ES2818560T3 - Lámina de acero inoxidable ferrítico - Google Patents

Lámina de acero inoxidable ferrítico Download PDF

Info

Publication number
ES2818560T3
ES2818560T3 ES13757964T ES13757964T ES2818560T3 ES 2818560 T3 ES2818560 T3 ES 2818560T3 ES 13757964 T ES13757964 T ES 13757964T ES 13757964 T ES13757964 T ES 13757964T ES 2818560 T3 ES2818560 T3 ES 2818560T3
Authority
ES
Spain
Prior art keywords
conveniently
oxidation
resistance
stainless steel
amount
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
ES13757964T
Other languages
English (en)
Inventor
Norihiro Kanno
Junichi Hamada
Yoshiharu Inoue
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Stainless Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Stainless Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Stainless Steel Corp filed Critical Nippon Steel Stainless Steel Corp
Application granted granted Critical
Publication of ES2818560T3 publication Critical patent/ES2818560T3/es
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/02—Hardening by precipitation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0478—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing involving a particular surface treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/30—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F01—MACHINES OR ENGINES IN GENERAL; ENGINE PLANTS IN GENERAL; STEAM ENGINES
    • F01N—GAS-FLOW SILENCERS OR EXHAUST APPARATUS FOR MACHINES OR ENGINES IN GENERAL; GAS-FLOW SILENCERS OR EXHAUST APPARATUS FOR INTERNAL COMBUSTION ENGINES
    • F01N2530/00—Selection of materials for tubes, chambers or housings
    • F01N2530/02—Corrosion resistive metals
    • F01N2530/04—Steel alloys, e.g. stainless steel

Landscapes

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

Abstract

Una lámina de acero inoxidable ferrítico que contiene Mn que consiste, en términos de % en masa, en: C: 0,001 a 0,020 %, N: 0,001 a 0,020 %, Si: 0,10 a un 0,40 %, Mn: 0,20 a 1,00 %, Cr: 16,0 a 20,0 %, Nb: 0,30 a 0,80 %, Mo: 1,80 a 2,40 %, W: 0,05 a 1,40 %, Cu: 1,00 a 2,50 %, y B: 0,0003 a 0,0030 % y opcionalmente un componente seleccionado de al menos un grupo de un primer grupo que contiene uno o más de Ni: 0,10 a 1,0 %, Al: 0,01 a 1,0 %, y V: 0,01 a 0,50 %; un segundo grupo que contiene Mg: 0,00010 a 0,0100 %; un tercer grupo que contiene uno o más de Sn: 0,01 a 0,50 % y Co: 0,01 a 1,50 %; y un cuarto grupo que contiene uno o más de Zr: 0,01 a 1,0 %, Hf: 0,01 a 1,0 %, y Ta: 0,01 a 2,0 % en la que los componentes están contenidos cumpliendo la fórmula (1) a continuación y el resto está compuesto por Fe e impurezas inevitables; 5 <= (5 × Mo) / (3 × Mn) <= 20 ··· (1), en la que Mo y Mn en la fórmula (1) significan cada uno el contenido (% en masa) de los mismos.

Description

DESCRIPCIÓN
Lámina de acero inoxidable ferrítico
Campo técnico
La presente invención se refiere a una lámina de acero inoxidable ferrítico que se usa en particular para miembros del sistema de escape o similares que necesitan resistencia a la oxidación.
Técnica anterior
Dado que un miembro del sistema de escape, tal como un colector de escape para automóviles, permite que pase un gas de escape a alta temperatura que se emite desde un motor, un material que constituye el miembro de escape necesita una variedad de características tales como características de resistencia a altas temperaturas, resistencia a la oxidación y resistencia térmica y, por tanto, se emplea para el material un acero inoxidable ferrítico que tiene una excelente resistencia al calor.
La temperatura de los gases de escape varía dependiendo del tipo de vehículo y, en los últimos años, en muchos casos es de aproximadamente 800 a 900 °C. La temperatura de un colector de escape que permite que pase un gas de escape a alta temperatura emitido por un motor es tan alta como 750 a 850 °C. Con la aparición de problemas ambientales en los últimos años, se está avanzando en un mayor fortalecimiento de las regulaciones de gases de escape y la mejora de la eficacia del combustible. Como resultado, se cree que la temperatura de los gases de escape se eleva a aproximadamente 1000 °C.
Los ejemplos del acero inoxidable ferrítico que se usa en los últimos años incluyen SUS429 (estándar JIS, acero con adición de Nb-Si) y SUS444 (estándar JIS, acero con adición de Nb-Mo), que mejoran la resistencia a altas temperaturas y la resistencia a la oxidación mediante la adición de Nb como elemento principal, Si y Mo. Sin embargo, SUS444 no tiene suficiente resistencia a altas temperaturas y resistencia a la oxidación para la temperatura de un gas de escape superior a 850 °C. Por este motivo, se requiere un acero inoxidable ferrítico que tenga una resistencia a la temperatura y una resistencia a la oxidación de SUS444 o superior. En el presente documento, la "resistencia a la oxidación" se evalúa mediante una cantidad incrementada de oxidación y la cantidad de incrustación desprendida en un ensayo de oxidación continua en el aire, y se asume que es excelente cuando tanto la cantidad incrementada de oxidación como la cantidad de incrustación desprendida son pequeñas. Dado que los automóviles se usan durante un largo período de tiempo, se necesita resistencia a la oxidación en los casos en los que un acero inoxidable ferrítico se mantiene a 1000 °C durante 200 horas.
Para dicha demanda, se han desarrollado una variedad de materiales para un miembro de sistema de escape. Por ejemplo, los documentos de patente 1 a 4 divulgan una técnica en la que se añaden Cu-Mo-Nb-Mn-Si en combinación. Al acero divulgado en el documento de patente 1, se añade Cu-Mo con el propósito de mejorar la resistencia y tenacidad a altas temperaturas, y se añade Mn con el propósito de mejorar la resistencia a la formación de incrustaciones. Sin embargo, no se describe claramente una cantidad incrementada de oxidación, las condiciones de un ensayo de oxidación continua son de 1000 °C x 100 horas, y no se examina la capacidad de desprendimiento de incrustación en caso de exceder las 100 horas. El documento de patente 2 divulga el ajuste mutuo de los elementos que se añaden para mejorar la resistencia a la oxidación del acero con adición de Cu. Sin embargo, la temperatura del ensayo de oxidación continua no es superior a 950 °C, y en realidad no se realiza un ensayo a 1000 °C. El documento de patente 3 divulga un procedimiento en el que las características de oxidación repetida del acero se mejoran drásticamente optimizando los contenidos de Si y Mn. Sin embargo, el tiempo total de tratamiento térmico en la prueba de oxidación repetida a la temperatura más alta es de aproximadamente 133 horas, y no se ha llevado a cabo el examen de la resistencia a la oxidación en un período de tiempo más largo. Aunque el documento de patente 4 divulga una técnica en la que la resistencia a altas temperaturas y la resistencia a la oxidación se mejoran ajustando las cantidades de Mo y W, solo se evalúa la cantidad incrementada de oxidación y no se evalúa la cantidad de incrustación desprendida.
Los autores de la presente invención divulgan en el documento de patente 5 una técnica en la que la fase de Laves y la fase £-Cu se dispersan finamente añadiendo Nb-Mo-Cu-Ti-B en combinación para obtener resistencia a altas temperaturas a 850 °C. Los autores de la presente invención también divulgan en el documento de patente 6 una técnica en la que la precipitación y el engrosamiento de la fase de Laves se inhiben haciendo un carbonitruro que tiene Nb como fase principal fina en un acero de Nb-Mo-Cu-Ti-B para obtener una excelente resistencia al calor a 950 °C.
El documento JP2009-197307 A divulga un acero inoxidable ferrítico con una excelente resistencia a altas temperaturas. El documento WO2011/111871 A1 describe un acero inoxidable ferrítico altamente resistente a la oxidación. El documento JP2011 -68948 A se refiere a un acero inoxidable para un intercambiador de calor.
[Documentos de la técnica anterior]
[Documentos de patente]
Documento de patente 1 Patente japonesa n.° 269658
Documento de patente 2 Publicación
Figure imgf000003_0001
patente no examinada japonesa n.° 2009-235555
Documento de patente 3 Publicación
Figure imgf000003_0002
patente no examinada japonesa n.° 2010-156039
Documento de patente 4 Publicación
Figure imgf000003_0003
patente no examinada japonesa n.° 2009-1834
Documento de patente 5 Publicación
Figure imgf000003_0004
patente no examinada japonesa n.° 2009-215648
Documento de patente 6 Publicación de patente no examinada japonesa n.° 2011 -190468
Sumario de la invención
Problema técnico
Se ha descubierto que incluso cuando se usan las técnicas divulgadas en los documentos de patente 5 y 6, hay algunos casos en los que la resistencia a la oxidación y la capacidad de desprendimiento de las incrustaciones no se muestran de forma estable durante un largo período de tiempo a una temperatura de alrededor de 1000 °C.
Un objeto de la presente invención es proporcionar acero inoxidable ferrítico que tenga una mayor resistencia a la oxidación que en una técnica convencional, en particular en un entorno en el que la temperatura más alta de un gas de escape es de alrededor de 1000 °C.
La siguiente descripción no pretende limitar la invención.
Medios para resolver el problema
Para resolver el problema mencionado anteriormente, los autores de la presente invención estudiaron intensamente para descubrir que, en un acero con adición de Si-Mn-Nb-Mo-W-Cu, en los casos en los que la cantidad de Mo que se va a añadir es del 1,80 % o superior, cuando se incrementa la cantidad de Mn que se va a añadir y además, el equilibrio entre Mo y Mn se controla de modo que la siguiente fórmula (1):
5 < (5 x M o ) / (3 x M n ) < 20 • • • ( 1 )
se cumple, la cantidad incrementada de oxidación y la cantidad de incrustación desprendida durante un uso prolongado a 1000 °C son pequeñas y la estabilidad a largo plazo de una película de óxido es excelente. También se ha descubierto que cuando se contiene Ti, la capacidad de desprendimiento de las incrustaciones se deteriora.
Los autores de la presente invención fundieron aceros con adición de Si-Mn-Nb-Mo-W-Cu de muchos tipos de composiciones para producir materiales laminados y se cortaron piezas de ensayo, y se evaluó la cantidad incrementada de oxidación y la cantidad de incrustación desprendida durante un uso prolongado a 1000 °C. Como resultado de la evaluación, se ha descubierto que los aceros con adición de Si-Mn-Nb-Mo-W-Cu que tienen dos o tres tipos de composiciones tienen una excelente estabilidad a largo plazo de una película de óxido. De los aceros anteriores, se selecciona un acero que tiene la estabilidad a largo plazo más excelente de una película de óxido, y la relación entre la cantidad incrementada de oxidación y la cantidad de incrustación desprendida durante un uso prolongado a 1000 °C y se ha aclarado la composición química.
En otras palabras, se empleó como acero con adición de Si-Mn-Nb-Mo-W-Cu, que es un acero que tiene una excelente estabilidad a largo plazo de la película de óxido antes mencionada, un acero del 0,005 al 0,008 % en C, del 0,009 al 0,013 % en N, del 16,9 al 17,5 % en Cr, del 0,13 al 0,19 % en Si, del 0,03 al 1,18 % en Mn, del 0,49 al 0,55 % en Nb, del 2,14 al 2,94 % en Mo, del 0,67 al 0,80 % en W, del 1,40 al 1,55 % en Cu, del 0,0003 al 0,0006 en B. La figura 1 ilustra un resultado del examen de la cantidad de incrustación desprendida cuando se realiza un ensayo de oxidación continua en el aire a 1000 °C durante 200 horas. En un tipo de acero cuya cantidad de Mn añadida era del 0,20 % o más, se ha descubierto que cuando la cantidad de incrustación desprendida disminuye y pasa a ser del 0,30 % o superior, la cantidad de incrustación desprendida es sustancialmente 0. La figura 2 ilustra una relación cuando el resultado mencionado anteriormente se aplica a la proporción de Mo/Mn (término medio de la fórmula (1), (5 x Mo) / (3 x Mn)). Se ha descubierto que cuando la proporción de Mo/Mn es de 20 o menor, la cantidad de incrustación desprendida es de 1,0 mg/cm2 o menor y se puede obtener una excelente capacidad de desprendimiento de incrustaciones. El motivo por el que la estabilidad a largo plazo de una película de óxido es excelente cuando se añade Mn es que la composición del componente del acero de la invención tiene una excelente capacidad de formación de película de óxido que contiene Mn. Dado que el acero se expone a altas temperaturas durante mucho tiempo, el (Mn, Cr)3Ü4 que se genera en la capa más externa como una película de óxido se genera para formar una capa gruesa. Como resultado, se supone que se inhibe la generación y sublimación de MoÜ3 que se sublima fácilmente, y que difícilmente se producirán defectos de incrustación, y es difícil que se desprenda una incrustación. Para confirmar la existencia de la película de óxido que contiene Mn, una sección transversal después de un tratamiento térmico se somete a mapeo elemental por EPMA, y la existencia se puede juzgar si el Mn está concentrado en la capa más externa o no.
En la presente invención, se confirma que, cuando se realiza un tratamiento térmico en una condición de 900 a 1000 °C x 100 a 200 horas, se genera (Mn, Cr)3Ü4 en la capa más externa de la película de óxido. Una condición de tratamiento térmico en la que la progresión de la oxidación es considerable y se excluye una influencia de oxidación anormal se estableció en un tratamiento térmico de los criterios de evaluación.
Además, se ha descubierto que, cuando la cantidad de W se controla de modo que la fórmula (2):
2 , 28 < ( 5 x Mo 2 , 5W) / ( 4 x M n ) < 8 , 0 • • • ( 2 )
se cumple, la cantidad incrementada de oxidación y la cantidad de incrustación desprendida durante un uso prolongado a 1000 °C son pequeñas y la película de óxido tiene una excelente estabilidad a largo plazo, en otras palabras, la influencia de W en la resistencia a la formación de incrustaciones es de 1/2 de la cantidad de Mo añadida.
Además, la figura 3 ilustra el resultado de un ensayo de oxidación continua en el aire del acero seleccionado como la película de óxido mencionada anteriormente que tiene una excelente estabilidad a largo plazo. En otras palabras, la figura 3 ilustra una relación en la que la cantidad de incrustación desprendida en los casos en los que se realiza un ensayo de oxidación continua en el aire a 1000 °C durante 200 horas usando un acero de un 0,005 a 0,007 % en C, de 0,0010 a 0,012 % en N, de 17,4 a 17,8 % en Cr, de 0,13 a 0,15 % en Si, de 0,03 a 1,18 % en Mn, de 0,49 a 0,56 % en Nb, de 1,81 a 2,15 % en Mo, de 0,35 a 0,70 % en W, de 1,40 a 1,53 % en Cu, de 0,0004 a 0,0005 en B se aplica a la proporción de Mo W/Mn (término medio de la fórmula (2), ((5 x Mo 2,5W) / (4 x Mn)). En la figura 3, ■ (círculo relleno) representa que se cumple la fórmula (1) y O (círculo abierto) representa que no se cumple la fórmula (1). Se ha descubierto que, cuando el término medio de la fórmula (2) es 8,0 o menor en los datos en los que se cumple la fórmula (1), la incrustación apenas se desprende. Esto se debe a que, de forma similar al Mo, la generación y la sublimación antes mencionada de WO3 que se sublima fácilmente son inhibidas por una incrustración que contiene (Mn, Cr)3O4. Por este motivo, se supone que difícilmente se generará un defecto de incrustación y que es difícil desprender una incrustación.
La invención se define en las reivindicaciones.
Aquellas sin un límite inferior incluyen el nivel de impurezas inevitables.
Efecto de la invención
De acuerdo con la invención, se obtienen características de alta temperatura mejores que SUS444, en otras palabras, se puede proporcionar acero inoxidable ferrítico que tiene mejor resistencia a la oxidación a 1000 °C que SUS444. Aplicando la invención en particular a un miembro del sistema de escape de un automóvil o similar, el miembro del sistema de escape puede soportar un gas de escape con una temperatura alta de alrededor de 1000 °C.
Breve descripción de los dibujos
La figura 1 ilustra un resultado que representa la cantidad de Mn añadida y la cantidad de incrustación desprendida.
La figura 2 ilustra un resultado que representa una influencia del término medio de la fórmula (1) sobre la cantidad de incrustación desprendida.
La figura 3 ilustra un resultado que representa una influencia del término medio de la fórmula (2) sobre la cantidad de incrustación desprendida.
Descripción de los modos de realización
A continuación, se describe en detalle la presente invención. En primer lugar, se explica en detalle el motivo para restringir los componentes de la invención. A continuación en el presente documento, % significa % en masa a menos que se restrinja de otro modo.
El C deteriora la conformabilidad y la resistencia a la corrosión, y acelera la precipitación de carbonitruro de Nb para provocar una disminución de la resistencia a altas temperaturas. Cuanto menor sea el contenido, mejor. Por el motivo antes mencionado, el límite superior del contenido es 0,020 %, convenientemente 0,015 % y más convenientemente 0,012 %. Se debe tener en cuenta que, dado que una disminución excesiva en el contenido da lugar a un aumento en el coste de refinado, el límite inferior es 0,001 %, convenientemente 0,002 % y más convenientemente 0,003 %.
El N, de forma similar al C, deteriora la conformabilidad y la resistencia a la corrosión, y acelera la precipitación de carbonitruro de Nb para provocar una disminución de la resistencia a altas temperaturas. Cuanto menor sea el contenido, mejor y, por lo tanto, el contenido se estableció en un 0,020 % o menos. Por el motivo antes mencionado, el límite superior fue convenientemente de 0,015 %, y más convenientemente 0,012 %. Se debe tener en cuenta que, dado que una disminución excesiva en el contenido da lugar a un aumento en el coste de refinado, el límite inferior es 0,001 %, convenientemente 0,003 % y más convenientemente 0,005 %.
El Si es un elemento muy importante para mejorar la resistencia a la oxidación. El Si es un elemento que también es útil como desoxidante. Cuando la cantidad de Si añadido es inferior al 0,10 %, tiende a producirse una oxidación anormal; cuando la cantidad de Si añadido es superior al 0,40 %, tiende a producirse el desprendimiento de incrustaciones; y por lo tanto, la cantidad se estableció entre 0,10 y 0,40 %. Por el motivo antes mencionado, preferentemente el límite superior es convenientemente 0,30 %, y más convenientemente 0,25 %. Sin embargo, teniendo en cuenta la resistencia a altas temperaturas, suponiendo que el Si acelera la precipitación de un compuesto intermetálico que contiene Fe, Nb, Mo y W como elementos principales, lo que se denomina fase de Laves a alta temperatura y reduce la cantidad de Nb, Mo, W de solución sólida para reducir la resistencia a alta temperatura, el límite inferior es 0,10 %, convenientemente 0,12 %, y más convenientemente 0,15 %.
El Mn es un elemento muy importante que forma (Mn, Cr)3Ü4 en una porción de la capa superficial durante un uso prolongado y contribuye a la adhesión de incrustaciones o a la inhibición de la oxidación anormal. El efecto se manifiesta cuando el contenido del mismo es del 0,20 % o superior. Por otra parte, la adición excesiva de Mn superior al 1,00 % deteriora la procesabilidad a temperatura normal. Por el motivo antes mencionado, preferentemente el límite superior es convenientemente 0,87 %, y más convenientemente 0,60 %. El límite inferior es 0,20 %, convenientemente 0,25 % y más convenientemente 0,30 %.
El Cr es un elemento que es un elemento necesario para asegurar la resistencia a la oxidación en la invención. En la invención, dado que se obtiene una resistencia a la oxidación suficiente a 1000 °C cuando el contenido de Cr es 16,0 % o superior, el límite inferior se establece en 16,0 %. Por el motivo antes mencionado, el límite inferior es convenientemente 16,5 %, y más convenientemente 17,0 %. Por otra parte, dado que el deterioro de la procesabilidad y el deterioro de la tenacidad se producen cuando el contenido de Cr es superior al 20,0 %, el límite superior es 20,0 %, convenientemente 19,5 % y más convenientemente 19,0 %.
El Nb es un elemento necesario para mejorar la resistencia a altas temperaturas fortaleciendo la precipitación mediante el fortalecimiento de la solución sólida y la precipitación fina. El Nb también tiene la función de fijar el C o N como carbonitruro y contribuir al desarrollo de la resistencia a la corrosión o la textura de recristalización que influye en el valor r de una lámina de producto. En un acero con adición de Si-Mn-Nb-Mo-W-Cu de la invención, se obtiene un incremento de Nb en solución sólida y un fortalecimiento de la precipitación mediante la adición de Nb al 0,30 % o más. Por el motivo antes mencionado, el límite inferior es 0,30 %, convenientemente 0,35 %, y más convenientemente 0,40 %. La adición excesiva de Nb superior al 0,80 % acelera el engrosamiento de una fase de Laves, no contribuye a la resistencia a altas temperaturas e incrementa el coste. Por el motivo antes mencionado y la capacidad de fabricación y el coste, el límite superior es 0,80 %, convenientemente 0,75 % y más convenientemente 0,70 %.
El Mo mejora la resistencia a la corrosión, inhibe la oxidación a altas temperaturas y es eficaz para el fortalecimiento de la precipitación mediante la precipitación fina de una precipitación fina y la mejora de la resistencia a altas temperaturas mediante el fortalecimiento de la solución sólida. Sin embargo, la adición excesiva de Mo acelera el desprendimiento de incrustaciones durante un uso prolongado, acelera la precipitación gruesa, reduce la capacidad de fortalecimiento de la precipitación y deteriora la procesabilidad. En la invención, en el caso del acero con adición de Si-Mn-Nb-Mo-W-Cu mencionado anteriormente, la inhibición de la oxidación a altas temperaturas a 1000 °C, un incremento de Mo en solución sólida y el fortalecimiento de la precipitación se obtienen añadiendo un 1,80 % de Mo o más. Por el motivo antes mencionado, el límite inferior es 1,80 %, convenientemente 1,82 %, y más convenientemente 1,86 %.
Sin embargo, la adición excesiva de Mo superior al 2,40 % acelera el desprendimiento de incrustaciones, no contribuye a la resistencia a la oxidación y provoca un incremento en el coste. Por el motivo antes mencionado, el límite superior es 2,40 %, convenientemente 2,35 %, y más convenientemente 2,30 %. Teniendo en cuenta la aceleración del engrosamiento de una fase de Laves, la no contribución a la resistencia a altas temperaturas y el incremento del coste, el Mo es deseablemente del 1,90 al 2,30 %.
El W tiene un efecto similar al Mo y es un elemento que mejora la resistencia a altas temperaturas. En un acero con adición de Si-Mn-Nb-Mo-W-Cu de la invención, se obtiene un efecto mediante la adición de W al 0,05 % o superior. Por el motivo antes mencionado, el límite inferior es 0,05 %, convenientemente 0,08 %, y más convenientemente 0,10 %. Se debe tener en cuenta que, cuando se añade W en exceso, el W se disuelve en una fase de Laves, hace que la precipitación sea gruesa y deteriora la capacidad de fabricación y procesabilidad. Por el motivo antes mencionado, el límite superior es 1,40 %, convenientemente 1,35 %, y más convenientemente 1,30 %. Teniendo en cuenta que el W, de forma similar al Mo, genera un óxido que tiene una alta sublimabilidad y facilita el desprendimiento de incrustaciones, el W es deseablemente del 0,10 al 1,30 %.
El Cu es un elemento eficaz para mejorar la resistencia a altas temperaturas. Esto se debe al efecto de endurecimiento de precipitación por precipitación de £-Cu, y el efecto se manifiesta considerablemente mediante la adición de 1,00 % o más. Por el motivo antes mencionado, el límite inferior es 1,00 %, convenientemente 1,03 %, y más convenientemente 1,05 %.
Por otra parte, la adición excesiva de los mismos provoca el deterioro del estiramiento uniforme o un incremento de la tensión de prueba de temperatura normal, lo que genera un problema en la conformabilidad de la prensa. Cuando se añade Cu al 2,50 % o más, se forma una fase de austenita en una región de alta temperatura y se crea una oxidación anormal en la superficie. Por el motivo antes mencionado, el límite superior es 2,50 %, convenientemente 2,40 %, y más convenientemente 2,20 %. Teniendo en cuenta también la capacidad de fabricación o la adherencia a las incrustaciones, el Cu es deseablemente del 1,05 al 2,20 %.
El B es un elemento que mejora la procesabilidad secundaria durante el trabajo en prensa de un producto, y el efecto de B se muestra cuando se añade 0,0003 % o más de B. Por el motivo antes mencionado, el límite inferior es 0,0003 %, convenientemente 0,00035 %, y más convenientemente 0,00040 %. Se debe tener en cuenta que la adición excesiva de B provoca el endurecimiento y deteriora la corrosión intergranular. Teniendo en cuenta el motivo antes mencionado y la conformabilidad o el coste de fabricación, el límite superior es 0,0030 %, convenientemente 0,0025 % y más convenientemente 0,0029 %. Teniendo en cuenta la conformabilidad o el coste de fabricación, deseablemente B: 0,0004 a 0,0020 %.
Por adición excesiva de Mo, se genera MoO3 que tiene una alta sublimabilidad, lo que es una causa de desprendimiento de incrustaciones. En consecuencia, se ha descubierto que, para eliminar un efecto adverso del Mo, el equilibrio con Mn que tiene el efecto de controlar el MoO3 está en un intervalo apropiado:
5 < (5 x M o ) / (3 x M n ) < 20 • • • ( 1 )
(Figura 2). Como se ilustra en la figura 2, para mejorar la resistencia a la oxidación en un sistema de componentes de la invención, la proporción de Mo/Mn es 20 o menor. Cuando se cumple esta condición, la capacidad de desprendimiento de incrustaciones se puede establecer en un valor objetivo, en otras palabras, la cantidad de incrustaciones desprendidas en una prueba de oxidación continua en el aire a 1000 °C x 200 horas se puede establecer en 1,0 g/cm2 o menos. En este caso, cuando se usa un acero de la invención como material del sistema de escape de un automóvil, se reduce la disminución del espesor del acero y, por lo tanto, el acero es utilizable. El límite superior y el límite inferior de la proporción de Mo/Mn se determinan en base a los intervalos de componentes de Mo y Mn. Sin embargo, para asegurar el efecto, preferentemente el límite superior de la proporción de Mo/Mn es convenientemente 15 o menor, y más convenientemente 10 o menor. De este modo, la cantidad de incrustaciones desprendidas en la prueba mencionada anteriormente se puede establecer en 1,0 g/cm2 o menos.
Desde el punto de vista de asegurar la resistencia y procesabilidad a altas temperaturas, el límite inferior de la proporción de Mo/Mn es 5.
Además, para prevenir un efecto adverso de W, se ha descubierto que, al hacer el equilibrio entre los elementos en un intervalo apropiado que cumpla
2 , 28 < ( 5 x Mo 2 , 5W) / ( 4 x Mn ) < 8 , 0 • • • ( 2 ) ,
es posible que el desprendimiento de incrustaciones no se produzca sustancialmente (figura 3). Por el motivo antes mencionado, el límite superior es convenientemente 7,5, y más convenientemente 7,0. El límite inferior se puede determinar mediante el intervalo de componentes de Mo, W y Mn, y convenientemente 2,5 y más convenientemente 3,0.
Para mejorar aún más una variedad de características tales como la resistencia a altas temperaturas, se pueden añadir los siguientes elementos.
El Ni es un elemento que mejora la resistencia a la corrosión, y cuando se añade Ni en exceso, se forma una fase de austenita en un intervalo de alta temperatura y se genera oxidación anormal y desprendimiento de incrustaciones. Por el motivo antes mencionado, el límite superior es 1,0 %, convenientemente 0,8 %, y más convenientemente 0,6 %. El efecto se exhibe de forma estable a partir de Ni: 0,1 %, y convenientemente el límite inferior es 0,15 % y más convenientemente 0,20 %. Teniendo en cuenta también el coste de fabricación, el contenido de Ni es deseablemente de 0,2 a 0,6 %.
El Al es un elemento que se añade como elemento de desoxidación, además de que mejora la resistencia a la oxidación. El Al también es útil para mejorar la resistencia como elemento de fortalecimiento de solución sólida. El efecto se muestra de forma estable a partir del 0,10 %, y la adición excesiva de Al provoca el endurecimiento, deteriora considerablemente el estiramiento uniforme y reduce considerablemente la tenacidad. Por el motivo antes mencionado, el límite superior es 1,0 %, convenientemente 0,60 %, y más convenientemente 0,30 %. Cuando se añade Al con el propósito de desoxidar, menos del 0,10 % de Al permanece en el acero como una impureza inevitable. Teniendo en cuenta la aparición de defectos superficiales, la soldabilidad y la capacidad de fabricación, el límite inferior es 0,01 %, convenientemente 0,03 % y más convenientemente 0,10 %.
El V forma carbonitruro fino junto con Nb, y se produce un efecto de fortalecimiento de la precipitación, lo que contribuye a mejorar la resistencia a altas temperaturas. Sin embargo, cuando se añade V a más del 0,50 %, el carbonitruro de Nb y V se vuelve grueso, por lo que la resistencia a altas temperaturas disminuye y la procesabilidad disminuye. Por el motivo antes mencionado, el límite superior es 0,50 %, convenientemente 0,30 %, y más convenientemente 0,20 %. Teniendo en cuenta el coste de fabricación o la resistencia a la oxidación, el límite inferior es 0,01 %, convenientemente 0,03 % y más convenientemente 0,05 %.
El Mg es un elemento que mejora la procesabilidad secundaria. Sin embargo, cuando se añade Mg a más del 0,0100 %, la procesabilidad se deteriora considerablemente. Por el motivo antes mencionado, el límite superior es 0,0100 %, convenientemente 0,0050 %, y más convenientemente 0,0010 %. Además, teniendo en cuenta el coste o la calidad superficial, deseablemente el límite inferior es 0,0001 %, convenientemente 0,0003 % y más convenientemente 0,0004 %.
Dado que Sn tiene un gran radio atómico, Sn es un elemento eficaz que también contribuye a la resistencia a altas temperaturas mediante el fortalecimiento de la solución sólida. Además, el Sn no deteriora en gran medida las características mecánicas a temperatura normal. Sin embargo, cuando se añade Sn a más del 0,50 %, la capacidad de fabricación y procesabilidad se deteriora considerablemente. Por el motivo antes mencionado, el límite superior es 0,50 %, convenientemente 0,30 %, y más convenientemente 0,20 %. Además, considerando la resistencia a la oxidación o similar, el límite inferior es 0,01 %, convenientemente 0,03 % y más convenientemente 0,05 %.
El Co es un elemento que mejora la resistencia a altas temperaturas. Sin embargo, cuando se añade Co a más del 1,50 %, la capacidad de fabricación y procesabilidad se deteriora considerablemente. Por el motivo antes mencionado, el límite superior es 1,50 %, convenientemente 1,00 %, y más convenientemente 0,50 %. Además, teniendo en cuenta el coste, el límite inferior es 0,01 %, convenientemente 0,03 % y más convenientemente 0,05 %.
El Zr es un elemento que mejora la resistencia a la oxidación. Sin embargo, cuando se añade Zr a más del 1,0 %, se precipita una fase de Laves gruesa y la capacidad de fabricación y procesabilidad se deteriora considerablemente. Por el motivo antes mencionado, el límite superior es 1,0 %, convenientemente 0,80 %, y más convenientemente 0,50 %. Además, teniendo en cuenta el coste o la calidad superficial, el límite inferior es 0,01 %, convenientemente 0,03 % y más convenientemente 0,05 %.
El Hf, de forma similar al Zr, es un elemento que mejora la resistencia a la oxidación. Sin embargo, cuando se añade Hf a más del 1,0 %, se precipita una fase de Laves gruesa y la capacidad de fabricación y procesabilidad se deteriora considerablemente. Por el motivo antes mencionado, el límite superior es 1,0 %, convenientemente 0,80 %, y más convenientemente 0,50 %. Además, teniendo en cuenta el coste o la calidad superficial, el límite inferior es 0,01 %, convenientemente 0,03 % y más convenientemente 0,05 %.
El Ta, de forma similar al Zr y Hf, es un elemento que mejora la resistencia a la oxidación. Sin embargo, cuando se añade Ta a más del 2,0 %, se precipita una fase de Laves gruesa y la capacidad de fabricación y procesabilidad se deteriora considerablemente. Por el motivo antes mencionado, el límite superior es 2,0 %, convenientemente 1,50 %, y más convenientemente 1,00 %. Además, teniendo en cuenta el coste o la calidad superficial, el límite inferior es 0,01 %, convenientemente 0,03 % y más convenientemente 0,05 %.
Una lámina de acero inoxidable ferrítico de la invención se caracteriza por que, cuando se somete a un tratamiento térmico en condiciones de una temperatura en el intervalo de 900 a 1000 °C y 100 horas o más, la lámina genera (Mn, Cr)3O4 en la capa más externa de una película de óxido. En otras palabras, esto puede confirmar la existencia de la capacidad de formar una película de óxido que contiene Mn. Además, la lámina de acero inoxidable ferrítico de la invención se caracteriza por que la cantidad de incrustación desprendida cuando se realiza un ensayo de oxidación continua en el aire a 1000 °C durante 200 (+10/-10) horas es de 1,0 mg/cm2, o menor. En otras palabras, esto puede confirmar que la lámina tiene una excelente capacidad de desprendimiento de incrustación.
Para un procedimiento de fabricación de una lámina de acero de la invención, se puede aplicar un procedimiento de fabricación general de acero inoxidable ferrítico. Por ejemplo, el acero inoxidable ferrítico que tiene un intervalo de composición de la invención se disuelve para fabricar una plancha que se calienta a 1000 a 1200 °C, y a continuación se somete a laminado en caliente (laminado en caliente) en el intervalo de 1100 a 700 °C para fabricar una lámina laminada en caliente con un espesor de lámina de 4 a 6 mm. Posteriormente, después del recocido a 800 a 1100 °C, se realiza el decapado, la lámina recocida y decapada se somete a laminación en frío (laminación en frío) para hacer una lámina laminada en frío que tiene un espesor de lámina de 1,5 a 2,5 mm. Y a continuación, después de un recocido de acabado entre 900 y 1100 °C, se puede fabricar una lámina de acero mediante un proceso de decapado. Se debe tener en cuenta que, cuando la velocidad de enfriamiento después del recocido final es baja, se precipita una gran cantidad de precipitación, tal como una fase de Laves, y por lo tanto, la resistencia a altas temperaturas puede disminuir y la procesabilidad, tal como la ductilidad a temperatura normal, se pueden deteriorar. Por este motivo, la velocidad de enfriamiento promedio desde la temperatura final de recocido hasta 600 °C se controla deseablemente a 5 °C/s o más. Preferentemente, las condiciones de laminación en caliente de una lámina laminada en caliente, el espesor de una lámina laminada en caliente, la existencia o ausencia de recocido de una lámina laminada en caliente, las condiciones de laminación en frío, las temperaturas de recocido de una lámina laminada en caliente y una lámina laminada en frío, la atmósfera, y similares se seleccionan apropiadamente. El laminado-recocido en frío se puede repetir una pluralidad de veces, o se puede aplicar un laminado templado o un nivelador de tensión después del recocido de laminado en frío. Además, el espesor de una lámina de producto también se puede seleccionar dependiendo del espesor de un miembro solicitado.
Ejemplos
<Procedimiento de producción de muestras>
Cada uno de los aceros de las composiciones de los componentes enumerados en la Tabla 1 y la Tabla 2 se fundió para moldear una plancha de 50 kg, y la plancha se sometió a laminación en caliente a una temperatura de 1100 a 700 °C para formar una lámina laminada en caliente con un espesor de lámina de 5 mm. Posteriormente, la lámina laminada en caliente se recoció a una temperatura de 900 a 1000 °C y a continuación se decapó para someterla a laminación en frío hasta que el espesor de la lámina fuese de 2 mm, seguido del decapado por recocido, formando de este modo una lámina de producto. La temperatura de recocido de una lámina laminada en frío se controló entre 1000 y 1200 °C, y la velocidad de enfriamiento desde la temperatura de recocido hasta 600 °C se controló a 5 °C/s o más. El n.° 2 a 21,23 de la Tabla 1 son ejemplos de la presente invención y el n.° 24 a 49 de la Tabla 2 representan ejemplos comparativos. En la Tabla 2, se subrayan los valores fuera del intervalo de la invención. En las Tablas 1 y 2, significa "no añadido positivamente", lo cual es un nivel de impurezas inevitable. Los valores en los que el término medio de la fórmula (2) está fuera de un intervalo preferente están en negrita.
<Procedimiento de prueba de resistencia a la oxidación>
A partir de la lámina de producto obtenida de este modo, se hizo una pieza de ensayo de oxidación de 20 mm x 20 mm y un espesor del espesor de lámina, y la pieza de ensayo se sometió a una prueba de oxidación continua en una atmósfera a 1000 °C durante 200 (+10/-10) horas para evaluar la existencia o ausencia de oxidación anormal y desprendimiento de incrustaciones (de acuerdo con JIS Z 2281). Cuando la cantidad incrementada de oxidación fue de 4,0 mg/cm2 o menor, la evaluación se definió como B (adecuada) por no tener una oxidación anormal; de lo contrario, la evaluación se definió como C (no adecuada) por tener una oxidación anormal. Cuando la cantidad de incrustación desprendida fue de 1,0 mg/cm2 o menor, la evaluación se definió como A (excelente); de lo contrario, la evaluación se definió como C (no adecuada) por tener desprendimiento de incrustaciones.
<Procedimiento para confirmar la película de óxido que contiene Mn>
Una pieza de ensayo en la que una sección transversal de la pieza de ensayo sometida a un ensayo de oxidación continua mediante un procedimiento de prueba de resistencia a la oxidación se sometió a pulido especular después de que la pieza de ensayo se embebiera en una resina, se sometió a un mapeo elemental por EPMA, y se confirmó si se concentró o no Mn en la capa más externa. La porción de la capa más externa de una incrustación se sometió a un mapeo elemental de Fe, Cr, Mn, Si y O con un aumento de x 2000, y cuando el Mn se concentró al 8 % en masa o más en la capa más externa, la evaluación se definió como B (adecuada) ya que había una película de óxido que contiene Mn; de lo contrario, la evaluación se definió como C (no adecuada) ya que no había película de óxido que contenga Mn.
<Procedimiento de prueba de tracción a alta temperatura>
Una pieza de ensayo de tracción a alta temperatura con una longitud de 100 mm cuya dirección longitudinal estaba en la dirección de laminación se fabricó a partir de una lámina de producto y se sometió a un ensayo de tracción a 1000 °C para medir una tensión de prueba del 0,2 % (de acuerdo con JIS G 0567). Aquí, cuando la tensión de prueba del 0,2 % a 1000 °C era de 11 MPa o más, la evaluación se definió como B (adecuada); cuando la tensión de prueba del 0,2 % a 1000 °C era inferior a 11 MPa, la evaluación se definió como C (no adecuada).
<Procedimiento de evaluación de la procesabilidad a temperatura normal>
Se elaboró una pieza de ensayo JIS13B cuya dirección longitudinal era paralela a la dirección de laminación de acuerdo con JIS Z 2201. Usando estas piezas de ensayo, se realizó una prueba de tracción para medir el alargamiento de rotura (de acuerdo con JIS Z 2241). Aquí, cuando el alargamiento de rotura a temperatura normal es del 30 % o más, es posible el procesamiento en un componente de escape general. Por lo tanto, cuando el alargamiento de rotura era del 30 % o más, la evaluación se definió como B (adecuada); cuando el alargamiento de rotura era inferior al 30 %, la evaluación se definió como C (no adecuada).
Figure imgf000009_0001
Figure imgf000010_0001
<Resultado de la evaluación>
Como se desprende claramente de la Tabla 1 y la Tabla 2, en un acero que tiene una composición de componentes definida por la invención, la cantidad incrementada de oxidación o la cantidad de incrustación desprendida a 1000 °C es pequeña en comparación con los ejemplos comparativos, y el ejemplo comparativo es excelente. Se descubrió que, en los n.os 5, 6, 8, 9, 12, 17, 18 y 19 de los ejemplos de la presente invención que cumplen la fórmula (2), todos los resultados de evaluación de la cantidad de incrustación desprendida fueron A (excelente), y la cantidad de incrustación desprendida fue sustancialmente cero en comparación con otros ejemplos de la presente invención (el resultado de la evaluación de la cantidad de incrustación desprendida fue B (adecuado)). Cuando se comparan los n.os 20 y 21 de los ejemplos de la presente invención en los que componentes distintos de Mn, Mo y W son similares entre sí, se encuentra que la cantidad de resistencia a la formación de incrustaciones del n.° 20 que cumple las fórmulas (1) y (2) es más excelente que el n.° 21 que solo cumple la fórmula (1). Además, se encuentra que, con respecto a la propiedad mecánica a temperatura normal, en los ejemplos de la presente invención, la ductilidad de fractura es favorable y se obtiene una procesabilidad que es igual o mejor que la de los ejemplos comparativos.
Dado que, en los aceros n.os 24, 25, cada uno de C, N excede el límite superior, la tensión de prueba y la ductilidad a temperatura normal a 1000 °C son más bajas que las de los ejemplos de la presente invención. En el acero n.° 24, el Si está por debajo del límite inferior y la cantidad incrementada de oxidación es mayor que la de los ejemplos de la presente invención. En el acero n.° 27, Si excede el límite superior, la cantidad de incrustación desprendida es mayor que la de los ejemplos de la presente invención, y también la tensión de prueba a alta temperatura está más deteriorada que la de los ejemplos de la presente invención. En los aceros n.os 28 y 30, cada uno de Mn y Cr está por debajo del límite inferior, y la cantidad incrementada de oxidación y la cantidad de incrustación desprendida son mayores que las de los ejemplos de la presente invención. En el acero n.° 29, se añade Mn en exceso y la ductilidad a temperatura normal es baja. En el acero n.° 31, el Cr excede el límite superior y, aunque la cantidad de incrustación desprendida es pequeña, la ductilidad a temperatura normal es baja. En los aceros n.° 32, 34, 36 y 38, cada uno de Nb, Mo, W y Cu está por debajo del límite inferior, y la tensión de prueba a 1000 °C es baja. En los aceros n.° 33 y 37, cada uno de Nb y W excede el límite superior, y aunque la cantidad incrementada de oxidación y la cantidad de incrustación desprendida son pequeñas, la ductilidad a temperatura normal es baja. Dado que, en el acero n.° 35, el Mo excede el límite superior y, además, la fórmula (1) no se cumple, la cantidad de incrustación desprendida es grande y la ductilidad a temperatura normal es baja. En el acero n.° 39, el Cu excede el límite superior, la mayor cantidad de oxidación es grande y la ductilidad a temperatura normal se deteriora. En el acero n.° 40, B excede el límite superior, y aunque la cantidad incrementada de oxidación y la cantidad de incrustación desprendida son pequeñas, la ductilidad a temperatura normal es baja. En el acero n.° 41, el Ni excede el límite superior, y la cantidad incrementada de oxidación y la cantidad de incrustación desprendida son grandes. En los n.os 42 a 49, cada uno de Al, V, Mg, Sn, Co, Zr, Hf y Ta excede el límite superior, y aunque la cantidad incrementada de oxidación y la cantidad de incrustación desprendida son pequeñas, la ductilidad a temperatura normal es baja.
Aplicabilidad industrial
Dado que el acero inoxidable ferrítico de la presente invención tiene una excelente resistencia al calor, el acero se puede usar también como un miembro de canal de gases de escape de una central de energía que no sea un producto procesado de un miembro del sistema de escape de un automóvil. Además, dado que se añade Mo, que es eficaz para mejorar la resistencia a la corrosión, el acero se puede usar también para aplicaciones que necesiten resistencia a la corrosión.

Claims (5)

REIVINDICACIONES
1. Una lámina de acero inoxidable ferrítico que contiene Mn que consiste, en términos de % en masa, en:
C: 0,001 a 0,020 %,
N: 0,001 a 0,020 %,
Si: 0,10 a un 0,40 %,
Mn: 0,20 a 1,00 %,
Cr: 16,0 a 20,0 %,
Nb: 0,30 a 0,80 %,
Mo: 1,80 a 2,40 %,
W: 0,05 a 1,40 %,
Cu: 1,00 a 2,50 %, y
B: 0,0003 a 0,0030 % y opcionalmente
un componente seleccionado de al menos un grupo de un primer grupo que contiene uno o más de
Ni: 0,10 a 1,0 %,
Al: 0,01 a 1,0 %, y
V: 0,01 a 0,50 %;
un segundo grupo que contiene
Mg: 0,00010 a 0,0100 %;
un tercer grupo que contiene uno o más de
Sn: 0,01 a 0,50 % y
Co: 0,01 a 1,50 %; y
un cuarto grupo que contiene uno o más de
Zr: 0,01 a 1,0 %,
Hf: 0,01 a 1,0 %, y
Ta: 0,01 a 2,0 %
en la que los componentes están contenidos cumpliendo la fórmula (1) a continuación y el resto está compuesto por Fe e impurezas inevitables;
5 < (5 x M o ) / (3 x M n ) < 2 0 • • • ( 1 ) ,
en la que Mo y Mn en la fórmula (1) significan cada uno el contenido (% en masa) de los mismos.
2. La lámina de acero inoxidable ferrítico que contiene Mn de acuerdo con la reivindicación 1, en la que los componentes mencionados anteriormente están contenidos cumpliendo la fórmula (2) a continuación,
2 , 2 8 < (5 x M o 2 , 5 x W) / (4 x M n ) < 8 , 0 • • • ( 2 ) ,
en la que Mo, Mn y W en la fórmula (2) significan cada uno el contenido (% en masa) de los mismos.
3. La lámina de acero inoxidable ferrítico que contiene Mn de acuerdo con la reivindicación 1 o 2, que contiene un componente seleccionado de al menos un grupo de
un primer grupo que contiene uno o más de
Ni: 0,10 a 1,0 %,
Al: 0,01 a 1,0 %, y
V: 0,01 a 0,50 %;
un segundo grupo que contiene
Mg: 0,00010 a 0,0100 %;
un tercer grupo que contiene uno o más de
Sn: 0,01 a 0,50 % y
Co: 0,01 a 1,50 %; y
un cuarto grupo que contiene uno o más de
Zr: 0,01 a 1,0 %,
Hf: 0,01 a 1,0 %, y
Ta: 0,01 a 2,0 %.
4. La lámina de acero inoxidable ferrítico que contiene Mn de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 3, en la que (Mn, Cr)3Ü4 se genera en la capa más externa de una película de óxido cuando se realiza un tratamiento térmico en una condición de 900 a 1000 °C x 100 horas o más.
5. La lámina de acero inoxidable ferrítico que contiene Mn de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 4, en la que la cantidad de incrustación desprendida en los casos en los que la lámina de acero inoxidable ferrítico de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 3 se somete a un ensayo de oxidación continua en el aire a 1000 °C durante 200 horas es de 1,0 mg/cm2 o menos.
ES13757964T 2012-03-09 2013-03-08 Lámina de acero inoxidable ferrítico Active ES2818560T3 (es)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2012053262 2012-03-09
JP2013023416A JP6071608B2 (ja) 2012-03-09 2013-02-08 耐酸化性に優れたフェライト系ステンレス鋼板
PCT/JP2013/056531 WO2013133429A1 (ja) 2012-03-09 2013-03-08 フェライト系ステンレス鋼板

Publications (1)

Publication Number Publication Date
ES2818560T3 true ES2818560T3 (es) 2021-04-13

Family

ID=49116896

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
ES13757964T Active ES2818560T3 (es) 2012-03-09 2013-03-08 Lámina de acero inoxidable ferrítico

Country Status (8)

Country Link
US (2) US9885099B2 (es)
EP (1) EP2824208B1 (es)
JP (1) JP6071608B2 (es)
KR (1) KR101614236B1 (es)
CN (1) CN104160054B (es)
ES (1) ES2818560T3 (es)
PL (1) PL2824208T3 (es)
WO (1) WO2013133429A1 (es)

Families Citing this family (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6071608B2 (ja) 2012-03-09 2017-02-01 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐酸化性に優れたフェライト系ステンレス鋼板
PL2966187T3 (pl) * 2013-03-06 2018-11-30 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Blacha cienka z nierdzewnej stali ferrytycznej o doskonalej odporności cieplnej
US10385429B2 (en) 2013-03-27 2019-08-20 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Hot-rolled ferritic stainless-steel plate, process for producing same, and steel strip
KR101659185B1 (ko) * 2014-12-26 2016-09-23 주식회사 포스코 페라이트계 스테인리스강
JP6053994B1 (ja) * 2015-10-29 2016-12-27 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐クリープ強さに優れた燃料電池用フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法
WO2017073093A1 (ja) * 2015-10-29 2017-05-04 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐クリープ強さに優れた燃料電池用フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法
CN105543725A (zh) * 2015-12-24 2016-05-04 芜湖恒耀汽车零部件有限公司 一种汽车排气管用复合不锈钢带及其生产工艺
KR102267129B1 (ko) * 2016-02-02 2021-06-18 닛테츠 스테인레스 가부시키가이샤 Nb함유 페라이트계 스테인리스 열연 강판 및 그 제조 방법과, Nb함유 페라이트계 스테인리스 냉연 강판 및 그 제조 방법
JP6628682B2 (ja) * 2016-05-06 2020-01-15 日鉄ステンレス株式会社 加工性に優れた高強度ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2018115360A (ja) * 2017-01-17 2018-07-26 日新製鋼株式会社 潜熱回収型熱交換器筐体用ステンレス鋼
JP6768929B2 (ja) * 2017-03-29 2020-10-14 日鉄ステンレス株式会社 高温耐摩耗性に優れたフェライト系ステンレス鋼、フェライト系ステンレス鋼板の製造方法、排気部品、高温摺動部品、およびターボチャージャー部品
CN115151671A (zh) * 2020-03-02 2022-10-04 杰富意钢铁株式会社 固体氧化物型燃料电池用铁素体系不锈钢

Family Cites Families (100)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS59159974A (ja) 1983-03-02 1984-09-10 Sumitomo Metal Ind Ltd フエライト系クロムステンレス鋼
JPS63182818A (ja) 1987-01-26 1988-07-28 Hitachi Ltd 乾燥装置
JP2696584B2 (ja) * 1990-03-24 1998-01-14 日新製鋼株式会社 低温靭性，溶接性および耐熱性に優れたフエライト系耐熱用ステンレス鋼
JPH04218823A (ja) 1990-09-27 1992-08-10 Toshiba Corp スリープモード機能を備えたパーソナルコンピュータ
JP3219099B2 (ja) * 1991-07-26 2001-10-15 日新製鋼株式会社 耐熱性， 低温靭性および溶接性に優れたフエライト系耐熱用ステンレス鋼
JPH05320764A (ja) 1992-03-18 1993-12-03 Sumitomo Metal Ind Ltd 高クロムフェライト系ステンレス鋼の製造方法
JPH088913B2 (ja) 1992-08-26 1996-01-31 惠 橋本 心電図測定用着身具における電極取付構造
JP2896077B2 (ja) 1993-04-27 1999-05-31 日新製鋼株式会社 耐高温酸化性およびスケール密着性に優れたフエライト系ステンレス鋼
JPH0741854A (ja) 1993-07-27 1995-02-10 Nippon Steel Corp 靱性に優れたフェライト単相ステンレス熱延鋼板の製造方法
CN1044388C (zh) 1994-01-26 1999-07-28 川崎制铁株式会社 耐腐蚀性极好的不锈钢板的生产方法
EP0683241B1 (en) 1994-05-21 2000-08-16 Yong Soo Park Duplex stainless steel with high corrosion resistance
JPH0860303A (ja) 1994-08-11 1996-03-05 Nisshin Steel Co Ltd 抗菌性を有するフェライト系ステンレス鋼及び製造方法
JPH0874073A (ja) 1994-09-06 1996-03-19 Hitachi Cable Ltd 塩化第二鉄エッチャントの液管理方法
JPH08189235A (ja) 1995-01-11 1996-07-23 Yunimatsuku:Kk 水圧開放式キーボックス
JPH08199237A (ja) 1995-01-25 1996-08-06 Nisshin Steel Co Ltd 低温靭性に優れたフェライト系ステンレス熱延鋼帯の製造方法
JP3067577B2 (ja) 1995-03-20 2000-07-17 住友金属工業株式会社 耐酸化性と高温強度に優れたフェライト系ステンレス鋼
JPH09279312A (ja) 1996-04-18 1997-10-28 Nippon Steel Corp 高温特性、耐食性及び加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼
JP3242007B2 (ja) 1996-09-13 2001-12-25 日本冶金工業株式会社 耐酸化スケール剥離性に優れた自動車排気系部材用フェライト系ステンレス鋼
JP3705391B2 (ja) 1997-02-27 2005-10-12 日新製鋼株式会社 熱延板の低温靱性に優れたＮｂ含有フェライト系ステンレス鋼
JP3071427B2 (ja) 1998-10-09 2000-07-31 花王株式会社 酵素粒子
JP3926492B2 (ja) 1998-12-09 2007-06-06 新日鐵住金ステンレス株式会社 断続加熱時の高温強度に優れ、断続加熱時にも剥離し難い酸化スケールを有するフェライト系ステンレス鋼板
JP2001026826A (ja) 1999-07-12 2001-01-30 Sumitomo Metal Ind Ltd ステンレス熱延鋼帯の製造方法
TW480288B (en) 1999-12-03 2002-03-21 Kawasaki Steel Co Ferritic stainless steel plate and method
JP2001181798A (ja) 1999-12-20 2001-07-03 Kawasaki Steel Corp 曲げ加工性に優れたフェライト系ステンレス熱延鋼板およびその製造方法ならびに冷延鋼板の製造方法
JP2001223269A (ja) 2000-02-10 2001-08-17 Nec Corp 半導体装置およびその製造方法
JP3804408B2 (ja) 2000-07-13 2006-08-02 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れたＣｒ含有耐熱耐食鋼板の製造方法
KR100467719B1 (ko) 2000-12-08 2005-01-24 주식회사 포스코 리징 저항성 및 스피닝 가공성이 우수한 페라이트계스테인리스강 및 그 제조 방법
JP4545335B2 (ja) 2001-03-21 2010-09-15 日新製鋼株式会社 耐リジング性に優れたＦｅ−Ｃｒ系鋼板およびその製造法
JP3696552B2 (ja) 2001-04-12 2005-09-21 日新製鋼株式会社 加工性，冷間鍛造性に優れた軟質ステンレス鋼板
DE60204323T2 (de) 2001-07-05 2006-01-26 Nisshin Steel Co., Ltd. Ferritischer nichtrostender stahl für ein element einer abgasstrompassage
JP3935713B2 (ja) * 2001-11-21 2007-06-27 株式会社サンエー化研 再閉封可能な易開封包装体および再閉封可能な易開封包装体に形成した開口の開閉方法
JP4340448B2 (ja) 2002-03-28 2009-10-07 日新製鋼株式会社 燃料電池セパレータ用フェライト系ステンレス鋼及びその製造方法
WO2003106725A1 (ja) 2002-06-01 2003-12-24 Ｊｆｅスチール株式会社 Ｔｉ添加フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
FR2845397B1 (fr) 2002-10-02 2005-07-29 Allevard Rejna Autosuspensions Installation de trempe par induction, notamment pour la fabrication d'elements de suspension
WO2004053171A1 (ja) 2002-12-12 2004-06-24 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation 加工性に優れたCr含有耐熱鋼板およびその製造方法
JP4309140B2 (ja) * 2003-01-15 2009-08-05 新日鐵住金ステンレス株式会社 自動車排気系機器用フェライト系ステンレス鋼
US7294212B2 (en) 2003-05-14 2007-11-13 Jfe Steel Corporation High-strength stainless steel material in the form of a wheel rim and method for manufacturing the same
JP4519505B2 (ja) 2004-04-07 2010-08-04 新日鐵住金ステンレス株式会社 成形性に優れるフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2006037176A (ja) 2004-07-28 2006-02-09 Nisshin Steel Co Ltd エキゾーストマニホールド用フェライト系ステンレス鋼
JP4468137B2 (ja) 2004-10-20 2010-05-26 日新製鋼株式会社 熱疲労特性に優れたフェライト系ステンレス鋼材および自動車排ガス経路部材
EP2351866B1 (en) 2004-10-27 2014-11-26 Global Tough Alloys Pty Ltd Improved wear resistant alloy
JP2006171377A (ja) 2004-12-16 2006-06-29 Canon Inc 現像剤受け入れ装置及び現像剤補給容器及び画像形成装置
JP4721917B2 (ja) 2005-01-24 2011-07-13 新日鐵住金ステンレス株式会社 成形時の面内異方性が小さく耐リジング性及び耐肌荒れ性に優れた低炭素低窒素フェライト系ステンレス鋼薄板及びその製造方法
JP4498950B2 (ja) 2005-02-25 2010-07-07 新日鐵住金ステンレス株式会社 加工性に優れた排気部品用フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP4088316B2 (ja) 2006-03-24 2008-05-21 株式会社神戸製鋼所 複合成形性に優れた高強度熱延鋼板
CN101045054A (zh) 2006-03-29 2007-10-03 上海医药工业研究院 尼莫地平纳米混悬剂冻干组合物、其制备方法及应用
JP4727601B2 (ja) 2007-02-06 2011-07-20 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐すきま腐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼
JP2010503730A (ja) * 2006-09-19 2010-02-04 ワイス エルエルシー 変形性関節症の治療のためのｌｘｒアゴニストの使用
JP5000281B2 (ja) 2006-12-05 2012-08-15 新日鐵住金ステンレス株式会社 加工性に優れた高強度ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2008144189A (ja) 2006-12-06 2008-06-26 Railway Technical Res Inst カーボン系すり板
JP4948998B2 (ja) 2006-12-07 2012-06-06 日新製鋼株式会社 自動車排ガス流路部材用フェライト系ステンレス鋼および溶接鋼管
JP4306734B2 (ja) 2007-01-31 2009-08-05 カシオ計算機株式会社 平面円偏波アンテナ及び電子機器
JP5010301B2 (ja) 2007-02-02 2012-08-29 日新製鋼株式会社 排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼および排ガス経路部材
US8059236B2 (en) 2007-02-15 2011-11-15 Au Optronics Corporation Method for producing reflective layers in LCD display
JP5297630B2 (ja) 2007-02-26 2013-09-25 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板
JP5092498B2 (ja) 2007-03-30 2012-12-05 Ｊｆｅスチール株式会社 低降伏比高強度高靱性鋼板及びその製造方法
JP2008297531A (ja) 2007-05-02 2008-12-11 Yoshishige Katori バイオ燃料製造方法及びその装置
JP4949124B2 (ja) 2007-05-22 2012-06-06 新日鐵住金ステンレス株式会社 形状凍結性に優れた高強度複相ステンレス鋼板及びその製造方法
JP5012243B2 (ja) 2007-06-19 2012-08-29 Ｊｆｅスチール株式会社 高温強度、耐熱性および加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼
JP2009035756A (ja) 2007-07-31 2009-02-19 Nisshin Steel Co Ltd 高温強度に優れた二輪車排ガス経路部材用Ａｌ系めっき鋼板および部材
WO2009025125A1 (ja) 2007-08-20 2009-02-26 Jfe Steel Corporation 打抜き加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP5396752B2 (ja) 2007-10-02 2014-01-22 Ｊｆｅスチール株式会社 靭性に優れたフェライト系ステンレス鋼およびその製造方法
JP5178156B2 (ja) * 2007-11-13 2013-04-10 日新製鋼株式会社 自動車排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼材
JP5178157B2 (ja) * 2007-11-13 2013-04-10 日新製鋼株式会社 自動車排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼材
KR101689519B1 (ko) 2007-12-26 2016-12-26 가부시키가이샤 한도오따이 에네루기 켄큐쇼 증착용 기판, 증착용 기판의 제조방법, 및 발광장치의 제조방법
JP5390175B2 (ja) 2007-12-28 2014-01-15 新日鐵住金ステンレス株式会社 ろう付け性に優れたフェライト系ステンレス鋼
JP5401039B2 (ja) 2008-01-11 2014-01-29 日新製鋼株式会社 フェライト系ステンレス鋼及びその製造方法
JP5264199B2 (ja) 2008-01-28 2013-08-14 日新製鋼株式会社 フェライト系ステンレス鋼を用いたｅｇｒクーラー
JP5025671B2 (ja) 2008-02-13 2012-09-12 新日鐵住金ステンレス株式会社 高温強度に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP5141296B2 (ja) * 2008-02-25 2013-02-13 Ｊｆｅスチール株式会社 高温強度と靭性に優れるフェライト系ステンレス鋼
JP5125600B2 (ja) * 2008-02-25 2013-01-23 Ｊｆｅスチール株式会社 高温強度、耐水蒸気酸化性および加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼
CN101538683A (zh) 2008-03-19 2009-09-23 宝山钢铁股份有限公司 具有优良成型性的铁素体不锈钢及其制造方法
JP5274074B2 (ja) 2008-03-28 2013-08-28 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐酸化性に優れた耐熱性フェライト系ステンレス鋼板
CN102099500B (zh) 2008-07-23 2013-01-23 新日铁住金不锈钢株式会社 尿素水箱用铁素体系不锈钢
CN102131948B (zh) 2008-09-05 2014-01-15 国立大学法人东北大学 含氮Co-Cr-Mo合金的晶粒微细化方法及含氮Co-Cr-Mo合金
JP2010100877A (ja) 2008-10-22 2010-05-06 Jfe Steel Corp 靭性に優れるフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法
JP4986975B2 (ja) 2008-10-24 2012-07-25 新日鐵住金ステンレス株式会社 加工性、耐酸化性に優れたＡｌ含有耐熱フェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法
JP5462583B2 (ja) 2008-10-24 2014-04-02 新日鐵住金ステンレス株式会社 Ｅｇｒクーラ用フェライト系ステンレス鋼板
JP5438302B2 (ja) 2008-10-30 2014-03-12 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高降伏比高強度の溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP5540637B2 (ja) 2008-12-04 2014-07-02 Ｊｆｅスチール株式会社 耐熱性に優れるフェライト系ステンレス鋼
JP5546911B2 (ja) 2009-03-24 2014-07-09 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板
JP4702493B1 (ja) 2009-08-31 2011-06-15 Ｊｆｅスチール株式会社 耐熱性に優れるフェライト系ステンレス鋼
JP2011068948A (ja) * 2009-09-25 2011-04-07 Nisshin Steel Co Ltd スターリングエンジンの熱交換器
JP4831256B2 (ja) 2010-01-28 2011-12-07 Ｊｆｅスチール株式会社 靭性に優れた高耐食性フェライト系ステンレス熱延鋼板
KR101463525B1 (ko) 2010-02-02 2014-11-19 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 인성이 우수한 고내식성 페라이트계 스테인레스 냉연 강판 및 그 제조 방법
CA2789625A1 (en) 2010-02-15 2011-08-18 Delaval Holding Ab An animal treating arrangement
JP5600968B2 (ja) 2010-03-03 2014-10-08 カシオ計算機株式会社 自動演奏装置および自動演奏プログラム
JP5677819B2 (ja) 2010-11-29 2015-02-25 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐酸化性に優れたフェライト系ステンレス鋼板
KR20120099152A (ko) * 2010-03-11 2012-09-06 닛폰 스틸 앤드 스미킨 스테인레스 스틸 코포레이션 내산화성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강판 및 내열성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법
JP5658893B2 (ja) 2010-03-11 2015-01-28 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2011190524A (ja) 2010-03-17 2011-09-29 Nisshin Steel Co Ltd 耐酸化性、二次加工脆性および溶接部の靭性に優れたフェライト系ステンレス鋼
EP2554701B1 (en) 2010-03-29 2016-06-29 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Ferritic stainless steel sheet superior in surface glossiness and corrosion resistance and method for producing same
JP2011246813A (ja) 2010-04-30 2011-12-08 Jfe Steel Corp フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
CN101845803B (zh) 2010-05-28 2011-08-03 武汉理工大学 多杆式管涌卡
JP5793283B2 (ja) 2010-08-06 2015-10-14 新日鐵住金ステンレス株式会社 ブラックスポットの生成の少ないフェライト系ステンレス鋼
JP5737951B2 (ja) 2011-01-05 2015-06-17 日新製鋼株式会社 Ｔｉ含有フェライト系ステンレス鋼熱延コイルおよび製造法
JP5737952B2 (ja) 2011-01-05 2015-06-17 日新製鋼株式会社 Ｎｂ含有フェライト系ステンレス鋼熱延コイルおよび製造法
EP2674517B1 (en) 2011-02-08 2018-10-03 Japan Agency for Marine-Earth Science and Technology Method for producing calcite single crystal
JP5659061B2 (ja) 2011-03-29 2015-01-28 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法
JP6071608B2 (ja) 2012-03-09 2017-02-01 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐酸化性に優れたフェライト系ステンレス鋼板

Also Published As

Publication number Publication date
US20180044767A1 (en) 2018-02-15
KR20140127851A (ko) 2014-11-04
KR101614236B1 (ko) 2016-04-20
CN104160054A (zh) 2014-11-19
CN104160054B (zh) 2018-04-27
US9885099B2 (en) 2018-02-06
WO2013133429A1 (ja) 2013-09-12
JP6071608B2 (ja) 2017-02-01
US20150044085A1 (en) 2015-02-12
EP2824208B1 (en) 2020-08-26
JP2013213279A (ja) 2013-10-17
PL2824208T3 (pl) 2021-02-08
EP2824208A4 (en) 2016-04-20
EP2824208A1 (en) 2015-01-14

Similar Documents

Publication Publication Date Title
ES2818560T3 (es) Lámina de acero inoxidable ferrítico
ES2667993T3 (es) Lámina de acero inoxidable austenítico resistente al calor
ES2728024T3 (es) Chapa de acero inoxidable ferrítico que presenta un pequeño aumento de la resistencia después del tratamiento térmico de envejecimiento, y un método para producir la misma
ES2240764T3 (es) Acero inoxidable ferritico para elemento de paso de flujo de gas de escape.
JP5274074B2 (ja) 耐酸化性に優れた耐熱性フェライト系ステンレス鋼板
ES2420839T3 (es) Acero inoxidable austenítico
JP5297630B2 (ja) 耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板
ES2733153T3 (es) Acero inoxidable ferrítico con excelente resistencia a la oxidación
JP4949122B2 (ja) 耐熱疲労性に優れた自動車排気系用フェライト系ステンレス鋼板
JP5794945B2 (ja) 耐熱オーステナイト系ステンレス鋼板
ES2849176T3 (es) Lámina de acero inoxidable martensítico
JP5709875B2 (ja) 耐酸化性に優れた耐熱フェライト系ステンレス鋼板
ES2706305T3 (es) Lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente y recocida, procedimiento para producir la misma, y lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en frío y recocida
CN111433382B (zh) 具有优异的抗高温氧化性的铁素体不锈钢及其制造方法
JP2009001834A (ja) 高温強度、耐熱性および加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼
ES2837114T3 (es) Acero inoxidable ferritico para un componente del sistema de escape que tiene excelente resistencia a la corrosión después del calentamiento
ES2256640T3 (es) Chapa ade acero inoxidable ferritico para uso en componentes de escape con buena conformabilidad, resistencia a temperatura elevada, resistencia a la oxidacion a temperatura elevada y tenacidad a baja temperatura.
JP5677819B2 (ja) 耐酸化性に優れたフェライト系ステンレス鋼板
JP7177924B2 (ja) 耐腐食性に優れた極低温用オーステナイト系高マンガン鋼材及びその製造方法
JP2004353041A (ja) 高耐食二相ステンレス鋼
JP5810722B2 (ja) 熱疲労特性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼
KR102178809B1 (ko) 내산용 열연강판 및 그 제조방법
JP5796397B2 (ja) 熱疲労特性と耐酸化性に優れたフェライト系ステンレス鋼
JP2021535957A (ja) 排気系用冷延鋼板およびその製造方法
JP5222595B2 (ja) フェライト系ステンレス鋼材