DE60303472T2 - Ferritic stainless steel for exhaust parts with good ductility, good high temperature strength, good oxidation resistance and good toughness at lower temperatures - Google Patents

Ferritic stainless steel for exhaust parts with good ductility, good high temperature strength, good oxidation resistance and good toughness at lower temperatures Download PDF

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Description

Hintergrund der Erfindungbackground the invention

Gebiet der ErfindungTerritory of invention

Diese Erfindung bezieht sich auf ein ferritisches Stahlblech, welches gleichzeitig bezüglich der Umformbarkeit, wie beispielsweise der Tiefziehbarkeit, der Streckformbarkeit und genauso der Hochtemperaturfestigkeit, der Hochtemperaturoxidationsbeständigkeit und der Niedertemperaturzähigkeit verbessert ist, und insbesondere auf ein Stahlblech, welches in einer Hochtemperaturatmosphäre von 800-900°C anwendbar ist, welches zur Anwendung in Abgasdurchlasskomponenten eines Automobilmotors geeignet ist.These The invention relates to a ferritic steel sheet, which at the same time formability, such as deep drawability, stretch formability and also high-temperature strength, high-temperature oxidation resistance and the low temperature toughness is improved, and in particular to a steel sheet, which in a high temperature atmosphere from 800-900 ° C which is applicable for use in exhaust gas passage components an automotive engine is suitable.

Technischer Hintergrundtechnical background

Da ferritische rostfreie Stähle einen kleineren thermischen Ausdehnungskoeffizienten haben als austenitische rostfreie Stähle, und da sie hervorragende thermische Ermüdungseigenschaften und Hochtemperaturoxidationseigenschaften haben, werden sie als wärmebeständige Materialien bei Anwendungen verwendet, wo thermische Spannungen ein wichtiger Punkt sind. Typische Anwendungen weisen Abgasdurchlasskomponenten eines Automobilmotors auf, wie beispielsweise Abgassammelleitungen, vordere Rohre bzw. Ausleitungsrohre, Außenzylinder von Katalysatorträgern, mittlere Rohre, Schalldämpfer und Endrohre.There Ferritic stainless steels have a smaller thermal expansion coefficient than austenitic stainless steels, and because they have excellent thermal fatigue properties and high temperature oxidation properties They are used as heat-resistant materials used in applications where thermal stresses are more important Point are. Typical applications include exhaust passage components an automotive engine, such as exhaust manifolds, Front pipes or discharge pipes, outer cylinders of catalyst supports, middle Pipes, silencers and tailpipes.

Ein Trend, der in neueren Automobilmotoren zu sehen ist, ist, die Abgastemperatur zu steigern, um den Abgasreinigungswirkungsgrad und die Ausgabe zu verbessern. Dies hat die Notwendigkeit von hoher Wärmebeständigkeit (Hochtemperaturfestigkeit und Hochtemperaturoxidationsbeständigkeit) insbesondere bei der Auslasssammelleitung, dem vorderen Rohr, dem äußeren Zylinder des Katalysatorträgers und bei anderen Komponenten nahe dem Motor vergrößert. Eine Tendenz, dass die Form von Abgasdurchlasskomponenten komplizierter wird, hat sich auch in letzter Zeit gezeigt. Dies ist insbesondere bei der Auslasssammelleitung und dem äußeren Zy linder des Katalysatorträgers zu bemerken, die in komplexen Konfigurationen durch verschiedene Verfahren geformt werden, was mechanisches Pressen, Servo-Pressen, Drücken und Hydro-Formgebung mit einschließt. Es ist daher nicht ausreichend, dass die bei diesen Komponenten verwendeten Materialien nur bei der Strecklängung und bei der Biegefähigkeit gut sind. Sie müssen nun auch hervorragend bei Formgebungsvorgängen sein, wie typischerweise der Tiefziehbarkeit und der Streckformbarkeit, und die Ebenenanisotropie ihrer Bearbeitbarkeit muss klein sein. Zusätzlich müssen sie auch hervorragend bei der Niedertemperaturzähigkeit sein, und zwar aufgrund der Tatsache, dass Überlegungen bezüglich der Verhinderung von duktilen Dehnstreifen und Sprödrissbildung während der sekundären und tertiären Bearbeitung angestellt werden müssen. Darüber hinaus kann die Wärmebeständigkeit nicht im Interesse der Verbesserung der Umformbarkeit und der Niedertemperaturzähigkeit geopfert werden, weil eine größere Komplexität der Form die Wahrscheinlichkeit vergrößert, dass thermische Ermüdungsbrüche auftreten, und zwar aufgrund der Konzentration von thermischen Spannungen an einer einzigen Stelle während des Startens und Stoppens des Motors, und weil dies auch die Empfindlichkeit für eine abnorme Oxidation steigert, die dadurch verursacht wird, dass die Materialtemperatur lokal ansteigt.One Trend that can be seen in newer automotive engines is the exhaust gas temperature to increase the emission control efficiency and the output to improve. This has the necessity of high heat resistance (High-temperature strength and high-temperature oxidation resistance) especially at the exhaust manifold, the front pipe, the outer cylinder of the catalyst carrier and increased in other components near the engine. A tendency that the Form of exhaust gas passage components is complicated has become also shown lately. This is especially true of the exhaust manifold and the outer cylinder of the catalyst carrier to notice that in complex configurations through different Be formed by mechanical pressing, servo-pressing, To press and hydro-molding. It is therefore not sufficient that the materials used in these components only at the stretching elongation and in bending ability are good. You need to now also be excellent at shaping operations, as typically thermoformability and stretch formability, and plane anisotropy their machinability must be small. In addition, they must also be excellent at the low temperature toughness be due to the fact that considerations regarding the Prevention of Ductile Stretch Marks and Sprühdrissbildung during the secondary and tertiary Processing must be made. About that In addition, the heat resistance can not in the interest of improving formability and low temperature toughness be sacrificed because of a greater complexity of form the probability increases that thermal fatigue fractures occur because of the concentration of thermal stresses a single place during starting and stopping the engine, and because this is also the sensitivity for one increases abnormal oxidation caused by the fact that the Material temperature increases locally.

SUH409L und SUS430J1L sind als ferritische rostfreie Stähle mit hoher Wärmebeständigkeit bekannt. SUH409L wird üblicherweise als ein Abgasdurchlasskomponentenmaterial verwendet, und zwar wegen der guten Bearbeitbarkeit und der Niedertemperaturzähigkeit. Jedoch macht das Niveau seiner Wärmebeständigkeit ihn ungeeignet für Anwendungen, bei denen die Materialtemperatur 800°C übersteigt. Er hat auch nicht ausreichende Tiefziehbarkeit für die Anwendung bei Komponenten mit komplizierten Formen. SUS430J1L hat hervorragende Wärmebeständigkeit, was ihn bei 900°C anwendbar macht. Er ist jedoch hart und schlecht formbar.SUH409L and SUS430J1L are ferritic stainless steels with high heat resistance known. SUH409L becomes common used as an exhaust gas passage component material because of good machinability and low temperature toughness. However, the level of its heat resistance makes unfit for him Applications where the material temperature exceeds 800 ° C. He also does not have sufficient deep drawability for the application in components with complicated shapes. SUS430J1L has excellent heat resistance, what about him at 900 ° C applicable. However, it is hard and poorly moldable.

Im Lichte der vorangegangenen Feststellungen sind die folgenden wärmebeständigen ferritischen Stähle entwickelt worden. in the In light of the foregoing findings, the following heat-resistant ferritic steels are developed Service.

Das Patent mit dem Bezugszeichen 1 in der unten aufgeführten Liste lehrt einen wärmebeständigen rostfreien Stahl mit einem Cr-Gehalt von 17,0-25,0%. Diesem Stahl wurde Mo und Cu in Kombination beigefügt, um die Hochtemperaturfestigkeit zu verbessern und Mn, um das Abplatzen von Zunder zu unterdrücken. Die Verschlechterung des Stoßwertes bzw. der Schlagzähigkeit durch Mo wird in einem gewissen Grad überwunden durch kombinierte Zugabe von Cu und Ni. Jedoch ist die Umformbarkeit des Stahls nicht adäquat, um mit den Notwendigkeiten von komplex geformten Abgasdurchlasskomponenten fertig zu werden. Und sein hoher Cr-Gehalt macht ihn aus Kostengründen nachteilhaft.The Patent number 1 in the list below teaches a heat-resistant stainless Steel with a Cr content of 17.0-25.0%. This steel became Mo and Cu attached in combination, to improve the high temperature strength and Mn, to the chipping to suppress tinder. The Deterioration of the shock value or the impact resistance through Mo is overcome to some degree by combined Addition of Cu and Ni. However, the formability of the steel is not adequately to cope with the needs of complex shaped exhaust gas passage components To finish. And its high Cr content makes it disadvantageous for cost reasons.

Das Patent mit der Bezugsnummer 2 lehrt einen ferritischen rostfreien Stahl mit 13% Cr, der eine Wärmebeständigkeit zeigt, die mindestens so gut ist, wie von einem ferritischen rostfreien Stahl mit 18% Cr, und der auch eine verbesserte Hochtemperatur-Salzkorrosionseigenschaft hat. Bei diesem Stahl wird die Hochtemperaturfestigkeit vergrößert, indem die Anwesenheit einer festen Lösung von Nb sichergestellt wird, die Hochtemperaturoxidationseigenschaft wird verbessert durch freigiebige Zugabe von Mn und Si, und eine durch NaCl eingeleitete Oberflächenkorrosionsbeständigkeit wird durch das Si verbessert. Da keine speziellen Überlegungen auf die Verbesserung der Umformbarkeit und der Niedertemperaturzähigkeit aufgewandt wurden, kann jedoch der Stahl nicht adäquat auf die zuvor erwähnten neueren harten Anforderungen ansprechen.The Patent number 2 teaches a ferritic stainless Steel with 13% Cr, which has a heat resistance shows that is at least as good as from a ferritic stainless Steel with 18% Cr, and also an improved high-temperature salt corrosion property Has. In this steel, the high-temperature strength is increased by the presence of a solid solution Nb, the high temperature oxidation property is improved by generous addition of Mn and Si, and a NaCl initiated surface corrosion resistance is improved by the Si. Because no special considerations on the improvement of formability and low-temperature toughness However, the steel can not adequately on the aforementioned respond to newer tough requirements.

Das Patent mit der Bezugsnummer 3 lehrt einen wärmebeständigen ferritischen rostfreien Stahl, der Nb enthält, und zwar mit einem Cr-Gehalt von 11,0-15,5%, der darauf gezielt ist, die Hochtemperaturoxidationsbeständigkeit und die Zunderanhaftung bzw. Oberflächenanhaftung zu verbessern. Diese Eigenschaften werden deutlich verbessert durch strenge Einschränkung von Mn/Sn in dem Bereich von 0,7-1,5%. Dieses erwähnte Patent lehrt auch eine Verbesserung der Niedertemperaturzähigkeit und der Bearbeitbarkeit durch eine Cu-Zugabe. Bezüglich der Bearbeitbarkeit stellt es beispielsweise Daten dar, die zeigen, dass keine Rissbildung bei einem 180- Grad-Biegetest aufgetreten ist. Im Lichte der Tatsache, dass Anforderungen bezüglich der Form der Abgasdurchlasskomponenten immer schwieriger werden, ist es dazu gekommen, dass die bei diesen Komponenten verwendeten Materialien eine hervorragende Umformbarkeit erfordern, die mit verschiedenen Formgebungsverfahren (später besprochen) kompatibel ist. Bezüglich dieses Punktes wurde bei dem Stahl des Patentes mit der Bezugsnummer 3 nicht auf die Tiefziehbarkeit und auf eine mit anderen Zugumformverfahren in Beziehung stehende Streckformbarkeit gegeben, und er kann als solcher nicht als fähig angesehen werden, auf die heutigen strengen Anforderungen zu antworten. Zusätzlich ist sein Cr-Gehalt von 11,0% oder mehr auf dem Niveau, welches in einem rostfreien Stahl erforderlich ist, was nicht in Übereinstimmung mit dem Wunsch ist, die Kosten durch Verringerung des Cr-Gehaltes in den Abgasdurchlasskomponenten zu verringern, die nicht notwendigerweise die Anwendung von rostfreien Stählen erfordern.The Patent number 3 teaches a heat-resistant ferritic stainless Steel containing Nb, and with a Cr content of 11.0-15.5%, which targeted is, the high-temperature oxidation resistance and scale adhesion or surface adhesion to improve. These properties are significantly improved by strict restriction of Mn / Sn in the range of 0.7-1.5%. This mentioned patent also teaches an improvement in low temperature toughness and workability by Cu addition. Regarding the Machinability, for example, it represents data that shows that no cracking has occurred in a 180 degree bend test. In the light the fact that requirements regarding the shape of the exhaust gas passage components It has become more and more difficult to get involved with these Components used materials excellent formability require that with different shaping methods (discussed later) is compatible. In terms of This point was in the steel of the patent with the reference number 3 not on the thermoformability and on one with other tensile forming processes given in terms of stretch formability, and he can as such not as capable be considered to respond to today's stringent requirements. additionally is its Cr content of 11.0% or more at the level which is in a stainless steel is required, which is not in accordance with the desire is to reduce costs by reducing the Cr content in the exhaust gas passage components which are not necessarily reduced the application of stainless steels require.

Das Patent mit der Bezugsnummer 4 lehrt einen ferritischen rostfreien Stahl für Abgassammelleitungen, der 11-14% Cr enthält. Dies ist ein Stahl, der bezüglich der Hochtemperaturfestigkeit durch positive Zugabe von Si zu einem Nb enthaltenden Stahl verbessert wird. Seine Hochtemperaturfestigkeit kann als ebenso groß wie jene des Stahls des Patentes mit der Bezugsnummer 3 angesehen werden. Da hier keine Überlegungen bezüglich der Verbesserung der Umformbarkeit und der Niedertemperaturzähigkeit über das Niveau des Standes der Technik hinaus angestellt wurden, kann er jedoch nicht vollständig auf die harten Anforderungen antworten, die an die Stähle in den letzten Jahren gestellt wurden. Er benötigt auch eine weitere Verringerung des Cr-Gehaltes.The Patent number 4 teaches a ferritic stainless steel Steel for Exhaust manifolds containing 11-14% Cr. This is a steel that in terms of the high-temperature strength by positive addition of Si to a Nb-containing steel is improved. Its high-temperature strength can be as big as those of the steel of the patent with the reference number 3 are considered. There are no considerations here in terms of the improvement of formability and low temperature toughness over the Level of the state of the art, he can but not completely to answer the hard demands made on the steels in the last years. He also needs a further reduction of the Cr content.

Das Patent mit der Bezugsnummer 5 lehrt einen ferritischen wärmebeständigen Stahl für Motorabgasdurchlasskomponenten mit einem Cr-Gehalt von 8,0-10,0%. Dies ist ein Stahl, der eine bessere Wärmebeständigkeit als SUH409L erreicht, während auch die Kosten durch einen niedrigen Cr-Gehalt verringert werden. Diese Bezugsschrift lehrt weiter, dass Cu wirksam zur Verbesserung von sowohl der Niedertemperaturzähigkeit als auch der Bearbeitbarkeit ist. Bezüglich der Bearbeitbarkeit wurde beispielsweise herausgefunden, dass er eine Duktilität besitzt, die bei Zugtests bei Raumtemperatur genauso hoch wie bei SUH409L war. Da er nicht auf eine Verbesserung der Ebenenanisotropie, der Duktilität und oder der Tiefziehbarkeit gerichtet ist, lässt er jedoch das ungelöste Problem zurück, eine Formgebungsfähigkeit aufzuprägen, die vollständig an die Notwendigkeiten von verschiedenen Formgebungsverfahren angepasst ist (später besprochen). Er bietet auch kein Verfahren, um konsistent eine hervorragende Niedertemperaturzähigkeit aufzuprägen. Das Patent mit der Bezugsnummer 5 kann daher nicht so angesehen werden, als dass es auf die jüngsten harten Anforderungen in Bezug auf die Abgasdurchlasskomponenten anspricht.The Patent number 5 teaches a ferritic heat resistant steel for engine exhaust passage components with a Cr content of 8.0-10.0%. This is a steel, the one better heat resistance achieved as SUH409L while also the costs are reduced by a low Cr content. This reference further teaches that Cu is effective for improving both the low temperature toughness as well as the workability is. Regarding machinability was for example, found to have ductility, the same for tensile tests at room temperature as for SUH409L was. Since he is not looking for an improvement in the plane anisotropy, the ductility and or the thermoformability, but he leaves the unsolved problem back, a formability impress, the complete adapted to the needs of different molding processes is (later discussed). He also offers no method to consistently get a superb one Low-temperature toughness impress. Therefore, the patent number 5 can not be considered as such be, than that on the youngest tough requirements in terms of exhaust gas passage components responds.

Die Patente mit den Bezugsnummern 6 und 7 lehren ferritische Stähle mit einem Cr-Gehalt von 10% bis weniger als 15%, die die Korrosionsbeständigkeit gegen kondensierte Feuchtigkeit verbessern, was bei Schalldämpfern und anderen Niedertemperaturkomponenten benötigt wird, und auch die Hochtemperaturfestigkeit, die bei Abgassammelleitungen und anderen Hochtemperaturkomponenten benötigt wird. Sie erreichen jedoch kaum die Bearbeitbarkeit bezüglich der Prüfspannung, während sie nichts spezielles bezüglich der Hochtemperaturoxidationsbeständigkeit bieten. Die Patente mit den Bezugsnummern 6 und 7 sind nicht auf das Ziel gerichtet, gleichzeitig und konsistent die Hochtemperaturoxidationsbeständigkeit und die Umformfähigkeit mit guter Wiederholbarkeit zu verbessern, und sie lehren kein Verfahren, um dieses Ziel zu erreichen. Vom Standpunkt der Verarbeitung zu Abgasdurchlasskomponenten von verschiedenen komplexen Formen können daher die Stähle, die von den Patenten mit den Bezugsnummern 6 und 7 gelehrt werden, nicht als Stähle angesehen werden, die vollständig alle Anforderungen der Umformbarkeit erfüllen.The Patents Nos. 6 and 7 teach ferritic steels a Cr content of 10% to less than 15%, which is the corrosion resistance to improve against condensed moisture, resulting in silencers and other low-temperature components is needed, and also the high-temperature strength, in exhaust manifolds and other high-temperature components needed becomes. However, they hardly achieve the workability in terms of Test voltage, while they nothing special regarding the high-temperature oxidation resistance Offer. The patents with the reference numbers 6 and 7 are not on the Targeted, simultaneously and consistently the high temperature oxidation resistance and the formability with good repeatability, and they do not teach a method to reach this goal. From the point of view of processing too Exhaust passage components of various complex shapes may therefore the steels, which are taught by the patents Nos. 6 and 7, not as steels be considered complete meet all requirements of formability.

  • Patent Bezugsnummer 1Patent reference number 1
  • JP-A-Hei 3(1991)-274245 (Seite 3, obere rechte Spalte, Zeile 1 – Seite 4, obere rechte Spalte, Zeile 9)JP-A-Hei 3 (1991) -274245 (page 3, upper right column, line 1 page 4, upper right column, line 9)
  • Patent Bezugsnummer 2Patent reference number 2
  • JP-A-Hei 5(1993)-125491 (Absätze 0012-0016)JP-A-Hei 5 (1993) -125491 (paragraphs 0012-0016)
  • Patent Bezugsnummer 3Patent reference number 3
  • JP-A-Hei 7(1995)-11394 (Absätze 0014-0021, 028, 0029, Tabelle 6, 1)JP-A-Hei 7 (1995) -11394 (paragraphs 0014-0021, 028, 0029, Table 6, 1 )
  • Patent Bezugsnummer 4Patent reference number 4
  • JP-A-Hei 7(1995)-145453 (Absätze 0011-0021)JP-A-Hei 7 (1995) -145453 (paragraphs 0011-0021)
  • Patent Bezugsnummer 5Patent reference number 5
  • JP-A-Hei 10(1998)-147848 (Absätze 0003-0005, 0014)JP-A-Hei 10 (1998) -147848 (paragraphs 0003-0005, 0014)
  • Patent Bezugsnummer 6Patent reference number 6
  • JP-A-Hei 10(1998)-204590 (Absätze 0026-0036, 0072)JP-A-Hei 10 (1998) -204590 (paragraphs 0026-0036, 0072)
  • Patent Bezugsnummer 7Patent reference number 7
  • JP-A-Hei 10(1998)-204591 (Absätze 0028-0037, 0074)JP-A-Hei 10 (1998) -204591 (paragraphs 0028-0037, 0074)

Wie im Vorangegangenen erklärt, ist das Stahlblech für Automobil-Abgasdurchlasskomponenten nun erforderlich, um zu einer größeren Konstruktionsfreiheit bei den Komponenten beizutragen, indem es eine hervorragende Umformbarkeit bietet, die eine Herstellung von komplizierten Formen ermöglicht, und zwar durch eine Vielzahl von Formgebungsverfahren. Jedoch sollte diese Notwendigkeit am besten erfüllt werden, während eine Hochtemperaturfestigkeit und eine Hochtemperaturoxidationsbeständigkeit bei 800-900°C auf einem gleichen Niveau wie bei SUS430J1L aufrecht erhalten wird, und auch eine hervorragende Niedertemperaturzähigkeit sichergestellt wird. Wie aus den zuvor erwähnten Patentbezugsschriften zu sehen, ist jedoch noch kein Stahlblech entwickelt worden, welches gleichzeitig bezüglich eines hohen Grades sowohl bei der Formgebungsfähigkeit bzw. Umformbarkeit, bei der Hochtemperaturfestigkeit, bei der Hochtemperaturoxidationsbeständigkeit und bei der Niedertemperaturzähigkeit verbessert ist.As explained in the foregoing, is the steel sheet for Automobile exhaust gas passage components now required to allow greater design freedom to contribute to the components by providing excellent formability which enables the production of complicated shapes, through a variety of molding processes. However, should This need to be best fulfilled while a High-temperature strength and high-temperature oxidation resistance at 800-900 ° C at the same level as SUS430J1L, and also excellent low-temperature toughness is ensured. As from the aforementioned However, it is not yet a sheet steel to see patent references has been developed, which at the same time to a high degree both in the formability or formability, in the high-temperature strength, in the high-temperature oxidation resistance and low temperature toughness is improved.

Ein Ziel der vorliegenden Erfindung ist es, einen neuen ferritischen wärmebeständigen Stahl vorzusehen, der gleichzeitig eine hervorragende Umformbarkeit bietet, was eine leichte Anwendung auf komplex konfigurierte Automobil-Abgasdurchlasskomponenten ermöglicht, der eine hervorragende Hochtemperaturfestigkeit und Hochtemperaturoxidationsbeständigkeit bietet, die es ihm ermöglicht, einer Anwendung bei 900°C zu widerstehen, und eine hervorragende Niedertemperaturzähigkeit mit einer Energieübergangstemperatur von –50°C oder niedriger, und dessen Kosten durch Verringerung des Cr-Gehaltes auf unter 11 Massenprozent verringert sind.One The aim of the present invention is to provide a new ferritic heat resistant steel which at the same time offers excellent formability, which makes it easy to use on complex configured automotive exhaust passage components allows the excellent high-temperature strength and high-temperature oxidation resistance that enables him to an application at 900 ° C withstand and excellent low temperature toughness with an energy transition temperature from -50 ° C or lower, and its cost by reducing the Cr content below 11 Mass percent are reduced.

Zusammenfassung der ErfindungSummary the invention

Die Erfinder haben eine Studie ausgeführt, um zu bestimmen, warum hervorragende Umformbarkeit, Hochtemperaturfestigkeit, Hochtemperaturoxidationsbeständigkeit und Niedertemperaturzähigkeit noch nicht gleichzeitig bei einem Stahlblech erreicht wurden. Basierend auf den Ergebnissen wurde geschlossen, dass ein Hauptgrund die Tatsache ist, dass keine Mittel gefunden worden sind, um gleichzeitig mit hoher Stabilität und guter Wiederholbarkeit die Eigenschaften der Umformbarkeit und der Hochtemperaturoxidationsbeständigkeit unter den vorangegangenen Eigenschaften einzurichten. Dann haben die Erfinder in einer folgenden vertieften Studie herausgefunden, dass, wenn der Austenitanteil in der Weise der Gleichung (3) eingestellt wird, die unten dargelegt ist, dann, wie durch die unten dargelegte Gleichung (2) gezeigt, eine Region eines Si- und Cr-Gehaltes existiert, wo sowohl hervorragende Umformbarkeit als auch eine hervorragende Hochtemperaturoxidationsbeständigkeit gleichzeitig erreicht werden können.The Inventors have run a study to determine why excellent formability, high temperature strength, high temperature oxidation resistance and low temperature toughness not yet reached on a steel sheet at the same time. Based on the results it was concluded that a major reason the fact is that no funds have been found to coincide with high stability and good reproducibility the properties of formability and the High temperature oxidation resistance under the previous properties. Then have the inventors found out in a following in-depth study that when the austenite content is set in the manner of equation (3), which is set forth below, then, as by the equation set forth below (2), a region of Si and Cr content exists where both excellent formability and excellent high temperature oxidation resistance can be achieved simultaneously.

Darüber hinaus kann bei der Bewertung der Bearbeitbarkeit zu komplex konfigurierten Abgasdurchlasskomponenten die Eigenschaft der Tiefziehfähigkeit unter verschiedenen Aspekten der Umformbarkeit nicht vernachlässigt werden. Es ist herausgefunden worden, dass ein effektiver Weg zur Verbesserung der Tiefziehbarkeit eines wärmebeständigen ferritischen Stahls, dem Nb hinzugegeben wurde, ist, Ti in Kombination mit dem Nb zuzugeben. Die Erfinder haben weiter herausgefunden, dass die Tiefziehbarkeit (mittleres plastisches Dehnungsverhältnis rAV) und die Ebenenanisotropie (plastische Anisotropie Δr) davon verbessert werden können, indem man teilweise das warmgewalzte Blech rekristallisiert.Moreover, in the evaluation of workability to complexly configured exhaust gas passage components, the property of deep drawability under various aspects of formability can not be neglected. It has been found that an effective way of improving the deep drawability of a heat-resistant ferritic steel to which Nb has been added is to add Ti in combination with the Nb. The inventors further found that the deep drawability (average plastic strain ratio r AV ) and the plane anisotropy (plastic anisotropy Δr) thereof can be improved by partially recrystallizing the hot rolled sheet.

Es sei jedoch bemerkt, dass eine Ti-Zugabe die Niedertemperaturzähigkeit verschlechtert. Es wurde herausgefunden, dass die kombinierte Zugabe von Cu und B effektiver die Niedertemperaturzähigkeit verbessert hat als dies die Zugabe von Cu alleine tat.It however, note that a Ti addition is the low temperature toughness deteriorated. It was found that the combined addition of Cu and B has more effectively improved the low temperature toughness than this did the addition of Cu alone.

Wenn die Menge des zugegebenen Cu progressiv vergrößert wurde, wurde jedoch ein abnormes Oxidation einleitendes Phänomen beobachtet, welches abrupt auftrat. Weiterhin wurde beobachtet, dass ein entsprechender Anteil von Cu eine gleichzeitige Verbesserung der Niedertemperaturzähigkeit und der Hochtemperaturoxidationsbeständigkeit ermöglicht.However, when the amount of added Cu was progressively increased, an abnormal oxy dation initiating phenomenon, which occurred abruptly. Furthermore, it has been observed that a corresponding proportion of Cu enables a simultaneous improvement in low-temperature toughness and high-temperature oxidation resistance.

Die vorliegende Erfindung wurde basierend auf den vorangegangenen Erkenntnissen erreicht.The The present invention has been based on the previous findings reached.

Insbesondere wird das zuvor erwähnte Ziel erreicht durch ein ferritisches Stahlblech, welches gleichzeitig bezüglich der Umformbarkeit, der Hochtemperaturoxidationsbeständigkeit, der Hochtemperaturfestigkeit und der Niedertemperaturzähigkeit verbessert wurde, welches folgende Anteile in Massenprozent aufweist: C nicht mehr als 0,02%, Si 0,7-1,1%, Mn nicht mehr als 0,8%, Ni nicht mehr als 0,5%, Cr 8,0 bis weniger als 11,0%, N nicht mehr als 0,02%, Nb 0,10-0,50%, Ti 0,07-0,25%, Cu 0,02-0,5%, B 0,0005-0,02%, V 0(keine Zugabe)-0,20%, vorzugsweise 0,01-0,20%, Ca und/oder Mg 0(keine Zugabe)-0,01% gesamt, vorzugsweise 0,0003-0,01% gesamt, eines oder mehrere Elemente von Y und Seltene-Erden-Elementen 0(keine Zugabe)-0,20% gesamt, vorzugsweise 0,01-0,20% gesamt, wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen ist und eine chemische Zusammensetzung hat, die alle Gleichungen (1)-(3) erfüllt: 3 Cr + 40 Si ≥ 61 (1) Cr + 10 Si ≤ 21 (2) 420 C – 11,5 Si + 7 Mn + 23 Ni – 11,5 Cr – 12 Mo + 9 Cu – 49 Ti – 25 (Nb + V) – 52 Al + 470 N + 189 ≤ 70 (3) In particular, the aforementioned object is achieved by a ferritic steel sheet which has been simultaneously improved in terms of formability, high-temperature oxidation resistance, high-temperature strength and low-temperature toughness, which has the following proportions by mass: C not more than 0.02%, Si 0.7- 1.1%, Mn not more than 0.8%, Ni not more than 0.5%, Cr 8.0 to less than 11.0%, N not more than 0.02%, Nb 0.10-0 , 50%, Ti 0.07-0.25%, Cu 0.02-0.5%, B 0.0005-0.02%, V 0 (no addition) -0.20%, preferably 0.01 -0.20%, Ca and / or Mg 0 (no addition) -0.01% total, preferably 0.0003-0.01% total, one or more elements of Y and rare earth elements 0 (no addition ) -0.20% total, preferably 0.01-0.20% total, the remainder being Fe and unavoidable impurities and having a chemical composition satisfying all equations (1) - (3): 3 Cr + 40 Si ≥ 61 (1) Cr + 10 Si ≤ 21 (2) 420 C - 11.5 Si + 7 Mn + 23 Ni - 11.5 Cr - 12 Mo + 9 Cu - 49 Ti - 25 (Nb + V) - 52 Al + 470 N + 189 ≤ 70 (3)

Das Stahlblech kann weiter Folgendes aufweisen: Mo nicht mehr als 0,50% und Al nicht mehr als 0,10%.The Steel sheet may further include: Mo not more than 0.50% and Al not more than 0.10%.

Jedes Elementsymbol in den Gleichungen (1)-(3) wird durch einen Wert ersetzt, der den Gehalt des Elementes in Massenprozent darstellt. In Gleichung (3) werden Symbole von nicht enthaltenen Elementen durch eine Null ersetzt.each Element symbol in equations (1) - (3) is replaced by a value which represents the content of the element in percentage by mass. In equation (3) symbols of elements not contained by a zero replaced.

Bei der vorliegenden Erfindung kann das zuvor erwähnte Stahlblech eine Metallstruktur haben, die durch Kaltwalzen und Anlassen eines teilweise rekristallisierten warmgewalzten Bleches erhalten wird. Ein "teilweise rekristallisiertes warmgewalztes Blech", wie es hier bezeichnet wird, bedeutet ein warmgewalztes Blech, wobei 10-90 Volumenprozent seiner Struktur durch rekristallisierte Körner gebildet wird, und wobei der Rest davon durch nicht rekristallisierte Körner gebildet wird. Der Anteil der vorhandenen rekristallisierten Körner kann sichergestellt bzw. überprüft werden durch Beobachtung eines Querschnittes des warmgewalzten Bleches mit einem optischen Mikroskop. Mit "warmgewalztem Blech" ist gemeint, dass das Stahlblech einem Warmwalzvorgang unterworfen worden ist und einer Wärmebehandlung nach dem Warmwalzen unterworfen worden sein kann, jedoch nicht einem Kaltwalzvorgang unterworfen wurde. Die letztendliche Metallstruktur, die durch das Ausführen des Kaltwalzens und des Anlassens erhalten wird, ist vollständig rekristallisiert.at In the present invention, the aforementioned steel sheet may have a metal structure which have been partially recrystallized by cold rolling and tempering hot-rolled sheet is obtained. A "partially recrystallized hot rolled Sheet metal, as it is here means a hot-rolled sheet, wherein 10-90 volume percent its structure is formed by recrystallized grains, and wherein the rest being formed by unrecrystallized grains. The amount The existing recrystallized grains can be ensured or checked by observing a cross section of the hot rolled sheet with an optical microscope. By "hot rolled sheet" is meant that the steel sheet is subjected to a hot rolling process has been subjected and a heat treatment after hot rolling may have been subjected, but not a cold rolling process was subjected. The final metal structure created by the To run cold rolling and annealing is fully recrystallized.

Bei der vorliegenden Erfindung kann weiterhin das zuvor erwähnte Stahlblech eine Metallstruktur haben, die durch Kaltwalzen und Anlassen eines vollständig rekristallisierten warmgewalzten Bleches erhalten wird. Ein "vollständig rekristallisiertes warmgewalztes Blech", wie es hier bezeichnet wird, meint ein warmgewalztes Blech, wobei mehr als 90 Volumenprozent seiner Struktur durch rekristallisierte Körner gebildet wird.at The present invention may further include the aforementioned steel sheet have a metal structure obtained by cold rolling and tempering Completely recrystallized hot rolled sheet is obtained. A "fully recrystallized hot-rolled sheet ", as it is referred to here means a hot-rolled sheet, wherein Recrystallized more than 90% by volume of its structure grains is formed.

Das von der vorliegenden Erfindung vorgesehene Stahlblech ist insbesondere eines, welches bei der Herstellung einer Abgasdurchlasskomponente für einen Automobilmotor verwendet wird.The in particular provided by the present invention steel sheet one which is used in the manufacture of an exhaust gas passage component for one Automotive engine is used.

Kurze Erklärung der ZeichnungenShort explanation of drawings

1 ist eine Kurvendarstellung, die zeigt, wie der Ti-Gehalt und der Unterscheid zwischen teilweiser und vollständiger Rekristallisation nach dem Warmwalzen den r-Wert (rD) bei 45 Grad zur Walzrichtung in ferritischen Stählen beeinflusst wird, deren Grundzusammensetzung 10 Cr – 0,9 Si – 0,3 Nb – 0,1 V – 0,1 Cu war. 1 Fig. 10 is a graph showing how the Ti content and the difference between partial and total recrystallization after hot rolling affects the r value (r D ) at 45 degrees to the rolling direction in ferritic steels whose base composition is 10 Cr-0.9 Si - 0.3 Nb - 0.1 V - 0.1 Cu.

2 ist eine Kurvendarstellung, die zeigt, wie der Cu-Gehalt die Energieübergangstemperatur und das Ausmaß der Oxidationssteigerung nach einer Aufheizung auf 900°C für 200 Stunden in der Atmosphäre beeinflusst wurde, und zwar bei ferritischen Stählen, deren grundlegende Zusammensetzung 10 Cr – 0,9 Si – 0,3 Nb – 0,1 V – 0,001 B war. 2 Fig. 4 is a graph showing how the Cu content affected the energy transition temperature and the degree of oxidation increase after heating to 900 ° C for 200 hours in the atmosphere, for ferritic steels whose basic composition is 10 Cr - 0.9 Si - 0.3 Nb - 0.1 V - 0.001 B.

3 ist eine Kurvendarstellung, die zeigt, wie der Cr-Gehalt und der Si-Gehalt die Hochtemperaturoxidationsbeständigkeit und die Umformbarkeit beeinflusste, und zwar bei ferritischen Stählen, deren grundlegende Zusammensetzung 8 bis 14 Cr – 0,5 bis 1,0 Si – 0,3 Nb – 0,1 Ti – 0,1 V – 0,1 Cu war. 3 is a graph showing how the Cr content and the Si content are the high temperature In the case of ferritic steels, their basic composition was 8 to 14 Cr - 0.5 to 1.0 Si - 0.3 Nb - 0.1 Ti - 0.1 V - 0.1 Cu.

4 ist eine Kurvendarstellung, die zeigt, wie die Längung bei 45 Grad zur Walzrichtung in einem Raumtemperatur-Zugtest mit dem AM-Wert variierte (AM = 420 C – 11,5 Si + 7 Mn + 23 Ni – 11,5 Cr – 12 Mo + 9 Cu – 49 Ti – 25 (Nb + V) – 52 Al + 470 N + 189) und zwar in ferritischen Stählen, deren grundlegende Zusammensetzung 8 bis 14 Cr – 0,5 bis 1,0 Si – 0,3 Nb – 0,1 Ti – 0,1 V – 0,1 Cu war, und die Gleichungen (1) und (2) erfüllte. 4 Fig. 12 is a graph showing how the elongation at 45 degrees to the rolling direction in a room temperature tensile test varied with the AM value (AM = 420 C - 11.5 Si + 7 Mn + 23 Ni - 11.5 Cr - 12 Mo + 9 Cu - 49 Ti - 25 (Nb + V) - 52 Al + 470 N + 189) in ferritic steels whose basic composition is 8 to 14 Cr - 0.5 to 1.0 Si - 0.3 Nb - 0.1 Ti - 0.1 V - 0.1 Cu, and the equations (1) and (2) satisfied.

Beschreibung der bevorzugten Ausführungsbeispieledescription the preferred embodiments

1 zeigt, wie der Ti-Gehalt und der Unterschied zwischen der teilweisen und vollständigen Rekristallisation nach dem Warmwalzen den r-Wert (rD) bei 45 Grad zur Walzrichtung in ferritischen Stählen beeinflusst, deren grundlegende Zusammensetzung 10 Cr – 0,9 Si – 0,3 Nb – 0,1 V – 0,1 Cu war. Die teilweise rekristallisierten warmgewalzten Bleche waren 4,0 mm dicke warmgewalzte Bleche, die bei 700-1000°C für 1 Minute wärmebehandelt wurden, um eine Struktur zu haben, von der 10-90 Volumentprozent durch rekristallisierte Körner gebildet wurde. Die vollständig rekristallisierten warmgewalzten Bleche waren 4,0 mm dicke warmgewalzte Bleche, die bei ungefähr 1050°C für 1 Minute wärmebehandelt wurden. Die warmgewalzten Bleche wurden auf 2,0 mm kaltgewalzt und vollständig rekristallisiert durch Anlassen auf 1050°C, wonach Zugteststücke aus ihnen ausgeschnitten wurden. Wie in 1 zu sehen ist, stieg der rD-Wert scharf an, wenn Ti in einem Anteil von 0,07 Massenprozent oder mehr zugegeben wurde. Darüber hinaus wurde der rD-Wert merklich über den vollen Bereich des Ti-Gehaltes durch teilweise Rekristallisation der Stahlbleche nach dem Warmwalzen verbessert. 1 shows how the Ti content and the difference between the partial and complete recrystallization after hot rolling affects the r value (r D ) at 45 degrees to the rolling direction in ferritic steels whose basic composition is 10 Cr-0.9 Si-0, 3Nb - 0.1V - 0.1Cu. The partially recrystallized hot rolled sheets were 4.0 mm thick hot rolled sheets which were heat treated at 700-1000 ° C for 1 minute to have a structure of which 10-90 volume percent was formed by recrystallized grains. The fully recrystallized hot rolled sheets were 4.0 mm thick hot rolled sheets which were heat treated at about 1050 ° C for 1 minute. The hot rolled sheets were cold rolled to 2.0 mm and fully recrystallized by tempering at 1050 ° C, after which tensile test pieces were cut out therefrom. As in 1 As can be seen, the r D value sharply increased when Ti was added in a proportion of 0.07 mass% or more. In addition, the r D value was remarkably improved over the full range of Ti content by partial recrystallization of the steel sheets after hot rolling.

Während es noch nicht vollständig klar ist, was diese Verbesserungen verursachte, ist es wahrscheinlich, dass Ti, dessen Fähigkeit zur Erzeugung von Carbonitriden stärker ist als jene von Nb, C und N fixiert hat, und wegen dieser reduzierten festen Lösung von C und N die Reinheit der Matrix auf ein hohes Niveau gesteigert wurde, welches die Entwicklung einer (111)-Ebenenaggregattextur begünstigt hat, die für die Verbesserung der Bearbeitbarkeit günstig ist, und zwar während der Rekristallisation bei der letztendlichen Vergütung. Man vermutet, dass dieser Effekt sich zeigt, wenn der Ti-Gehalt 0,07 Massenprozent oder mehr erreicht. Andererseits ist es wahrscheinlich, dass eine Teilrekristallisation des warmgewalzten Bleches gleichförmig feine Nb-Ti-Ausscheidungen erzeugt, die die Entwicklung der (100)-Ebenenaggregattextur unterdrückt hat, was als schädlich für die Verbesse rung der Bearbeitbarkeit bzw. Umformbarkeit angesehen wird, und die Entwicklung der (111)-Ebenenaggregattextur verbesserte.While it not yet complete is clear what caused these improvements, it is likely that Ti, its ability to produce carbonitrides is stronger than that of Nb, C and N has fixed, and because of this reduced solid solution of C and N increased the purity of the matrix to a high level which favored the development of a (111) plane aggregate texture, the for the improvement of machinability is favorable during the Recrystallization in the eventual reimbursement. It is believed that this Effect is shown when the Ti content 0.07 mass% or more reached. On the other hand, it is likely that a partial recrystallization of the hot-rolled sheet uniformly fine Nb-Ti precipitates that has suppressed the development of the (100) plane aggregate texture, which is considered harmful for the Improvement machinability or formability is considered, and improved the development of the (111) plane aggregate texture.

2 zeigt, wie der Cu-Gehalt die Energieübergangstemperatur und das Ausmaß der Oxidationssteigerung nach einer Aufheizung auf 900°C für 200 Stunden in der Atmosphäre bei ferritischen Stählen beeinflusst hat, deren grundlegende Zusammensetzung 10 Cr – 0,9 Si – 0,3 Nb – 0,1 V – 0,001 B war. Die verwendeten Proben waren vollständig rekristallisierte Stahlbleche, die durch das Kaltwalzen von teilweise kristallisierten 4,0 mm dicken warmgewalzten Blechen auf eine Dicke von 2,0 mm und dann durch eine letztendliche Vergütung bei 1050°C erhalten wurden. Die Energieübergangstemperatur wurde durch einen Charpy-Schlagtest Nr. 5 sichergestellt, wobei Teststücke (2 mm Breite) gemäß JIS Z 2202 genommen wurden, so dass die Schlagrichtung parallel zur Walzrichtung war, wobei der Test bei Minus 100 bis Plus 25°C gemäß JIS Z 2242 ausgeführt wurde, und wobei die Energieübergangstemperatur aus der Beziehung zwischen der Testtemperatur und der absorbierten Energie bestimmt wurde. Die Steigerung der Oxidationsmenge wurde gemäß JIS Z 2281 bestimmt durch Messung der Gewichtszunahme des Teststückes, wenn es bei 900°C in der Atmosphäre kontinuierlich für 200 Stunden gehalten wurde. Wie aus 2 zu sehen, erzeugte in einem ferritischen Stahl, der eine entsprechende Menge von B enthielt, eine geringfügige Zugabe von Cu bei ungefähr 0,02 Massenprozent effektiv eine Verbesserung der Niedertemperaturzähigkeit. Jedoch wurde neu entdeckt, dass wenn die Zugabe 0,5 Massenprozent überschreitet, die Oxidationsbeständigkeit schnell abfällt. 2 Figure 4 shows how the Cu content has affected the energy transition temperature and extent of oxidation enhancement after heating to 900 ° C for 200 hours in the atmosphere in ferritic steels whose basic composition is 10 Cr-0.9 Si-0.3 Nb-0 , 1 V - 0.001 B was. The samples used were fully recrystallized steel sheets obtained by cold-rolling partially-extruded 4.0 mm thick hot-rolled sheets to a thickness of 2.0 mm and then final annealing at 1050 ° C. The energy transition temperature was confirmed by a Charpy impact test No. 5 with taking test pieces (2 mm width) according to JIS Z 2202 so that the impact direction was parallel to the rolling direction, the test being at minus 100 to plus 25 ° C according to JIS Z. 2242, and wherein the energy transition temperature was determined from the relationship between the test temperature and the absorbed energy. The increase in the oxidation amount was determined in accordance with JIS Z 2281 by measuring the weight gain of the test piece when kept at 900 ° C in the atmosphere continuously for 200 hours. How out 2 In a ferritic steel containing an appropriate amount of B, a slight addition of Cu at about 0.02 mass% effectively produced an improvement in low temperature toughness. However, it has been newly discovered that when the addition exceeds 0.5 mass%, the oxidation resistance drops rapidly.

Die Gründe für die vorangegangenen Beobachtungen sind noch nicht vollständig sicher erkannt worden, wobei es wahrscheinlich ist, dass bezüglich der Niedertemperaturzähigkeit das Auftreten eines Doppelkristalls, eine Ursache von Niedertemperatursprödigkeit, unterdrückt wurde, während es wahrscheinlich ist, dass bezüglich des Auftretens einer abnormen Oxidation die Destabilisierung der Matrixphasenbalance verursacht durch eine Cr- und Si-Oxidation durch Cu verschlimmert wurde.The reasons for the previous observations are not yet completely secure it has been recognized that it is probable that with respect to Low-temperature toughness the occurrence of a double crystal, a cause of low temperature brittleness, repressed was while it is likely that as regards the occurrence of an abnormal oxidation destabilizing the Matrix phase balance caused by Cr and Si oxidation by Cu was made worse.

3 zeigt, wie der Cr-Gehalt und der Si-Gehalt die Hochtemperaturoxidationsbeständigkeit und die Umformbarkeit von ferritischen Stählen beeinflusst haben, deren grundlegende Zusammensetzung 8 bis 14 Cr – 0,5 bis 1,0 Si – 0,3 Nb – 0,1 Ti – 0,1 V – 0,1 Cu war. Die Proben wurden durch den Prozess vorbereitet, der bezüglich 2 erklärt wurde. Die 0,2 Prozent-Prüfspannung bzw. Dehngrenze bei 45 Grad zur Walzrichtung, bestimmt in einem Zugtest bei Raumtemperatur, wurde als Index für die Umformbarkeit verwendet. Wenn dieser Wert 300 MPa überschritten hat, wurde das Urteil gefällt, dass der Stahl als ein Material für Abgasdurchlasskomponenten grundlegend nicht ausreichende Umformbarkeit hat, die die Anforderungen von verschiedenen Formgebungsverfahren erfüllen kann. Wie aus 3 zu sehen, hatte der niedrige Gehalt von Cr und Si das Auftreten einer abnormen Oxidation während einer Aufheizung auf 900°C für 100 Stunden in der Atmosphäre zur Folge. Andererseits verschlechterte sich die Umformbarkeit mit steigendem Cr- und Si-Gehalt. Es wurde jedoch herausgefunden, dass es eine Region einer Cr-Si-Kombination gab, bei der eine zufriedenstellende Hochtemperaturoxidationsbeständigkeit bei 900°C und auch eine zufriedenstellende Umformbarkeit erreicht werden können. Die Existenz einer solchen Region war bis jetzt nicht bekannt. Trotz der Entwicklung von verschiedenen ferritischen wärmebeständigen Stählen waren daher alle schlechter bezüglich entweder der Hochtemperaturoxidationsbeständigkeit oder der Umformbarkeit, und es ist kein Stahl entdeckt worden, der beide Anforderungen zuverlässig und mit guter Wiederholbarkeit erfüllen konnte. 3 shows how the Cr content and the Si content influenced high-temperature oxidation resistance and formability of ferritic steels whose basic composition is 8 to 14 Cr - 0.5 to 1.0 Si - 0.3 Nb - 0.1 Ti - 0.1V - 0.1Cu. The samples were prepared by the process that in terms of 2 was declared. The 0.2 percent test stress at 45 degrees to the rolling direction, determined in a tensile test at room temperature, was used as an index of formability. When this value exceeded 300 MPa, it was judged that the steel as a material for exhaust gas passage components has fundamentally insufficient workability, which can meet the requirements of various molding methods. How out 3 For example, the low content of Cr and Si resulted in the occurrence of abnormal oxidation during heating to 900 ° C for 100 hours in the atmosphere. On the other hand, the formability deteriorated with increasing Cr and Si contents. However, it was found that there was a region of Cr-Si combination in which a satisfactory high-temperature oxidation resistance at 900 ° C and also a satisfactory workability can be achieved. The existence of such a region was not known until now. Therefore, despite the development of various ferritic heat-resistant steels, all of them were inferior in either high-temperature oxidation resistance or formability, and no steel was discovered which could satisfy both requirements reliably and with good repeatability.

Die Region, in der sowohl eine hervorragende Hochtemperaturoxidationsbeständigkeit als auch eine Umformbarkeit erreicht werden können, ist jene, wo die Kurven mit freien Kreisen in 3 vorhanden sind. Diese Region wird begrenzt durch die Gleichungen (1) und (2): 3 Cr + 40 Si ≥ 61 (1) Cr + 10 Si ≤ 21 (2) The region in which both excellent high temperature oxidation resistance and formability can be achieved is where the free circle curves in FIG 3 available. This region is limited by equations (1) and (2): 3 Cr + 40 Si ≥ 61 (1) Cr + 10 Si ≤ 21 (2)

4 zeigt, wie die Längung in einem Zugtest bei Raumtemperatur mit dem AM-Wert variierte (AM = 420 C – 11,5 Si + 7 Mn + 23 Ni – 11,5 Cr – 12 Mo + 9 Cu – 49 Ti – 25 (Nb + V) – 52 Al + 470 N + 189), und zwar bei ferritischen Stählen, deren grundlegende Zusammensetzung 8 bis 14 Cr – 0,5 bis 1,0 Si – 0,3 Nb – 0,1 Ti – 0,1 V – 0,1 Cu war, und die Gleichungen (1) und (2) erfüllte. Der AM-Wert stellt die Balance zwischen der ferritischen Phase und der austenitischen Phase dar. Wie aus 4 zu sehen, wurde eine hohe Duktilität nur in der Region eines AM-Wertes von nicht mehr als 70 erreicht und verschlechterte sich stark, wenn AM 70 überschritt. Somit werden die Umformbarkeit und die Hochtemperaturoxidationsbeständigkeit gleichzeitig nur verbessert, wenn die Gleichung (3) zusätzlich zu den Gleichungen (1) und (2) erfüllt ist: 420 C – 11,5 Si + 7 Mn + 23 Ni – 11,5 Cr – 12 Mo + 9 Cu – 49 Ti – 25 (Nb + V) – 52 Al + 470 N + 189 ≤ 70 (3) 4 shows how the elongation in a tensile test at room temperature varied with the AM value (AM = 420 C - 11.5 Si + 7 Mn + 23 Ni - 11.5 Cr - 12 Mo + 9 Cu - 49 Ti - 25 (Nb + V) - 52 Al + 470 N + 189), for ferritic steels whose basic composition is 8 to 14 Cr - 0.5 to 1.0 Si - 0.3 Nb - 0.1 Ti - 0.1 V. - 0.1 Cu, and the equations (1) and (2) satisfied. The AM value represents the balance between the ferritic phase and the austenitic phase 4 high ductility was only achieved in the region of an AM value of not more than 70, and deteriorated sharply as AM 70 exceeded. Thus, the workability and the high-temperature oxidation resistance are simultaneously improved only when the equation (3) is satisfied in addition to the equations (1) and (2): 420 C - 11.5 Si + 7 Mn + 23 Ni - 11.5 Cr - 12 Mo + 9 Cu - 49 Ti - 25 (Nb + V) - 52 Al + 470 N + 189 ≤ 70 (3)

Merkmale, die die vorliegende Erfindung definieren, werden nun erklärt.Characteristics, which define the present invention will now be explained.

C und N sind im allgemeinen dahingehend wirksam, dass sie die Kriechfestigkeit, die Kriechrissfestigkeit und andere Hochtemperaturfestigkeitseigenschaften verbessern. In einem ferritischen Stahl jedoch wird die Niedertemperaturzähigkeit durch einen hohen Gehalt von C und N verschlechtert. Dies macht es nötig, die Menge des zugegebenen Nb und Ti zu steigern, um C und N als Carbonitride zu stabilisieren. Die Folge sind höhere Kosten. Andererseits macht ein Versuch, merklich den C- und N-Gehalt zu verringern, die Stahlherstellung schwieriger, was auch die Kosten steigert. Durch verschiedene Studien wurde herausgefunden, dass bei der vorliegenden Erfindung ein Gehalt von bis zu 0,02 Massenprozent sowohl für C als auch für N zulässig ist. Es sei jedoch bemerkt, dass wenn die Menge des zugegebenen Ti und Nb entsprechend eingestellt ist, insbesondere eine gute Umformbarkeit und eine Wärmebeständigkeit erhalten werden, wenn die Menge von (C + N) im Bereich von 0,01 bis 0,02 Massenprozent ist. Der gesamte Gehalt von C und N zusammen ist daher vorzugsweise 0,01-0,02 Massenprozent.C and N are generally effective in providing creep resistance, creep crack resistance and other high temperature strength properties improve. In a ferritic steel, however, the low-temperature toughness deteriorated by a high content of C and N. This makes it necessary to increase the amount of added Nb and Ti to C and N as Stabilizing carbonitrides. The result is higher costs. On the other hand does an attempt to noticeably reduce C and N content, steelmaking more difficult, which also increases costs. Through various studies It has been found that in the present invention, a content of up to 0.02 mass% is permissible for both C and N. It however, note that when the amount of added Ti and Nb is adjusted accordingly, in particular a good formability and a heat resistance are obtained when the amount of (C + N) in the range of 0.01 to 0.02 mass%. The total content of C and N together is therefore preferably 0.01-0.02 mass%.

Si und Cr sind beide sehr wirksam zur Verbesserung der Hochtemperaturoxidationseigenschaft, sie härten jedoch auch den Stahl. Um sowohl eine hervorragende Umformbarkeit als auch eine hervorragende Hochtemperaturoxidationsbeständigkeit einzurichten, müssen daher die Si- und Cr-Gehalte so gesteuert werden, dass sie in dem Bereich sind, der die Gleichungen (1) und (2) erfüllt, wie zuvor mit Bezugnahme auf 3 erklärt. Zusätzlich dazu, dass sie basierend auf diesen Gleichungen gesteuert werden, werden jedoch die oberen und unteren Grenzen des Si- und des Cr-Gehaltes weiter von dem Standpunkt definiert, dass eine gute Korrosionsbeständigkeit und eine Niedertemperaturzähigkeit sichergestellt sind. Das heißt, das minimal erforderliche Niveau an Korrosionsbeständigkeit, welches beispielhaft von SUH409L dargestellt wird, kann nicht erreicht werden, wenn die Si- und Cr-Gehalte zu klein sind, während das Niveau der Niedertemperaturzähigkeit des SUH409L-Stahls nicht verwirklicht werden kann, wenn ihre Gehalte zu hoch sind. Der Si-Gehalt wird daher definiert als 0,7-1,1 Massenprozent. Ein eher vorzuziehender Bereich des Si-Gehaltes ist 0,8-1,0 Massenprozent. Der Cr-Gehalt ist definiert als 8,0 bis weniger als 11,0%. Ein eher vorzuziehender Gehalt des Cr-Gehaltes ist 9,0 bis weniger als 11,0%, und ein noch mehr vorzuziehender Bereich des Cr-Gehaltes ist 9,0 bis weniger als 10,0%, und ein noch mehr vorzuziehender Bereich des Cr-Gehaltes ist 9,0 bis weniger als 10,0%.Si and Cr are both very effective for improving the high-temperature oxidation property, but they also harden the steel. Therefore, in order to establish both excellent workability and excellent high-temperature oxidation resistance, the contents of Si and Cr must be controlled to be in the range satisfying equations (1) and (2) as previously described with reference to FIG 3 explained. In addition to being controlled based on these equations, however, the upper and lower limits of the Si and Cr contents are further defined from the standpoint that good corrosion resistance and low temperature toughness are ensured. That is, the minimum required level of corrosion resistance, exemplified by SUH409L, can not be achieved if the Si and Cr contents are too small, while the level of low temperature toughness of the SUH409L steel can not be realized if their Levels are too high. The Si content is therefore defined as 0.7-1.1 mass%. A more preferable range of the Si content is 0.8-1.0 mass%. The Cr content is defined as 8.0 to less than 11.0%. A more preferable content of the Cr content is 9.0 to less than 11.0%, and a more preferable range of the Cr content is 9.0 to less as 10.0%, and an even more preferable range of Cr content is 9.0 to less than 10.0%.

Mn härtet den Stahl und verringert seine Niedertemperaturzähigkeit und Umformbarkeit, wenn es übermäßig viel zugegeben wird. Insbesondere in dem Zusammensetzungssystem der vorliegenden Erfindung wird wahrscheinlich die übermäßig große Zugabe von Mn nachteilig die Hochtemperaturoxidationsbeständigkeit beeinflussen, indem sie die Erzeugung einer austenitischen Phase während des Gebrauchs bei hoher Temperatur bewirkt. Die obere Grenze des Mn-Gehaltes ist daher als 0,8 Massenprozent definiert. In dem Zusammensetzungssystem der vorliegenden Erfindung wird Mn vorzugsweise in dem Zuschlagsbereich von 0,2-0,8 Massenprozent hinzuge geben, insbesondere wenn eine hervorragende Zunderanhaftung bei einem Niveau von 900°C erforderlich ist.Mn cures the steel and reduces its low-temperature toughness and formability, if it is excessive is added. In particular, in the composition system of the present invention Invention will probably be detrimental to the excessively large addition of Mn the high temperature oxidation resistance influence by producing an austenitic phase while of use at high temperature causes. The upper limit of the Mn content is therefore defined as 0.8 mass%. In the composition system In the present invention, Mn is preferably in the aggregate range 0.2-0.8 mass percent added, especially if an excellent Scale adhesion at a level of 900 ° C is required.

Ni ist wirksam zur Verbesserung der Niedertemperaturzähigkeit, härtet jedoch den Stahl und verschlechtert seine Umformbarkeit, wenn es übermäßig stark zugegeben wird. Darüber hinaus wird in dem Zusammensetzungssystem der vorliegenden Erfindung eine übermäßig große Zugabe von Ni, genauso wie eine übermäßig große Zugabe von Mn, wahrscheinlich die Hochtemperaturoxidationsbeständigkeit verringern, indem sie die Erzeugung einer austenitischen Phase während der Anwendung bei hoher Temperatur bewirkt. Die obere Grenze des Ni-Gehaltes ist daher als 0,5 Massenprozent definiert.Ni is effective for improving the low-temperature toughness, cures however, the steel deteriorates and its formability when it is excessively strong is added. About that In addition, in the composition system of the present invention an overly big encore from Ni, as well as an overly large addition of Mn, probably the high temperature oxidation resistance reduce the production of an austenitic phase during the Application at high temperature causes. The upper limit of the Ni content is therefore defined as 0.5 mass percent.

Nb ist sehr wirksam zur Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit. Da Ti in der vorliegenden Erfindung zugegeben wird, wird im wesentlichen kein Nb mit C und N verbunden, so dass man annehmen kann, dass im wesentlichen das gesamte zugegebene Nb effektiv zur Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit wirkt. Dieser Effekt zeigt sich in einem Gehalt von nicht weniger als 0,10 Massenprozent. Andererseits verschlechtert die übermäßige Zugabe von Nb die Umformbarkeit und die Niedertemperaturzähigkeit. Der Nb-Gehalt wird daher als 0,10-0,50 Massenprozent definiert. Um eine noch höhere Umformbarkeit und Hochtemperaturfestigkeit zu erhalten, ist ein Nb-Gehalt im Bereich von 0,10-0,40 Massenprozent vorzuziehen.Nb is very effective for improving the high-temperature strength. Since Ti is added in the present invention, substantially no Nb associated with C and N, so you can assume that in the Substantially, the entire added Nb effectively improves the high temperature strength acts. This effect is evident in a content of not less than 0.10 mass%. on the other hand worsens the excessive addition from Nb the formability and the low-temperature toughness. The Nb content is therefore defined as 0.10-0.50 mass percent. For an even higher formability and to obtain high-temperature strength is an Nb content in the range 0.10-0.40 mass percent preferable.

Ti fixiert bzw. bindet C und N, und es ist allgemein bekannt, dass es die Korngrenzenkorrosionsbeständigkeit verbessert. Bei dieser Erfindung ist es jedoch ein sehr wichtiges Element zur Verbesserung der Umformbarkeit (insbesondere der Tiefziehbarkeit). Der Effekt der Verbesserung der Umformbarkeit von Ti erscheint verdächtig bei einem Gehalt von nicht weniger als 0,07 Massenprozent (siehe 1). Jedoch verschlechtert eine übermäßig große Zugabe von Ti die Zähigkeit und beeinflusst nachteilig die Oberflächeneigenschaften des Produktes. Der Ti-Gehalt ist daher als 0,07-0,25 Massenprozent definiert. Um ein hohes Niveau einer Hochtemperaturfestig keit zu erreichen, wird Ti vorzugsweise zugegeben, um folgende Bedingung zu erfüllen: Ti ≥ 6 (C + N). Um ein Produkt mit so guten Oberflächeneigenschaften wie SUH409L oder mit besseren zu erhalten, wird vorzugsweise Ti in einem Gehalt von nicht mehr als 0,20 Massenprozent zugegeben.Ti fixes C and N, and is generally known to improve grain boundary corrosion resistance. In this invention, however, it is a very important element for improving the formability (especially the deep drawability). The effect of improving the formability of Ti appears suspiciously at a content of not less than 0.07 mass% (see 1 ). However, excessive addition of Ti deteriorates toughness and adversely affects the surface properties of the product. The Ti content is therefore defined as 0.07-0.25 mass percent. In order to achieve a high level of high-temperature strength, Ti is preferably added to satisfy the following condition: Ti≥6 (C + N). In order to obtain a product having as good surface properties as SUH409L or better, Ti is preferably added in a content of not more than 0.20 mass%.

Mo ist dahingehend wirksam, dass es die Hochtemperaturfestigkeit steigert, es macht jedoch den Stahl spröde, wenn es mit hohem Gehalt vorhanden ist. Zusätzlich ist Mo sehr teuer. Während eine adäquate Wärmebeständigkeit ohne Mo-Zugabe sichergestellt werden kann, indem die Zuschläge von anderen Bestandteilelementen optimiert werden, ist die Mo-Zugabe dahingehend vorteilhaft, dass sie die Freiheit bei der Konstruktion der Komponenten steigert. Wenn Mo zugegeben wird, ist sein Gehalt vorzugsweise nicht mehr als 0,50 Massenprozent. Wenn die Wärmebeständigkeit ein wichtigerer Betrachtungspunkt ist als die Kosten, kann Mo mit mehr als 0,5 Massenprozent zugegeben werden, sollte jedoch nicht mit mehr als 3,0 Massenprozent zugegeben werden, das Niveau, über dem eine extreme Verringerung der Niedertemperaturzähigkeit auftritt.Not a word is effective to increase the high temperature strength, but it makes the steel brittle, if it is high in content. In addition, Mo is very expensive. While one adequate heat resistance Without adding Mo can be ensured by adding the supplements of others Optimized constituent elements, the Mo addition is to the effect advantageous that they have freedom in the construction of the components increases. When Mo is added, its content is preferably not more than 0.50 mass%. If the heat resistance is a more important consideration is more than the cost, Mo can be added more than 0.5 mass% but should not be added at more than 3.0% by mass become, the level, over an extreme reduction in low temperature toughness occurs.

Cu verbessert die Niedertemperaturzähigkeit. Um merklich die Niedertemperaturzähigkeit auf das Niveau zu verbessern, welches in Abgasdurchlasskomponenten erforderlich ist, ist es jedoch wichtig, nicht weniger als 0,02 Massenprozent Cu in Kombination mit B vorzusehen (später besprochen). Wenn der Cu-Gehalt 0,5 Massenprozent überschreitet, verschlechtert sich jedoch die Hochtemperaturoxidationsbeständigkeit stark (siehe 2). Der Cu-Gehalt ist daher bei der vorliegenden Erfindung als 0,02-0,5 Massenprozent definiert.Cu improves the low-temperature toughness. However, in order to remarkably improve the low-temperature toughness required in exhaust gas passage components, it is important to provide not less than 0.02 mass% Cu in combination with B (discussed later). When the Cu content exceeds 0.5 mass%, however, the high-temperature oxidation resistance greatly deteriorates (see 2 ). The Cu content is therefore defined in the present invention as 0.02-0.5 mass%.

V ist wie Nb und Ti ein Carbonitrid bildendes Element, welches wirksam ist, um die Korngrenzenkorrosionsbeständigkeit und die Zähigkeit der Bereiche zu verbessern, die durch Schweißwärme beeinflusst werden. Darüber hinaus trägt V genauso wie Nb zur Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit im festen Lösungszustand bei. Dieser Effekt wird insbesondere hervorgehoben, wenn V zusammen mit Nb vorhanden ist. Zusätzlich wird vermutet, dass V dahingehend wirksam ist, dass es die Hochtemperaturoxidationsbeständigkeit verbessert. Jedoch verschlechtert ein V-Gehalt über 0,20 Massenprozent die Bearbeitbarkeit und die Niedertemperaturzähigkeit. Wenn V zugegeben wird, muss daher sein Gehalt auf nicht mehr als 0,20 Massenprozent gehalten werden. Um vollständig die vorangegangenen Effekte von V zu erreichen, wird es vorzugsweise im Bereich von 0,01-0,20 Massenprozent zugegeben.V, like Nb and Ti, is a carbonitride forming element which is effective to improve the grain boundary corrosion resistance and toughness of the areas affected by welding heat. In addition, V as well as Nb contribute to the improvement of the high temperature strength in the solid solution state. This effect is especially emphasized when V is present together with Nb. In addition, V is believed to be effective in improving the high-temperature oxidation resistance. However, a V content exceeding 0.20 mass% deteriorates workability and low-temperature toughness. Therefore, when V is added, its content must be kept at not more than 0.20 mass%. In order to fully achieve the foregoing effects of V, it is preferred in the range of 0.01-0.20 mass percent added.

Al ist besonders wirksam zur Verbesserung der Hochtemperaturoxidationsbeständigkeit. Jedoch ist die Zusammensetzung gemäß der vorliegenden Erfindung ausgelegt, um eine hervorragende Hochtemperaturoxidationsbeständigkeit auch ohne die Zugabe von Al zu ermöglichen. Eine übermäßig große Al-Zugabe verringert die Umformbarkeit, die Schweißbarkeit und die Niedertemperaturzähigkeit. Darüber hinaus ist eine Deoxidation durch Al nicht insbesondere nötig, weil die vorliegende Erfindung die Zugabe von Ti und Si fordert. Wenn Al zugegeben wird, muss es mit nicht mehr als 0,10 Massenprozent zugegeben werden. Wenn man Al in einem Fall zugibt, wo die Umformbarkeit, die Schweißbarkeit und die Niedertemperaturzähigkeit insbesondere wichtig sind, wird der Al-Gehalt vorzugsweise auf nicht mehr als 0,07 Massenprozent eingeschränkt.al is particularly effective for improving the high-temperature oxidation resistance. However, the composition according to the present invention designed to provide excellent high-temperature oxidation resistance even without allowing the addition of Al. An excessively large Al addition is reduced the formability, the weldability and the low temperature toughness. About that In addition, deoxidation by Al is not particularly necessary because the present invention requires the addition of Ti and Si. If Al is added, it must be at not more than 0.10 mass% be added. Adding Al in a case where the formability, the weldability and the low temperature toughness are particularly important, the Al content is preferably not on more than 0.07 mass percent restricted.

B unterdrückt die Niedertemperatursprödigkeit und die Nachbearbeitungssprödigkeit bzw. Kaltverformungssprödigkeit in einem ferritischen Stahl, der auch Nb und Ti enthält. Es wurde herausgefunden, dass dieser Effekt hervorgehoben wird, wenn B in Kombination mit Cu zugegeben wird. Um durchgängig die Niedertemperaturzähigkeit zu verbessern, muss B mit nicht mehr als 0,0005 Massenprozent zugegeben werden. Andererseits führt eine übermäßige B-Zugabe von mehr als 0,02 Massenprozent zur Erzeugung von Boriden, die die Umformbarkeit verschlechtern und die Niedertemperaturzähigkeit eher verschlechtern als verbessern. Bei der vorliegenden Erfindung wird B mit 0,0005 bis 0,02 Massenprozent zusammen mit Cu mit 0,02-0,5 Massenprozent vorgesehen.B repressed the low temperature brittleness and the post-processing brittleness or cold deformation brittleness in a ferritic steel that also contains Nb and Ti. It was found out that this effect is emphasized when B in Combination with Cu is added. To consistently the low temperature toughness To improve, B must be added at not more than 0.0005 mass percent become. On the other hand leads an excessive B addition of more than 0.02 mass% for the production of borides containing the Formability worsen and the low temperature toughness rather worsen than improve. In the present invention B becomes 0.0005-0.02 mass% together with Cu 0.02-0.5 Mass percent provided.

Ca und Mg haben eine starke Bindungskraft mit S und verringern daher das Ausmaß der MnS-Erzeugung, um die Korrosionsbeständigkeit zu verbessern. Zusätzlich sind Ca und Mg Elemente, die für sich selbst effektiv wirken, um die Hochtemperaturoxidationsbeständigkeit zu verbessern. Wenn die Korrosionsbeständigkeit und die Hochtemperaturoxidationsbeständigkeit wichtig sind, können daher diese Elemente zugegeben werden, wie erforderlich. Jedoch steigert die Zugabe von großen Mengen Einschlüsse, die die Niedertemperaturzähigkeit und die Umformbarkeit verschlechtern. Wenn Ca und oder Mg zugegeben werden, muss daher ihr kombinierter Gehalt auf nicht mehr als 0,01 Massenprozent gehalten werden. Um den Effekt der Ca- und Mg-Zugabe stark herauszubringen, sollte der Gesamtgehalt der Ca- und Mg-Gehalte vorzugsweise so gemacht werden, dass dies 0,003–0,01 Massenprozent ist.Ca and Mg have a strong binding force with S and therefore decrease the extent of MnS production to improve corrosion resistance. In addition are Ca and Mg elements for to act effectively to the high temperature oxidation resistance to improve. When the corrosion resistance and high-temperature oxidation resistance important therefore, these elements are added as needed. however increases the addition of big ones Quantities of inclusions, the low temperature toughness and worsen the formability. When Ca and or Mg are added Therefore, their combined salary must be no more than 0.01 Mass percentages are kept. To the effect of Ca and Mg addition strong should bring out the total content of Ca and Mg contents preferably be made to be 0.003-0.01 mass%.

Y und REMs (REM = rare earth elements = Seltene-Erden-Metalle), wie beispielsweise La und Ce, stabilisieren die Chromoxidbeschichtung, die sich auf der Stahloberfläche bildet, und durch Verbesserung der Anhaftung zwischen der Stahlmatrix und der Oxidbeschichtung verbessern sie nachhaltig die Hochtemperaturoxidationsbeständigkeit des Stahlbleches. Wenn die Hochtemperaturoxidationsbeständigkeit ein wichtiger Betrachtungspunkt ist, können daher diese Elemente zugegeben werden, wie erforderlich. Jedoch verschlechtert die Zugabe in großen Mengen nicht nur die Umformbarkeit und die Niedertemperaturzähigkeit sondern begünstigt auch die Erzeugung von Einschlüssen, die Startpunkte von abnormer Oxidation werden, was bedeutet, dass die Hochtemperaturoxidationsbeständigkeit eher verschlechtert wird als verbessert wird. Wenn ein oder mehrere Elemente, die aus Y und Seltene-Erden-Elementen ausgewählt werden, zugegeben wird bzw. werden, darf daher deren kombinierte Menge nicht mehr als 0,20 Massenprozent sein. Um den Effekt der Zugabe von Y und Seltene-Erden-Metallen zu maximieren, sollte eines oder mehrere Elemente, die unter diesen Elementen ausgewählt werden, vorzugsweise in einer kombinierten Gesamtmenge von 0,01 -0,20 Massenprozent zugegeben werden.Y and REMs (REM = rare earth elements = rare earth metals), such as For example, La and Ce stabilize the chromium oxide coating, which is on the steel surface forms and by improving the adhesion between the steel matrix and the oxide coating, they sustainably improve the high-temperature oxidation resistance of the steel sheet. When the high-temperature oxidation resistance is an important consideration, therefore, these elements can be added be as required. However, the addition deteriorates in large quantities not only the formability and the low-temperature toughness but favors also the generation of inclusions, the starting points of abnormal oxidation, which means that the high temperature oxidation resistance rather deteriorates than improves. If one or more Elements selected from Y and rare earth elements is added, therefore, must not their combined amount more than 0.20 mass percent. To the effect of adding Y and to maximize rare earth metals, one or more should Elements selected among these elements, preferably in a total combined amount of 0.01-0.20 mass% may be added.

Als zusätzliche Elemente können einer oder mehrere der folgenden Stoffe zugegeben werden: Zr, Hf, Ta, W, Re und Co, und zwar wegen ihrer Fähigkeit, die Hochtemperaturfestigkeit zu verbessern. Da eine übermäßig große Zugabe von diesen Elementen den Stahl härtet, müssen sie jedoch, wenn sie zugegeben werden, in einem kombinierten Gehalt von nicht mehr als 3,0 Massenprozent zugegeben werden. Die vorzuziehende Menge ist nicht mehr als 0,5 Massenprozent insgesamt.When additional Elements can one or more of the following substances are added: Zr, Hf, Ta, W, Re and Co, because of their ability to withstand high temperatures to improve. Because an overly big addition of these elements hardens the steel, have to However, if they are added, they are in a combined salary of not more than 3.0% by mass. The preferable quantity is not more than 0.5 mass percent in total.

Der Gehalt von P, S, O, Zn, Sn, Pb und anderen üblichen Verunreinigungselementen wird vorzugsweise auf das niedrigste mögliche Niveau reduziert, um eine gute Umformbarkeit und eine Niedertemperaturzähigkeit sicherzustellen. Insbesondere sollten diese Elemente wenigstens auf folgendes eingeschränkt sein: P nicht mehr als 0,04 Massenprozent, S nicht mehr als 0,03 Massenprozent, O nicht mehr als 0,02 Massenprozent, Zn nicht mehr als 0,10 Massenprozent, Sn nicht mehr als 0,10 Massenprozent und Pb nicht mehr als 0,10 Massenprozent. Am tatsächlichen Herstellungsort können schwerere Einschränkungen gemäß der erwünschten Produktqualität aufgeprägt werden.Of the Content of P, S, O, Zn, Sn, Pb and other common impurity elements is preferably reduced to the lowest possible level to a good formability and a low temperature toughness sure. In particular, these elements should at least limited to the following P not more than 0.04 mass%, S not more than 0.03 Mass percent, O not more than 0.02 mass%, Zn not more as 0.10 mass%, Sn not more than 0.10 mass% and Pb not more than 0.10 mass%. At the actual place of manufacture can be heavier restrictions according to the desired product quality imprinted become.

Wie früher erklärt, definieren die Gleichungen (1)-(3) den Zusammensetzungsbereich, der für die gleichzeitige Verbesserung der Umformbarkeit und der Hochtemperaturoxidationsbeständigkeit erforderlich ist. Obwohl keine spezielle untere Grenze für den Wert (AM-Wert) der linken Seite der Gleichung (3) festgelegt ist, enthält ein Stahl mit einem niedrigen AM-Wert gewöhnlicher Weise beliebige Mengen von Ferrit bildenden Elementen wie Si, Cr, Mo, Ti, Nb, V und Al. Wenn große Mengen dieser Elemente enthalten sind, verschlechtern sich die Umformbarkeit und die Niedertemperaturzähigkeit. Studien haben gezeigt, dass es vorzuziehen ist, die Bestandteile so zu regeln, dass der AM-Wert 40 oder höher ist.As explained earlier, equations (1) - (3) define the compositional range required for the simultaneous improvement of formability and high-temperature oxidation resistance is. Although no specific lower limit is set for the value (AM value) of the left side of the equation (3), a steel having a low AM usually contains any amount of ferrite-forming elements such as Si, Cr, Mo, Ti, Nb, V and Al. When large amounts of these elements are contained, the formability and the low-temperature toughness deteriorate. Studies have shown that it is preferable to control the ingredients so that the AM value is 40 or higher.

Das Zufriedenstellen der zuvor erwähnten chemischen Zusammensetzung verbessert gleichzeitig die Umformbarkeit, die Hochtemperaturoxidationsbeständigkeit, die Hochtemperaturfestigkeit und die Niedertemperaturzähigkeit.The Satisfaction of the aforementioned chemical composition simultaneously improves the formability, the high-temperature oxidation resistance, the high temperature strength and the low temperature toughness.

Um weiter die Umformbarkeit zu verbessern, die in dieser Weise realisiert wurde, ist es besonders effektiv, das warmgewalzte Blech einer Teilrekristallisationsbehandlung gefolgt durch Kaltwalzen und Vergüten zu unterwerfen. Insbesondere kann der r-Wert, eine Anzeige der Tiefziehbarkeit, merklich verbessert werden durch die Schritte der Herstellung eines warmgewalzten Bleches wobei 10-90 Volumenprozent dessen Struktur durch rekristallisierte Körner gebildet wird, und wobei der Rest davon durch nicht rekristallisierte Körner gebildet wird, weiter durch den Schritt des Kaltwalzens des warmgewalzten Bleches und insgesamt eine Rekristallisation davon durch Anlassen (siehe 1). Das Stahlblech mit der auf diese Weise erhaltenen Metallstruktur besitzt eine Umformbarkeit, die vollständig auf die immer härter werdenden Anforderungen an die Form von heutigen Abgasdurchlasskomponenten ansprechen kann.In order to further improve the formability realized in this manner, it is particularly effective to subject the hot rolled sheet to partial recrystallization treatment followed by cold rolling and tempering. In particular, the r-value, an indication of deep drawability, can be markedly improved by the steps of producing a hot rolled sheet, wherein 10-90 volume percent of its structure is formed by recrystallized grains, and the remainder thereof is constituted by unrecrystallized grains the step of cold rolling the hot rolled sheet and recrystallizing the whole by annealing (see 1 ). The steel sheet with the metal structure thus obtained has a formability that can fully respond to the ever-increasing demands on the shape of today's exhaust gas passage components.

Eine Teilrekristallisation des warmgewalzten Bleches kann direkt während des Warmwalzprozesses ausgeführt werden, oder durch eine Aufheizung, die zwischen dem Warmwalzen und dem Kaltwalzen ausgeführt wird.A Partial recrystallization of the hot rolled sheet can be done directly during the Hot rolling process performed be, or by heating, between hot rolling and cold rolling becomes.

Eine Teilrekristallisation während des Warmwalzens kann beispielsweise ausgeführt werden durch Warmwalzen im Temperaturbereich von 950-1250°C, durch Aufwickeln und durch Kühlung im aufgewickelten Zustand. Optimale Bedingungen können gemäß der Spezifikationen der Einrichtung und des Zeitplans der Warmwalzdurchgänge ausgewählt werden. Eine Teilrekristallisation durch Aufheizung nach dem Warmwalzen kann beispielsweise durch Aufheizung des Stahlbleches ausgeführt werden, welches nach dem Warmwalzen in dem Temperaturbereich von 850-1000°C gekühlt wurde. Die Aufheizung kann an irgendeiner Stufe vor dem Kaltwalzen ausgeführt werden.A Partial recrystallization during Hot rolling can be carried out, for example, by hot rolling in the temperature range of 950-1250 ° C, through Winding up and by cooling in the wound state. Optimal conditions can be made according to the specifications the facility and schedule of hot rolling passes. Partial recrystallization by heating after hot rolling can be carried out for example by heating the steel sheet, which was cooled in the temperature range of 850-1000 ° C after hot rolling. The heating may be performed at any stage prior to cold rolling.

Das warmgewalzte Blech, welches teilweise durch eines der vorangegangenen Verfahren rekristallisiert wurde, wird dann vollständig durch Vergüten rekristallisiert. Das Kaltwalzen wird bei einer Reduktion im Bereich von bei spielsweise 30-90% ausgeführt. Wenn das Stahlblech in einer Automobilabgasdurchlasskomponente zu verwenden ist, wird die letztendliche Blechdicke beispielsweise auf ungefähr 0,4-1,2 mm eingestellt. Die Legierungstemperatur ist vorzugsweise im Bereich von beispielsweise 950-1150°C. Das erhaltene ferritische Stahlblech hat eine hervorragende Umformbarkeit und Niedertemperaturzähigkeit, und diese Eigenschaften werden auch nach der Bearbeitung zu einem geschweißten Stahlrohr beibehalten. In dem Fall, dass ein umgeformter Artikel eine schöne Oberflächenerscheinung haben sollte und einen Großteil einer gut aussehenden Außenfläche bilden sollte, ist es vorzuziehen, das vollständig rekristallisierte warmgewalzte Blech zu verwenden, um den Artikel zu formen. Das vollständig rekristallisierte warmgewalzte Blech kann erhalten werden, wenn man das warmgewalzte Blech einer Wärmebehandlung bei Temperaturen zwischen 950 und 1100°C unterwirft.The hot-rolled sheet, partly by one of the preceding Process was recrystallized, is then completely by pay recrystallized. The cold rolling is at a reduction in the range by at example 30-90% executed. When the steel sheet in an automobile exhaust gas passage component is too For example, the final sheet thickness becomes at about 0.4-1.2 mm. The alloying temperature is preferably in the range of for example 950-1150 ° C. The obtained ferritic Steel sheet has excellent formability and low temperature toughness and these properties also become one after editing welded Retain tubular steel. In the event that a reshaped article a beautiful surface appearance should have and a lot form a good-looking outer surface should, it is preferable to the fully recrystallized hot rolled To use sheet metal to shape the article. The fully recrystallized Hot rolled sheet can be obtained by hot rolling Sheet of a heat treatment at temperatures between 950 and 1100 ° C subjects.

Beispiel 1example 1

Ferritische Stähle mit den chemischen Zusammensetzungen, die in den Tabellen 1 und 2 gezeigt wurden, wurden unter Verwendung eines Hochfrequenz-Vakuumschmelzofens gemacht und zu Baren von 30 kg gegossen. Die Barren wurden warm geschmiedet und dann zu warmgewalzten Blechen mit 4,0 mm warmgewalzt. Das Warmwalzen wurde auf einer Warmwalztemperatur von 700-1250°C ausgeführt, und ein Draft (Walzreduktion) pro Durchgang war ungefähr 30%. Jedes warmgewalzte Blech wurde wassergekühlt und dann auf 900-1000°C für eine Minute gehalten. Die Metallquerschnittsstruktur des warmgewalzten Bleches wurde mit einem optischen Mikroskop beobachtet. Es wurde herausgefunden, dass rekristallisierte Körner 10-90 Volumenprozent von jeder Probe bildeten, wobei der Rest eine nicht rekristallisierte Struktur war. Es wurde somit sichergestellt, dass eine Teilrekristallisation erreicht wurde. Die teilrekristallisierten warmgewalzten Bleche wurden zu einer Dicke von 2 mm kaltgewalzt und danach vollständig rekristallisiert durch Anlassen bzw. Vergüten für eine Minute bei 1050°C, um kaltgewalzte vergütete Bleche zu erhalten. Nummer 1-21 in Tabelle 1 sind ferritische Stähle, die diese chemische Zusammensetzung erfüllen, die von der vorliegenden Erfindung definiert wird. Nummer 22-31 in Tabelle 2 sind Vergleichsstähle, die nicht die Anforderungen an die Zusammensetzung der vorliegenden Erfindung erfüllen. Unter den Vergleichsstählen entspricht Nr. 22 dem Stahl SUH409L und Nr. 23 entspricht SUS430J1L.Ferritic steels having the chemical compositions shown in Tables 1 and 2 were made using a high frequency vacuum melting furnace and cast into 30 kg bales. The billets were hot forged and then hot rolled into hot rolled 4.0 mm sheets. The hot rolling was carried out at a hot rolling temperature of 700-1250 ° C, and a draft (rolling reduction) per pass was about 30%. Each hot rolled sheet was water cooled and then held at 900-1000 ° C for one minute. The metal cross-sectional structure of the hot-rolled sheet was observed with an optical microscope. It was found that recrystallized grains formed 10-90 volume percent of each sample with the remainder being a non-recrystallized structure. It was thus ensured that partial recrystallization was achieved. The partially recrystallized hot rolled sheets were cold rolled to a thickness of 2 mm, and then completely recrystallized by tempering for one minute at 1050 ° C to obtain cold rolled tempered sheets. Numbers 1-21 in Table 1 are ferritic steels satisfying this chemical composition defined by the present invention. Numbers 22-31 in Table 2 are comparative steels which do not meet the requirements for cohesion Composition of the present invention meet. Among the comparison steels, No. 22 corresponds to the steel SUH409L and No. 23 corresponds to SUS430J1L.

Figure 00240001
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Figure 00250001
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Ein Teststück, welches aus jedem kaltgewalzten vergüteten Blech geschnitten wurde, wurde einem Zugtest, einem Charpy-Schlagtest, einem Hochtemperaturzugtest und einem Hochtemperaturoxidationstest unterworfen.One Test piece, which was cut from each cold-rolled tempered sheet, was subjected to a tensile test, a Charpy impact test, a high temperature tensile test and subjected to a high temperature oxidation test.

Die Umformbarkeit wurde basierend auf der 0,2%-Dehngrenze bewertet, die Bruchlängung und das Verhältnis der plastischen Dehnung wurde durch den Zugtest bestimmt. Die Teststücke 13B (JIS Z 2201), die aus jeder Stahlblechprobe in Richtungen parallel zur Walzrichtung, in 45 Grad und in 90 Grad zur Walzrichtung geschnitten wurden, wurden als die Zugteststücke verwendet. Die 0,2%-Dehngrenze und die Bruchlängung wurden bestimmt, indem das Teststück, das mit 45 Grad mit Bezug zur Walzrichtung genommen wurde, den Tests unterworfen wurde, die von JIS Z 2241 beschrieben werden. Das plastische Dehnungsverhältnis wurde gemäß JIS Z 2254 bestimmt, und zwar unter Verwendung der Teststücke, die in allen drei der zuvor erwähnten Richtungen genommen wurden. Insbesondere wurde das plastische Dehnungsverhältnis in jeder Richtung aus dem Verhältnis zwischen der seitlichen Dehnung, der Dehnung in Dickenrichtung unter Anwendung einer 15%igen uniaxialen Zugvorspannung berechnet, und das durchschnittliche plastische Dehnungsverhältnis rAV und die plastische Ebenenanisotropie Δr wurden gemäß der folgenden Gleichungen bestimmt: rAV = (rL + 2rD + rT)/4 Δr = (rL + 2rD + rT)/2wobei gilt

rL
= plastisches Dehnungsverhältnis parallel zur Walzrichtung
rD
= plastisches Dehnungsverhältnis mit 45 Grad zur Walzrichtung
rT
= plastisches Dehnungsverhältnis in 90 Grad zur Walzrichtung.
The formability was evaluated based on the 0.2% proof stress, the elongation at break and the plastic strain ratio were determined by the tensile test. The test pieces 13B (JIS Z 2201) cut from each steel sheet sample in directions parallel to the rolling direction, 45 degrees and 90 degrees to the rolling direction were used as the tensile test pieces. The 0.2% proof stress and the elongation at break were determined by subjecting the test piece taken at 45 degrees with respect to the rolling direction to the tests described by JIS Z 2241. The plastic strain ratio was determined according to JIS Z 2254 using the test pieces taken in all three of the aforementioned directions. Specifically, the plastic strain ratio in each direction was calculated from the ratio between the lateral strain, the thickness strain using a 15% uniaxial tensile bias, and the average plastic strain ratio r AV and the plastic plane anisotropy Δr were determined according to the following equations. r AV = (r L + 2r D + r T ) / 4 Δr = (r L + 2r D + r T ) / 2 where is true
r L
= plastic strain ratio parallel to the rolling direction
r D
= plastic strain ratio at 45 degrees to the rolling direction
r T
= plastic strain ratio in 90 degrees to the rolling direction.

Der Charpy-Schlagtest wurde durch das Verfahren ausgeführt, welches mit Bezug auf 2 erklärt wurde. Die Energieübergangstemperatur wurde bestimmt und als ein Anzeichen für die Niedertemperaturzähigkeit verwendet.The Charpy impact test was carried out by the method described with reference to 2 was declared. The energy transition temperature was determined and used as an indication of low temperature toughness.

Der Hochtemperaturzugtest wurde gemäß JIS G 0657 ausgeführt, und zwar unter Verwendung des Zugteststückes, welches in 45 Grad genommen wurde. Die 0,2%-Dehngrenze bei 900°C wurde bestimmt und als eine Anzeige der Hochtemperaturfestigkeit verwendet.Of the High temperature tensile test was performed according to JIS G 0657 executed, using the tensile test piece taken at 45 degrees has been. The 0.2% proof stress at 900 ° C was determined and as a Display of high temperature strength used.

Der Hochtemperaturoxidationstest wurde gemäß JIS Z 2281 ausgeführt, und zwar durch Bestimmung der Menge der Oxidationszunahme nach der Aufheizung bei 900°C für 200 Stunden in der Atmosphäre. Das Ergebnis wurde als eine Anzeige für die Hochtemperaturoxidationsbeständigkeit verwendet. Die Ergebnisse der vorangegangenen Tests sind in Tabelle 3 gezeigt. Tabelle 3

Figure 00280001

  • *: Ziel der Erfindung nicht erreicht; 1) 900°C; 2) 900°C für 200 Stunden
The high temperature oxidation test was carried out according to JIS Z 2281, by determining the amount of oxidation increase after heating at 900 ° C for 200 hours in the atmosphere. The result was used as an indication of high-temperature oxidation resistance. The results of the previous tests are shown in Table 3. Table 3
Figure 00280001
  • *: Object of the invention not achieved; 1) 900 ° C; 2) 900 ° C for 200 hours

Wie aus Tabelle 3 zu sehen, hatten die Stähle Nr. 1-21, Beispiele der vorliegenden Erfindung, alle eine Härte bzw. Dehngrenze (0,2%-Dehngrenze), die ungefähr in die Mitte zwischen SUH409L (Nr. 22) und SUS430J1L (Nr. 23) fällt, und eine Duktilität (Längung) ähnlich SUH409L. Sie waren bezüglich der Tiefziehbarkeit SUH409L und SUS430J1L überlegen, d.h. bezüglich des durchschnittlichen plastischen Dehnungsverhältnisses rAV und der plastischen Ebenenanisotropie Δr. Ihre Niedertemperaturzähigkeit (Energieübergangstemperatur) war auch hervorragend, wobei sie jene von SUH409L erreichte. Die erfindungsgemäßen Stähle waren SUH409L klar überlegen und haben im wesentlichen die Leistung von SUS430J1L bezüglich der Wärmebeständigkeit bei 900°C (Hochtemperaturfestigkeit und Hochtemperaturoxidationsbeständigkeit) erreicht. Kurz gesagt, haben die Stähle der vorliegenden Erfindung eine hervorragende Umformbarkeit erreicht, während sie auch durchgehend eine Hochtemperaturfestigkeit, eine Hochtemperaturoxidationsbeständigkeit und eine Niedertemperaturzähigkeit aufrecht erhielten.As can be seen from Table 3, the steels No. 1-21, Examples of the present invention, all had a yield strength (0.2% proof stress) approximately in the middle between SUH409L (# 22) and SUS430J1L (# 23), and a ductility (elongation) similar to SUH409L. They were superior to the deep drawability SUH409L and SUS430J1L, ie, in terms of the average plastic strain ratio r AV and the plastic plane anisotropy Δr. Their low temperature toughness (energy transition temperature) was also excellent, reaching those of SUH409L. The steels of the present invention were clearly superior to SUH409L and substantially achieved the performance of SUS430J1L in terms of heat resistance at 900 ° C (high-temperature strength and high-temperature oxidation resistance). In short, the steels of the present invention have achieved excellent workability while also maintaining high-temperature strength, high-temperature oxidation resistance, and low-temperature toughness throughout.

Im Gegensatz dazu war der Stahl Nr. 22, ein Stahl als Vergleichsbeispiel, der äquivalent mit SUH409L war, bezüglich der Wärmebeständigkeit unterlegen, und Nr. 23, der äquivalent mit SUS430J1L ist, war hart und hatte unzureichende Umformbarkeit. Die Stähle Nr. 24 und 25 waren Arten, die tatsächlich bei Abgasdurchlasskomponenten für Automobilmotoren verwendet wurden. Jedoch war Nr. 24 bezüglich der Umformbarkeit und der Niedertemperaturzähigkeit unterlegen, und zwar unter anderem aufgrund der Tatsache, dass kein Ti zugegeben wurde, und dass die Si- und Cr-Gehalte außerhalb der Bereiche der vorliegenden Erfindung liegen, während Nr. 25 eine schlechte Umformbarkeit, eine schlechte Niedertemperaturzähigkeit und eine schlechte Hochtemperaturoxidationsbeständigkeit hatte, weil er viel C und Nb hatte und die Si- und Cr-Gehalte aus den Bereichen der vorliegenden Erfindung fallen. Der Stahl Nr. 26 war bezüglich der Umformbarkeit und der Hochtemperaturoxidationsbeständigkeit unterlegen, weil seine Phasenstabilität auf der austenitischen Seite war. Die Stähle Nr. 27-31 zeigten schlechte Niedertemperaturzähigkeit, weil sie Elemente enthielten, die schlecht für die Niedertemperaturzähigkeit sind, und zwar in Mengen, die die von der vorliegendenden Erfindung festgelegten Bereiche überschreiten.in the In contrast, the steel No. 22, a steel as a comparative example, the equivalent with SUH409L was, re the heat resistance inferior, and no. 23, the equivalent with SUS430J1L was hard and had insufficient workability. The steels Nos. 24 and 25 were types actually related to exhaust gas passage components for automotive engines were used. However, No. 24 was about formability and the low temperature toughness inferior, partly because of the fact that no Ti was added, and that the Si and Cr contents outside the ranges of the present invention, while no. 25 poor formability, poor low temperature toughness and had a bad high-temperature oxidation resistance because it was much C and Nb had and the Si and Cr contents from the areas of present invention. The steel No. 26 was regarding the Formability and high temperature oxidation resistance inferior because its phase stability was on the austenitic side. The steels No. 27-31 showed poor low-temperature toughness because they are elements contained that bad for the low temperature toughness are, in quantities, that of the present invention exceed specified ranges.

Beispiel 2Example 2

Die in den Tabellen 1 und 2 von Nr. 1 bis Nr. 10 und von Nr. 22 bis 26 gezeigten Stähle wurden warmgewalzt und dann der Wärmebehandlung bei Temperaturen zwischen 950 und 1100°C für 1 Minute unterworfen, um dadurch das warmgewalzte Blech mit einer vollständig rekristallisierten Struktur zu erhalten. Die erhaltenen Bleche wurden auf 2,0 mm gewalzt und danach vollständig rekristallisiert durch Vergüten bei 1050°C für 1 Minute, um kaltgewalzte vergütete Stähle zu erhalten.The in Tables 1 and 2 from No. 1 to No. 10 and from No. 22 to 26 shown steels were hot rolled and then heat treated at temperatures between 950 and 1100 ° C for 1 minute thereby subjecting the hot rolled sheet to a fully recrystallized sheet To get structure. The obtained sheets were rolled to 2.0 mm and then completely recrystallized by tempering at 1050 ° C for 1 minute, tempered by cold-rolled steels to obtain.

Genauso wie im Beispiel 1 wurde ein Stück, welches aus jedem kaltgewalzten vergüteten Stahl geschnitten wurde, dem Test unterworfen, um die 0,2%-Grenze, die Bruchlängung, das plastische Dehnungsverhältnis und die Ebenenanisotropie zu bewerten. Weiterhin wurde, um eine Oberflächenerscheinung nach der Umformung zu bewerten, ein Stück, welches aus jedem kaltgewalzten vergüteten Blech geschnitten wurde, 20% plastischer Dehnung unterworfen, und zwar in einer Richtung parallel zur Walzrichtung, und wurde dem Test unterworfen, um die Oberflächenrauhigkeit der Testteiloberfläche in der Richtung senkrecht zur Walzrichtung zu bewerten, und zwar durch Verwendung einer Kontaktoberflächenrauhigkeitsmessvorrichtung, wobei die Oberflächenrauhigkeit die durchschnittliche Rauhigkeit Rz an 10 Punkten gemäß JIS B 0660 ist. Zum Vergleich wurde die Oberflächenrauhigkeit genauso wie oben für die in Tabelle 3 gezeigten Teststücke getestet, die aus den teilweise rekristallisierten warmgewalzten Blechen genommen wurden, und die Ergebnisse wurden in Tabelle 4 als Vergleichswerte der Oberflächenrauhigkeit gezeigt. Tabelle 4

Figure 00310001

  • *: Ziel der Erfindung nicht erreicht
  • 1) Testergebnisse für die Teile von teilweise rekristallisierten warmgewalzten Blechen, die in Tabelle 3 gezeigt wurden.
Just as in Example 1, a piece cut from each cold-rolled tempered steel was subjected to the test to evaluate the 0.2% limit, the elongation at break, the plastic strain ratio and the plane anisotropy. Further, to evaluate a surface appearance after the forming, a piece cut from each cold-rolled annealed sheet was subjected to 20% plastic strain in a direction parallel to the rolling direction, and was subjected to the test to obtain the surface roughness of the test piece surface in the direction perpendicular to the rolling direction, by using a contact surface roughness measuring device, wherein the surface roughness is the average roughness Rz at 10 points according to JIS B 0660. For comparison, the surface roughness was tested in the same manner as above for the test pieces shown in Table 3 taken from the partially recrystallized hot-rolled sheets, and the results were shown in Table 4 as surface roughness comparison values. Table 4
Figure 00310001
  • *: Object of the invention not achieved
  • 1) Test results for the parts of partially recrystallized hot rolled sheets shown in Table 3.

Im Vergleich der erfindungsgemäßen Beispiele zwischen Tabelle 4 und Tabelle 3 ist zu sehen, dass bei den Teststücken, die aus vollständig rekristallisierten warmgewalzten Blechen genommen wurden, jene der Tabelle 4 dazu tendieren, das gleiche oder ein niedrigeres durchschnittliches plastisches Dehnungsverhältnis zu haben, und dass sie eine geringfügig gesteigerte Ebenenanisotropie im Vergleich zu jenen der Tabelle 3 für teilweise rekristallisierte warmgewalzte Bleche haben. Dies scheint darauf zu basieren, dass geringfügig der r-Wert in einer Richtung 45 Grad zur Walzrichtung im Fall von vollständig rekristallisierten warmgewalzten Blechen abgesenkt wird. Andererseits ist offensichtlich, dass die Oberflächenrauhigkeit nach dem Umformen merklich verringert wird, wenn die vollständig rekristallisierten warmgewalzten Bleche verwendet werden. Dies bedeutet, dass durch Anwendung einer Behandlung zur vollständigen Rekristallisation in dem warmgewalzten Blech ein Stahlblech vorgesehen ist, welches zur Anwendung bei dem umgeformten Artikel geeignet ist, welcher eine bessere feine Oberflächenerscheinung erfordert. Die Vergleichsbeispiele in Tabelle 4 sind grundlegend bezüglich der Umformbarkeit im Vergleich zu den erfindungsgemäßen Beispielen unterlegen.in the Comparison of the examples according to the invention between Table 4 and Table 3 it can be seen that in the test pieces, the out completely recrystallized hot rolled sheets were taken, those of the table 4 tend to be the same or a lower average plastic strain ratio to have, and that they are a little bit increased level anisotropy compared to those in the table 3 for partial recrystallized hot-rolled sheets have. This seems to be to base that slightly the r value in one direction is 45 degrees to the rolling direction in the case of Completely recrystallized hot rolled sheets is lowered. on the other hand It is obvious that the surface roughness noticeably after forming is reduced when the complete recrystallized hot rolled sheets are used. This means, that by applying a treatment for complete recrystallization in the hot-rolled sheet is provided with a steel sheet, which for Application in the reshaped article is suitable, which is a better fine surface appearance requires. The comparative examples in Table 4 are basic in terms of the formability in comparison to the inventive examples inferior.

Somit ermöglicht die vorliegende Erfindung eine gleichzeitige Verbesserung der Umformbarkeit, der Hochtemperaturfestigkeit, der Hochtemperaturoxidationsbeständigkeit und der Niedertemperaturzähigkeit in einem ferritischen wärmebeständigen Stahlblech. Das ferritische Stahlblech der vorliegenden Erfindung ist teilweise dahingehend bemerkenswert, dass es hervorragende Umformbarkeit, spezielle Tiefziehbarkeit und Isotropie bietet, dass es auf die Anforderungen einer Vielzahl von Umformungsverfahren ansprechen kann. In dieser Hinsicht ist das Stahlblech der vorliegenden Erfindung mit neuen Fähigkeiten ausgestattet, die nicht von herkömmlichen ferritischen wärmebeständigen Stahlblechen vorhergesehen bzw. erreicht werden konnten. Es bietet auch eine Hochtemperaturfestigkeit, eine Hochtemperaturoxidationsbeständigkeit und eine Niedertemperaturzähigkeit, die ein Leistungsniveau erreichen, welches gleich oder besser als bei den Stahlblechen ist, die gegenwärtig für Abgasdurchlasskomponenten verwendet wurden. Während herkömmliche ferritische Stahlbleche nicht gleichzeitig hohe Niveaus der Umformbarkeit, der Hochtemperaturfestigkeit, der Hochtemperaturoxidationsbeständigkeit und der Niedertemperaturzähigkeit erreichten, erreicht die vorliegende Erfindung gleichzeitig eine hervorragende Leistung bei allen diesen Punkten bei einem Cr-Gehalt von nicht mehr als 11%. Als solches ermöglicht die vorliegende Erfindung die Anwendung eines ferritischen wärmebeständigen Stahls bei kompliziert geformte Abgasdurchlasskomponenten, hilft dabei, den Freiheitsgrad bei der Konstruktion von solchen Kompo nenten zu vergrößern und bringt einen merklichen Beitrag zur Kostenreduktion.Thus, the present invention enables simultaneous improvement of workability, high temperature strength, high temperature oxidation resistance and low temperature toughness in a ferritic heat resistant steel sheet. The ferritic steel sheet of the present invention is in part notable in that it offers excellent formability, special deep drawability, and isotropy that it can respond to the needs of a variety of forming processes. In the In this respect, the steel sheet of the present invention is provided with new capabilities that could not be anticipated from conventional ferritic heat-resistant steel sheets. It also offers high temperature strength, high temperature oxidation resistance, and low temperature toughness that reach a performance level equal to or better than the steel sheets currently used for exhaust gas passage components. While conventional ferritic steel sheets did not simultaneously attain high levels of formability, high temperature strength, high temperature oxidation resistance and low temperature toughness, the present invention simultaneously achieves excellent performance at all these points with a Cr content of not more than 11%. As such, the present invention enables the use of a ferritic heat resistant steel in complicated shaped exhaust gas passage components, helps to increase the degree of freedom in the design of such components and makes a significant contribution to cost reduction.

Claims (8)

Ferritisches Stahlblech, das gleichzeitig eine verbesserte Umformbarkeit, Hochtemperaturoxidationsbeständigkeit, Hochtemperaturfestigkeit und Niedrigtemperaturzähigkeit besitzt, wobei das Blech in Massenprozent Folgendes aufweist: C: nicht mehr als 0,02%, Si: 0,7-1,1%, Mn: nicht mehr als 0,8%, Ni: nicht mehr als 0,5% Cr: 8,0 bis weniger als 11,0%, N: nicht mehr als 0,02%, Nb: 0,10-0,50%, Ti: 0,07-0,25%, Cu: 0,02-0,5%, B: 0,0005-0,02%, V: 0(keine Zugabe)-0,20%, eines oder beide der folgenden Elemente: Ca und Mg: 0(keine Zugabe)-0,01% gesamt, eines oder mehrere der Elemente aus Y und Seltene-Erden-Elementen: 0(keine Zugabe)-0,20% gesamt, und den Rest aus Fe und nicht vermeidbaren Verunreinigungen, und wobei das Blech eine chemische Zusammensetzung besitzt, die alle der folgenden Gleichungen (1)-(3) erfüllt: "(1)" 3 Cr + 40 Si ≥ 61 "(2)" Cr + 10 Si ≤ 21 "(3)" 420 C – 11,5 Si + 7 Mn + 23 Ni – 11,5 Cr – 12 Mo + 9 Cu-49 Ti – 25 (Nb + V) – 52 Al + 470 N + 189 ≤ 70, wobei der Stahl optional in Massenprozent Folgendes aufweist: Mo: nicht mehr als 0,50%, und Al: nicht mehr als 0,10%.Ferritic steel sheet, which at the same time a improved formability, high temperature oxidation resistance, Has high temperature strength and low temperature toughness, the Sheet in mass percent has: C: not more than 0.02% Si: 0.7-1.1%, Mn: not more than 0.8%, Ni: not more than 0.5% Cr: 8.0 to less than 11.0%, N: not more than 0.02%, Nb: 0.10-0.50%, Ti: 0.07-0.25%, Cu: 0.02-0.5% B: 0.0005-0.02%, V: 0 (no addition) -0.20%, one or both of the following elements: Ca and Mg: 0 (no addition) -0.01% total, one or more elements of Y and rare earth elements: 0 (none Addition) -0.20% total, and the rest of Fe and unavoidable Impurities, and wherein the sheet has a chemical composition which satisfies all of the following equations (1) - (3): "(1)" 3 Cr + 40 Si ≥ 61 "(2)" Cr + 10 Si ≤21 "(3)" 420 C - 11.5 Si + 7 Mn + 23 Ni - 11.5 Cr - 12 Mo + 9 Cu-49 Ti - 25 (Nb + V) - 52 Al + 470 N + 189 ≤ 70, in which the steel optionally in mass percent has: Not a word: not more than 0.50%, and Al: not more than 0.10%. Stahlblech nach Anspruch 1, wobei der Gehalt von V 0,01-0,20 beträgt.Steel sheet according to claim 1, wherein the content of V is 0.01-0.20. Stahlblech nach Anspruch 1 oder 2, wobei der Gehalt von einem oder beiden der Elemente Ca und Mg 0,0003-0,01% gesamt beträgt.Steel sheet according to claim 1 or 2, wherein the content of one or both of the elements Ca and Mg totaled 0.0003-0.01% is. Stahlblech nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei der Gehalt von einem oder mehreren der Elemente Y und Seltene-Erden-Elementen 0,01-0,20% gesamt beträgt.Steel sheet according to one of the preceding claims, wherein the content of one or more of the elements Y and rare earth elements 0,01-0,20% total is. Stahlblech nach einem der vorhergehenden Ansprüche, das ferner auf Kosten von Fe in Massenprozent eines oder mehrere der folgenden Elemente aufweist: Zr, Hf, Ta, W, Re und Co, die, wenn sie aufgenommen sind, einen kombinierten Gehalt von nicht mehr als 3,0 Massenprozent aufweisen und vorzugsweise nicht mehr als 0,5 Massenprozent gesamt.Steel sheet according to one of the preceding claims, which further at the expense of Fe in mass percentage of one or more of Zr, Hf, Ta, W, Re and Co, which, if they are included, a combined salary of not more than 3.0% by mass and preferably not more than 0.5 Total weight percent. Stahlblech nach einem der Ansprüche 1 bis 5, das eine Metallstruktur besitzt, die erhalten wird durch Kaltwalzen und Anlassen bzw. Vergüten eines teilweise rekristallisierten warmgewalzten Blechs.Steel sheet according to one of claims 1 to 5, which has a metal structure which is obtained by cold rolling and annealing partially recrystallized hot rolled sheet. Stahlblech nach einem der Ansprüche 1 bis 5, das eine metallische Struktur besitzt, die erhalten wird durch Kaltwalzen und Anlassen bzw. Vergüten eines vollständig rekristallisierten warmgewalzten Blechs.Steel sheet according to one of claims 1 to 5, which is a metallic Has structure obtained by cold rolling and tempering or tempering one completely recrystallized hot rolled sheet. Stahlblech nach einem der Ansprüche 1 bis 7, das im Herstellungszustand, in einem Automotor-Abgasdurchlassbauteil verwendet wird.Steel sheet according to one of claims 1 to 7, in the manufacturing state, in a car engine exhaust passage component is used.
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