系ステンレス鋼板およびフェライト系ステンレス鋼成形部品の製造方法
CN105074035B (zh) 2013-03-27 2018-02-16 新日铁住金不锈钢株式会社 研磨后的表面耐蚀性优异的铁素体系不锈钢及其制造方法
US10385429B2 (en) * 2013-03-27 2019-08-20 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Hot-rolled ferritic stainless-steel plate, process for producing same, and steel strip
JP6302690B2 (ja) 2014-02-04 2018-03-28 新日鐵住金ステンレス株式会社 研磨後の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼

Also Published As

Publication number Publication date
US10752973B2 (en) 2020-08-25
JP2016089272A (ja) 2016-05-23
KR102037643B1 (ko) 2019-10-28
KR101959149B1 (ko) 2019-03-15
US20170275723A1 (en) 2017-09-28
US20190226047A1 (en) 2019-07-25
KR20170037663A (ko) 2017-04-04
MX2017002911A (es) 2017-05-30
JP6159775B2 (ja) 2017-07-05
CN106715741A (zh) 2017-05-24
KR20190010747A (ko) 2019-01-30

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN106715741B (zh) 耐排气冷凝水腐蚀性和钎焊性优良的铁素体系不锈钢及其制造方法
TWI390048B (zh) 耐硫酸腐蝕性優異之肥粒鐵系不鏽鋼鋼板及其製造方法
KR102206415B1 (ko) 페라이트계 스테인리스강
JP6552385B2 (ja) 耐熱性と加工性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板とその製造方法、および当該ステンレス鋼製排気部品
JP6583517B2 (ja) フェライト系ステンレス鋼
CN104968818B (zh) 耐热性优良的铁素体系不锈钢板
KR101598742B1 (ko) 내스케일 박리성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법
US20200002779A1 (en) Hot-rolled ferritic stainless steel sheet and method for manufacturing same
EP3214198B1 (en) Ferrite-based stainless steel with high resistance to corrosiveness caused by exhaust gas and condensation and high brazing properties and method for manufacturing same
JP7050520B2 (ja) 排気部品用オーステナイト系ステンレス鋼板および排気部品ならびに排気部品用オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法
JP6866241B2 (ja) オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法、ならびに排気部品
JP3932020B2 (ja) 深絞り性に優れ面内異方性の小さいフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法
TWI645051B (zh) 肥粒鐵系不鏽鋼
CN110312812A (zh) 铁素体系不锈钢和汽车排气路径部件用铁素体系不锈钢
TWI718712B (zh) 肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板及其製造方法
CN110073025A (zh) 具有改善的耐热性和耐冷凝物腐蚀性的汽车排气系统用铁素体不锈钢及其制造方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant
CP01 Change in the name or title of a patent holder
CP01 Change in the name or title of a patent holder

Address after: Tokyo, Japan

Patentee after: NIPPON STEEL & SUMIKIN STAINLESS STEEL Corp.

Address before: Tokyo, Japan

Patentee before: Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp.