JP2003213377A - 高温強度に優れ、室温で軟質なＣｒ含有鋼 - Google Patents
高温強度に優れ、室温で軟質なＣｒ含有鋼Info
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- JP2003213377A JP2003213377A JP2002008748A JP2002008748A JP2003213377A JP 2003213377 A JP2003213377 A JP 2003213377A JP 2002008748 A JP2002008748 A JP 2002008748A JP 2002008748 A JP2002008748 A JP 2002008748A JP 2003213377 A JP2003213377 A JP 2003213377A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 高温強度に優れ、かつ室温で軟質なCr含有鋼
を提供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：0.02％以下、Si：２％以
下、Mn：２％以下、Ｐ：0.06％以下、Ｓ：0.02％以下、
Al：0.1 ％以下、Ni：１％以下、Cr：６％を超え40％以
下、Ｎ：0.02％以下、Mo：1.0 ％超え３％以下、Ｗ：1.
0 ％超え５％以下、〔Mo〕＋〔Ｗ〕：3.0 ％超え８％以
下、Ｂ：0.0001％以上0.01％以下を含有し、かつ、（T
i、Ｖ、Zr）のうちから選ばれる１種または２種以上
を、Ti：１％以下、Ｖ：１％以下、Zr：0.5 ％以下含有
し、そのうえ、５×（〔Ｃ〕＋〔Ｎ〕）≦〔Ti〕＋
〔Ｖ〕＋〔Zr〕≦１を満足し、残部がFeおよび不可避的
不純物からなるCr含有鋼。
を提供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：0.02％以下、Si：２％以
下、Mn：２％以下、Ｐ：0.06％以下、Ｓ：0.02％以下、
Al：0.1 ％以下、Ni：１％以下、Cr：６％を超え40％以
下、Ｎ：0.02％以下、Mo：1.0 ％超え３％以下、Ｗ：1.
0 ％超え５％以下、〔Mo〕＋〔Ｗ〕：3.0 ％超え８％以
下、Ｂ：0.0001％以上0.01％以下を含有し、かつ、（T
i、Ｖ、Zr）のうちから選ばれる１種または２種以上
を、Ti：１％以下、Ｖ：１％以下、Zr：0.5 ％以下含有
し、そのうえ、５×（〔Ｃ〕＋〔Ｎ〕）≦〔Ti〕＋
〔Ｖ〕＋〔Zr〕≦１を満足し、残部がFeおよび不可避的
不純物からなるCr含有鋼。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、自動車排気管や触
媒外筒材等の高温部材として用いられ、比較的安価なCr
含有鋼に関するものである。さらに詳しくは、該Cr含有
鋼の使用環境である高温においては十分な強度を有し、
且つ、該Cr含有鋼が加工される常温付近では軟質で加工
性に優れるCr含有鋼に関するものである。
媒外筒材等の高温部材として用いられ、比較的安価なCr
含有鋼に関するものである。さらに詳しくは、該Cr含有
鋼の使用環境である高温においては十分な強度を有し、
且つ、該Cr含有鋼が加工される常温付近では軟質で加工
性に優れるCr含有鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車の燃費向上、高出力化の観
点から、排気ガス温度は、近い将来、900 ℃付近まで上
昇することが考えられ、自動車排気管や触媒外筒材等の
高温部材に用いることが出来、かつ、比較的安価なCr含
有鋼の開発が待たれている。なお、一般にフェライト系
ステンレス鋼と称される鋼はCr含有鋼の一種である。
点から、排気ガス温度は、近い将来、900 ℃付近まで上
昇することが考えられ、自動車排気管や触媒外筒材等の
高温部材に用いることが出来、かつ、比較的安価なCr含
有鋼の開発が待たれている。なお、一般にフェライト系
ステンレス鋼と称される鋼はCr含有鋼の一種である。
【０００３】従来知られている、自動車排気管や触媒外
筒材等の高温部材に用いるCr含有鋼としては、高温強度
を向上させるためにNbを積極的に添加したSUS430LXがあ
る。しかしながら、Nbは炭窒化物を形成して室温におけ
る降伏強度（ＹＳ）を高めるので、加工性を確保しなが
ら高温強度を付与するためには、製造工程条件を厳しく
管理する必要がある。さらに、Cr量も比較的多く16質量
％以上と高めであり、経済的に不利である。
筒材等の高温部材に用いるCr含有鋼としては、高温強度
を向上させるためにNbを積極的に添加したSUS430LXがあ
る。しかしながら、Nbは炭窒化物を形成して室温におけ
る降伏強度（ＹＳ）を高めるので、加工性を確保しなが
ら高温強度を付与するためには、製造工程条件を厳しく
管理する必要がある。さらに、Cr量も比較的多く16質量
％以上と高めであり、経済的に不利である。
【０００４】このような問題に対して、特開平６−1364
88号公報は、SUS444の成分を基に、Nbを添加せずにMoお
よびＷの複合添加により高温強度を補ったCr含有鋼を開
示している。しかしながら、特開平６−136488号公報に
開示されたCr含有鋼は、室温で硬質であり、室温での伸
びが劣るうえに、自動車の排気管、マフラー、燃料電池
関連部材等に加工することが困難で、成形性に問題があ
った。さらに加工作業を行うと金型の消耗が激しいとい
う成形加工性にも問題があった。
88号公報は、SUS444の成分を基に、Nbを添加せずにMoお
よびＷの複合添加により高温強度を補ったCr含有鋼を開
示している。しかしながら、特開平６−136488号公報に
開示されたCr含有鋼は、室温で硬質であり、室温での伸
びが劣るうえに、自動車の排気管、マフラー、燃料電池
関連部材等に加工することが困難で、成形性に問題があ
った。さらに加工作業を行うと金型の消耗が激しいとい
う成形加工性にも問題があった。
【０００５】
【本発明が解決しようとする課題】本発明は、前記した
問題に鑑み、高温強度に優れ、かつ室温で加工性の高
い、すなわち軟質なCr含有鋼を提供することを目的とす
る。
問題に鑑み、高温強度に優れ、かつ室温で加工性の高
い、すなわち軟質なCr含有鋼を提供することを目的とす
る。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明のCr含有鋼は、質
量％で、Ｃ：0.02％以下、Si：２％以下、Mn：２％以
下、Ｐ：0.06％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.1 ％以
下、Ni：１％以下、Cr：６％を超え40％以下、Ｎ：0.02
％以下、Mo：1.0 ％超え３％以下、Ｗ：1.0 ％超え５％
以下、〔Mo〕＋〔Ｗ〕：3.0 ％超え８％以下、Ｂ：0.00
01％以上0.01％以下を含有し、かつ、（Ti、Ｖ、Zr）の
うちから選ばれる１種または２種以上を、Ti：１％以
下、Ｖ：１％以下、Zr：0.5 ％以下含有し、そのうえ、
５×（〔Ｃ〕＋〔Ｎ〕）≦〔Ti〕＋〔Ｖ〕＋〔Zr〕≦１
を満足し、残部がFeおよび不可避的不純物からなるCr含
有鋼である。このCr含有鋼は、さらに、質量％でCu：１
％以下を含有し、あるいはさらに質量％でCa：0.01％以
下を含有してなるようにしてもよい。
量％で、Ｃ：0.02％以下、Si：２％以下、Mn：２％以
下、Ｐ：0.06％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.1 ％以
下、Ni：１％以下、Cr：６％を超え40％以下、Ｎ：0.02
％以下、Mo：1.0 ％超え３％以下、Ｗ：1.0 ％超え５％
以下、〔Mo〕＋〔Ｗ〕：3.0 ％超え８％以下、Ｂ：0.00
01％以上0.01％以下を含有し、かつ、（Ti、Ｖ、Zr）の
うちから選ばれる１種または２種以上を、Ti：１％以
下、Ｖ：１％以下、Zr：0.5 ％以下含有し、そのうえ、
５×（〔Ｃ〕＋〔Ｎ〕）≦〔Ti〕＋〔Ｖ〕＋〔Zr〕≦１
を満足し、残部がFeおよび不可避的不純物からなるCr含
有鋼である。このCr含有鋼は、さらに、質量％でCu：１
％以下を含有し、あるいはさらに質量％でCa：0.01％以
下を含有してなるようにしてもよい。
【０００７】ここで〔Mo〕、〔Ｗ〕、〔Ｃ〕、〔Ｎ〕、
〔Ti〕、〔Vr〕、および〔Zr〕は各元素の含有量（質量
％）を指す。
〔Ti〕、〔Vr〕、および〔Zr〕は各元素の含有量（質量
％）を指す。
【０００８】
【発明の実施の形態】以下、この発明の作用について述
べる。最初にこの発明に至った経緯を実験結果に基づい
て説明する。本発明者らは室温での軟質化を考え、Nb添
加しないCr含有鋼板について室温でのＹＳおよび高温強
度と検討した。特に、Mo、Ｗの単独添加、あるいは複合
添加した場合について詳細に検討し、その結果、以下の
重要な知見１〜４を新規に発見して本発明を完成させ
た。
べる。最初にこの発明に至った経緯を実験結果に基づい
て説明する。本発明者らは室温での軟質化を考え、Nb添
加しないCr含有鋼板について室温でのＹＳおよび高温強
度と検討した。特に、Mo、Ｗの単独添加、あるいは複合
添加した場合について詳細に検討し、その結果、以下の
重要な知見１〜４を新規に発見して本発明を完成させ
た。
【０００９】（知見１）：Mo、Ｗを単独で多量に添加す
ると成分によっては、再結晶焼鈍後も、MoまたはＷのラ
ーベス相が多量に析出している（：Fe2Mタイプの金属間
化合物、以下単にラーベス相と称する。）。図１に、M
o、Ｗをそれぞれ単独添加した場合の室温のＹＳの変化
を示す。Mo、Ｗラーベス相が析出しない場合、Mo、Ｗは
固溶しており固溶強化（グラフの傾き）は、Moの単独添
加では40MPa ／１％、Ｗの単独添加では20MPa ／１％で
ある。一方、Siが高いと（図中○印および△印）、Moの
単独添加、Ｗの単独添加のどちらの場合でも、Moまたは
Ｗラーベス相が多量に析出して、Fe2Mタイプの析出物に
より、室温では著しく硬質となってしまうことがわかっ
た。なお、Si量の違いによる各々のＹＳの違いを補正す
るため、供試鋼と15Cr-0.8Si-Mo 系、18Cr-0.1-Si-Mo
系、15Cr-0.8Si-W系、17Cr-0.4Si-W系に分類し、各系の
MoまたはＷ添加を行わない鋼種のＹＳを図１中では一致
させ、図１中の各室温での降伏点は、MoまたはＷの添加
による増分を示した。以下の図２〜図４も同様である。
ると成分によっては、再結晶焼鈍後も、MoまたはＷのラ
ーベス相が多量に析出している（：Fe2Mタイプの金属間
化合物、以下単にラーベス相と称する。）。図１に、M
o、Ｗをそれぞれ単独添加した場合の室温のＹＳの変化
を示す。Mo、Ｗラーベス相が析出しない場合、Mo、Ｗは
固溶しており固溶強化（グラフの傾き）は、Moの単独添
加では40MPa ／１％、Ｗの単独添加では20MPa ／１％で
ある。一方、Siが高いと（図中○印および△印）、Moの
単独添加、Ｗの単独添加のどちらの場合でも、Moまたは
Ｗラーベス相が多量に析出して、Fe2Mタイプの析出物に
より、室温では著しく硬質となってしまうことがわかっ
た。なお、Si量の違いによる各々のＹＳの違いを補正す
るため、供試鋼と15Cr-0.8Si-Mo 系、18Cr-0.1-Si-Mo
系、15Cr-0.8Si-W系、17Cr-0.4Si-W系に分類し、各系の
MoまたはＷ添加を行わない鋼種のＹＳを図１中では一致
させ、図１中の各室温での降伏点は、MoまたはＷの添加
による増分を示した。以下の図２〜図４も同様である。
【００１０】（知見２）：Moラーベス相が析出すると、
（Fe、Cr）2Mo としてFeの一部がCrに置換されているた
め、耐食性と高温強度に有効な母相の固溶Moおよび固溶
Crが低下し、室温、高温での耐食性および高温強度が劣
化する。図２にMo、Ｗを単独添加した場合の高温強度
（900 ℃の 0.2％耐力）を示す。Siが 0.8質量％と高い
と、Moの単独添加、Ｗの単独添加のどちらの場合でも、
ラーベス相が析出するようになり、Mo又はＷの添加量を
増大しても固溶Mo、Ｗが飽和するため、高温強度があま
り向上しなくなることがわかった。
（Fe、Cr）2Mo としてFeの一部がCrに置換されているた
め、耐食性と高温強度に有効な母相の固溶Moおよび固溶
Crが低下し、室温、高温での耐食性および高温強度が劣
化する。図２にMo、Ｗを単独添加した場合の高温強度
（900 ℃の 0.2％耐力）を示す。Siが 0.8質量％と高い
と、Moの単独添加、Ｗの単独添加のどちらの場合でも、
ラーベス相が析出するようになり、Mo又はＷの添加量を
増大しても固溶Mo、Ｗが飽和するため、高温強度があま
り向上しなくなることがわかった。
【００１１】（知見３）：固溶Ｗに対するSiの影響を調
べるため、700 ℃−10時間の時効処理により、Ｗラーベ
ス相の析出を促進させ、評価した。図３に示すように、
低Si化（0.5 質量％）した場合には、Ｗの添加を増大し
てもラーベス相が析出せず、固溶Ｗが増えることがわか
った。 （知見４）：高温強度（900 ℃の 0.2％耐力）は、Moの
単独添加では２％以上で高温強度が飽和するが、Moを２
％で一定としてＷを複合添加していくと、Moの単独添加
より高温強度が高くなることがわかった（図４）。すな
わち、高温強度の向上には、MoとＷの複合添加が極めて
効果的であることを発見した。
べるため、700 ℃−10時間の時効処理により、Ｗラーベ
ス相の析出を促進させ、評価した。図３に示すように、
低Si化（0.5 質量％）した場合には、Ｗの添加を増大し
てもラーベス相が析出せず、固溶Ｗが増えることがわか
った。 （知見４）：高温強度（900 ℃の 0.2％耐力）は、Moの
単独添加では２％以上で高温強度が飽和するが、Moを２
％で一定としてＷを複合添加していくと、Moの単独添加
より高温強度が高くなることがわかった（図４）。すな
わち、高温強度の向上には、MoとＷの複合添加が極めて
効果的であることを発見した。
【００１２】なお、図１、２、４での室温のＹＳおよび
高温強度（900 ℃の 0.2％耐力）の試験方法詳細は、後
述する実施例の条件と同じである。従来、ラーベス相析
出物の制御方法を考慮していなかったので、添加したM
o、Ｗ、Crの一部がラーベス相として析出状態となり、
添加元素（Cr、Mo、Ｗ）の固溶効果が飽和しているのを
知らず、さらに多くのCr、Mo、Ｗを添加していたのが実
情であった。
高温強度（900 ℃の 0.2％耐力）の試験方法詳細は、後
述する実施例の条件と同じである。従来、ラーベス相析
出物の制御方法を考慮していなかったので、添加したM
o、Ｗ、Crの一部がラーベス相として析出状態となり、
添加元素（Cr、Mo、Ｗ）の固溶効果が飽和しているのを
知らず、さらに多くのCr、Mo、Ｗを添加していたのが実
情であった。
【００１３】この結果、Mo、Ｗラーベス相の析出による
効果が加わり、室温で著しく硬質化してしまい、加工性
が悪くなっていたことを突き止めた。本発明は、これら
の知見を基にして、MoとＷの複合添加量により、再結晶
焼鈍後のラーベス相の析出を可能な限り抑制し、Mo、Ｗ
の添加量を制限して、本来のCr、Mo、Ｗの効果を十分に
引き出すことができる成分系としたことが本願の特徴で
ある。
効果が加わり、室温で著しく硬質化してしまい、加工性
が悪くなっていたことを突き止めた。本発明は、これら
の知見を基にして、MoとＷの複合添加量により、再結晶
焼鈍後のラーベス相の析出を可能な限り抑制し、Mo、Ｗ
の添加量を制限して、本来のCr、Mo、Ｗの効果を十分に
引き出すことができる成分系としたことが本願の特徴で
ある。
【００１４】以下に、本特許請求項に記載の各成分元素
の含有量について、その範囲を限定した理由を説明す
る。単位は重量％である。 Ｃ：0.02％以下 Ｃは、室温での成形性を劣化させる元素であり、0.02％
超えになると靱性も成形性の劣化も顕著となるため、0.
02％以下に限定する。成形性のためには、Ｃの含有量は
低いほど良く、0.008 ％以下が望ましい。
の含有量について、その範囲を限定した理由を説明す
る。単位は重量％である。 Ｃ：0.02％以下 Ｃは、室温での成形性を劣化させる元素であり、0.02％
超えになると靱性も成形性の劣化も顕著となるため、0.
02％以下に限定する。成形性のためには、Ｃの含有量は
低いほど良く、0.008 ％以下が望ましい。
【００１５】Si：２％以下
Siは、この発明にとって最も重要な元素の一つである。
添加したMo、Ｗ、Crの一部がラーベス相として析出して
しまうのを抑制し、本来のCr、Mo、Ｗの効果を十分に引
き出すことができるようにするため、２％以下に限定す
る。Si含有量は、低い程好ましく、好ましくは１％以
下、さらに好ましくは、0.5 ％以下、特に好ましくは、
0.1 ％以下である。
添加したMo、Ｗ、Crの一部がラーベス相として析出して
しまうのを抑制し、本来のCr、Mo、Ｗの効果を十分に引
き出すことができるようにするため、２％以下に限定す
る。Si含有量は、低い程好ましく、好ましくは１％以
下、さらに好ましくは、0.5 ％以下、特に好ましくは、
0.1 ％以下である。
【００１６】Mn：２％以下
Mnは、鋼の脱酸剤として知られているが、過剰な添加
は、MnS を形成し、成形性、耐食性を低下させるととも
に、Moラーベス相の析出も促進させるため、Mn含有量は
２％以下とした。Mn含有量は低い程好ましく、好ましく
は、１％以下、さらに好ましくは、0.2 ％以下である。
一方、耐酸化性には、Mnが高い方が好ましい。耐酸化性
を重視する時は、Mn１％超えが好ましい。
は、MnS を形成し、成形性、耐食性を低下させるととも
に、Moラーベス相の析出も促進させるため、Mn含有量は
２％以下とした。Mn含有量は低い程好ましく、好ましく
は、１％以下、さらに好ましくは、0.2 ％以下である。
一方、耐酸化性には、Mnが高い方が好ましい。耐酸化性
を重視する時は、Mn１％超えが好ましい。
【００１７】Ｐ：0.06％以下
Ｐは、靱性を劣化させる元素であり、0.06％以下とし
た。Ｐ含有量は少ないほど良く、0.04重量％以下である
ことが望ましい。過剰の低下はコスト高になるため、0.
025 ％超え、0.06％以下が好ましい。 Ｓ：0.02％以下 Ｓは、伸びおよびｒ値を低下させ、成形性を劣化させる
とともに、Cr含有鋼の基本特性である耐食性を劣化させ
る元素であり、その含有量の上限を0.02％とした。しか
しながら、過剰の低下はコスト高になるため、0.002 ％
を超えが好ましい。よって、好ましくは 0.002％を超
え、0.02％以下とする。
た。Ｐ含有量は少ないほど良く、0.04重量％以下である
ことが望ましい。過剰の低下はコスト高になるため、0.
025 ％超え、0.06％以下が好ましい。 Ｓ：0.02％以下 Ｓは、伸びおよびｒ値を低下させ、成形性を劣化させる
とともに、Cr含有鋼の基本特性である耐食性を劣化させ
る元素であり、その含有量の上限を0.02％とした。しか
しながら、過剰の低下はコスト高になるため、0.002 ％
を超えが好ましい。よって、好ましくは 0.002％を超
え、0.02％以下とする。
【００１８】Al：0.1 ％以下
Alは、一般に、鋼の脱酸剤として使用するが、0.1 ％超
えになると、加工性の劣化が著しいため、0.1 ％以下に
限定する。脱酸剤として使用しない場合、Alは0.005 ％
未満となるが、悪影響はない。また、Alは溶接時に表面
保護スケールを生成し、大気中からＣ、Ｎ、Ｏの侵入を
防ぎ、溶接部の靱性を向上する効果があり、0.02％以上
の添加が好ましい。
えになると、加工性の劣化が著しいため、0.1 ％以下に
限定する。脱酸剤として使用しない場合、Alは0.005 ％
未満となるが、悪影響はない。また、Alは溶接時に表面
保護スケールを生成し、大気中からＣ、Ｎ、Ｏの侵入を
防ぎ、溶接部の靱性を向上する効果があり、0.02％以上
の添加が好ましい。
【００１９】Ni：１％以下
Niは靱性の向上に有効である。ただし高価な元素であ
り、効果も飽和するので１％以下に限定する。 Cr：６％を超え40％以下 Crは、本発明で重要な元素である。６％超えの添加で、
耐酸化性、耐食性に顕著な効果がある。一方、添加量が
多すぎると、Mo、Ｗが添加されているCr含有鋼の場合、
Moの析出を促進させて、Moの耐食性への効果を滅じてし
まう。よって、40％以下に限定する。耐酸化性、耐食性
の必要程度に応じて増減できる。
り、効果も飽和するので１％以下に限定する。 Cr：６％を超え40％以下 Crは、本発明で重要な元素である。６％超えの添加で、
耐酸化性、耐食性に顕著な効果がある。一方、添加量が
多すぎると、Mo、Ｗが添加されているCr含有鋼の場合、
Moの析出を促進させて、Moの耐食性への効果を滅じてし
まう。よって、40％以下に限定する。耐酸化性、耐食性
の必要程度に応じて増減できる。
【００２０】Ｎ：0.02％以下
Ｎは、鋼の靱性および成形性を劣化させる元素である。
0.02％超えになると靱性および成形性の劣化が顕著とな
るので、0.02％以下に限定する。Ｎの含有量は少ないほ
ど良く、0.01％以下であることが望ましい。（Ti、Ｖ、
Zr）のうちから選ばれる１種または２種以上を、Ti：１
％以下、Ｖ：１％以下、Zr：0.5 ％以下含有し、そのう
え、５×（〔Ｃ〕＋〔Ｎ〕）≦〔Ti〕＋〔Ｖ〕＋〔Zr〕
≦１とする理由は以下のとおりである。
0.02％超えになると靱性および成形性の劣化が顕著とな
るので、0.02％以下に限定する。Ｎの含有量は少ないほ
ど良く、0.01％以下であることが望ましい。（Ti、Ｖ、
Zr）のうちから選ばれる１種または２種以上を、Ti：１
％以下、Ｖ：１％以下、Zr：0.5 ％以下含有し、そのう
え、５×（〔Ｃ〕＋〔Ｎ〕）≦〔Ti〕＋〔Ｖ〕＋〔Zr〕
≦１とする理由は以下のとおりである。
【００２１】〔Ti〕＋〔Ｖ〕＋〔Zr〕は、成形性の向
上、溶接部の粒界腐食性向上のため、５×（〔Ｃ〕＋
〔Ｎ〕）以上添加し、かつ粗大なＭ（Ｃ、Ｎ）型析出物
（ＭはTi、Ｖ及び／又はZr）の析出による表面性状の劣
化を防止するため１％以下とする。〔Ti〕＋〔Ｖ〕＋
〔Zr〕は、好ましくは、10×（〔Ｃ〕＋〔Ｎ〕）超えで
0.4％以下である。
上、溶接部の粒界腐食性向上のため、５×（〔Ｃ〕＋
〔Ｎ〕）以上添加し、かつ粗大なＭ（Ｃ、Ｎ）型析出物
（ＭはTi、Ｖ及び／又はZr）の析出による表面性状の劣
化を防止するため１％以下とする。〔Ti〕＋〔Ｖ〕＋
〔Zr〕は、好ましくは、10×（〔Ｃ〕＋〔Ｎ〕）超えで
0.4％以下である。
【００２２】しかしながら、Tiが１％超えの過剰の添加
は、粗大なTi（Ｃ、Ｎ）を析出し、表面性状を劣化させ
るため、１％以下に制限する必要がある。またＶは、１
％超えの過剰の添加は、粗大なＶ（Ｃ、Ｎ）を析出し、
表面性状を劣化させるため、１％以下に制限する。Zrも
0.5 ％超えの過剰な添加は、粗大なZr（Ｃ、Ｎ）を析出
し、表面性状を劣化させるため、0.5 ％以下に制限す
る。以上の（Ti、Ｖ、Zr）のうちから選ばれる１種また
は２種以上を添加する。MoおよびＷ Mo：1.0 ％超え３％以下 Moは、本発明のCr含有鋼にとって最も重要な元素であ
る。本元素は、固溶により耐食性、高温強度の向上に寄
与するため、1.0 ％以上添加する。一方、３％超えの添
加は、伸びを著しく低下させるため、３％以下に限定す
る。
は、粗大なTi（Ｃ、Ｎ）を析出し、表面性状を劣化させ
るため、１％以下に制限する必要がある。またＶは、１
％超えの過剰の添加は、粗大なＶ（Ｃ、Ｎ）を析出し、
表面性状を劣化させるため、１％以下に制限する。Zrも
0.5 ％超えの過剰な添加は、粗大なZr（Ｃ、Ｎ）を析出
し、表面性状を劣化させるため、0.5 ％以下に制限す
る。以上の（Ti、Ｖ、Zr）のうちから選ばれる１種また
は２種以上を添加する。MoおよびＷ Mo：1.0 ％超え３％以下 Moは、本発明のCr含有鋼にとって最も重要な元素であ
る。本元素は、固溶により耐食性、高温強度の向上に寄
与するため、1.0 ％以上添加する。一方、３％超えの添
加は、伸びを著しく低下させるため、３％以下に限定す
る。
【００２３】Ｗ：1.0 ％超え５％以下
Ｗは、本発明のCr含有鋼にとって最も重要な元素であ
る。本元素は、固溶により耐食性、高温強度の向上に寄
与するため、1.0 ％以上添加する。一方、５％超えの添
加は、伸びを著しく低下させるため、５％以下に限定す
る。 〔Mo〕＋〔Ｗ〕：3.0 ％超え８％以下 ＷとMoの複合添加によって、特に3.0 ％を超えたＷとMo
の複合添加は、各々の単独添加よりも著しく高温強度を
向上させる。よって、3.0 ％以上添加する。一方、８％
超えの複合添加は、伸びを著しく低下させるため、８％
以下に限定する。ＷとMoの複合添加量は、好ましくは４
％超え６％以下。さらに好ましくは、４％超え５％以下
である。
る。本元素は、固溶により耐食性、高温強度の向上に寄
与するため、1.0 ％以上添加する。一方、５％超えの添
加は、伸びを著しく低下させるため、５％以下に限定す
る。 〔Mo〕＋〔Ｗ〕：3.0 ％超え８％以下 ＷとMoの複合添加によって、特に3.0 ％を超えたＷとMo
の複合添加は、各々の単独添加よりも著しく高温強度を
向上させる。よって、3.0 ％以上添加する。一方、８％
超えの複合添加は、伸びを著しく低下させるため、８％
以下に限定する。ＷとMoの複合添加量は、好ましくは４
％超え６％以下。さらに好ましくは、４％超え５％以下
である。
【００２４】Ｂ：0.0001％以上0.01％以下
Ｂは、重要な元素である。本発明のCr含有鋼は、〔Mo〕
＋〔Ｗ〕＞3.0 ％であるため、靱性が低い。それを改善
するために、必要な元素である。靱性改善効果には、0.
0001％以上含有させる。0.01％を超えると多量のＢＮの
生成により成形性が劣化するので、0.01％以下に限定す
る。Ｂ含有量は好ましくは、0.0005％以上 0.005％以下
とする。
＋〔Ｗ〕＞3.0 ％であるため、靱性が低い。それを改善
するために、必要な元素である。靱性改善効果には、0.
0001％以上含有させる。0.01％を超えると多量のＢＮの
生成により成形性が劣化するので、0.01％以下に限定す
る。Ｂ含有量は好ましくは、0.0005％以上 0.005％以下
とする。
【００２５】以下の元素は任意である。Cu、耐食性向上
に有効であるため、添加してもよい。しかしながら、Cu
は、１％を超えるとε−Cuの析出により脆化するため、
1.0 ％以下に限定する。 Ca：0.01％以下 Caでは、鋳造時の介在物によるノズル詰まりを防止する
効果があり、必要に応じて添加する。0.01％を超えて添
加しても効果が飽和するばかりでなく、Caを含む介在物
が孔食の起点となり、耐食性を劣化させるため、0.01％
を上限とする。好ましくは、0.0001％以上 0.003％以下
である。
に有効であるため、添加してもよい。しかしながら、Cu
は、１％を超えるとε−Cuの析出により脆化するため、
1.0 ％以下に限定する。 Ca：0.01％以下 Caでは、鋳造時の介在物によるノズル詰まりを防止する
効果があり、必要に応じて添加する。0.01％を超えて添
加しても効果が飽和するばかりでなく、Caを含む介在物
が孔食の起点となり、耐食性を劣化させるため、0.01％
を上限とする。好ましくは、0.0001％以上 0.003％以下
である。
【００２６】Co：靱性改善に有効であり、添加してもよ
い。この効果は0.01％から顕著で 0.5％で飽和する。よ
って0.01％以上 0.5％以下とする。
い。この効果は0.01％から顕著で 0.5％で飽和する。よ
って0.01％以上 0.5％以下とする。
【００２７】
【実施例】表１に示す成分組成からなる鋼を溶製し、ス
ラブとしたのち、このスラブを1150℃に加熱後、熱間圧
延により４mm厚の熱延板とした。さらに、焼鈍、酸洗、
冷間圧延、仕上げ焼鈍、酸洗を順次行い、1.5mm 厚の冷
延焼鈍板とした。かくして得られた冷延焼鈍板につい
て、以下に示す方法により室温での軟質性および高温強
度を評価した。 １．室温での軟質性 上記の冷延焼鈍板から引張り試験片長さ方向が、圧延方
向（Ｌ方向）と平行であるＬ方向引張り試験片素材、圧
延方向に対し45度をなすＤ方向引張り試験片素材および
圧延方向に対し90度をなすＣ方向引張り試験片素材をそ
れぞれ採取し、機械加工により13号Ｂ引張り試験片（JI
S Z 2201）とした。なお、引張り試験片厚み方向は冷延
焼鈍板の板厚ｈ方向と一致させ、かつ引張り試験片厚さ
は冷延焼鈍板の板厚ｈ（1.5mm 厚）寸法のままとした。
ラブとしたのち、このスラブを1150℃に加熱後、熱間圧
延により４mm厚の熱延板とした。さらに、焼鈍、酸洗、
冷間圧延、仕上げ焼鈍、酸洗を順次行い、1.5mm 厚の冷
延焼鈍板とした。かくして得られた冷延焼鈍板につい
て、以下に示す方法により室温での軟質性および高温強
度を評価した。 １．室温での軟質性 上記の冷延焼鈍板から引張り試験片長さ方向が、圧延方
向（Ｌ方向）と平行であるＬ方向引張り試験片素材、圧
延方向に対し45度をなすＤ方向引張り試験片素材および
圧延方向に対し90度をなすＣ方向引張り試験片素材をそ
れぞれ採取し、機械加工により13号Ｂ引張り試験片（JI
S Z 2201）とした。なお、引張り試験片厚み方向は冷延
焼鈍板の板厚ｈ方向と一致させ、かつ引張り試験片厚さ
は冷延焼鈍板の板厚ｈ（1.5mm 厚）寸法のままとした。
【００２８】このＬ、ＣおよびＤ方向引張り試験片につ
いて、JIS Z 2241に準拠して室温で引張り速度10mm／mi
n での引張り試験を行い、ＹＳ（降伏強度）を測定し、
下式で示す平均ＹＳ≦380MPaを満たす場合、室温で軟質
（表１中○印）とし、その条件を満たさない場合、室温
で硬質（表１中×印）と評価した。 平均ＹＳ＝（ＹＳ(L) ＋２ＹＳ(D) ＋ＹＳ(C) ）／４ ２．高温強度 上述したＬ方向引張り試験片についてのみ、JIS G 0567
に準拠して900 ℃で 0.3％／min の歪み速度で 0.2％耐
力を測定し、高温強度を評価した。23MPa 以上を高温強
度に優れる（表１中○印）とし、23MPa 未満を高温強度
が劣る（表１中×印）とした。 ３．その他 靱性は、板厚ｈが1.5mm 厚の冷延焼鈍板から、シャルピ
ー衝撃試験片長さ方向が圧延方向に対し90度をなすＣ方
向シャルピー衝撃試験片素材を採取し、JIS Z2202に準
拠し、シャルピー衝撃試験片の長さが55mm、高さが10mm
でかつ幅Ｗが1.5 mmである２mmＶノッチシャルピー衝撃
試験片とした。なお、シャルピー衝撃試験片の幅Ｗ寸法
は冷延焼鈍板の板厚ｈ（1.5mm 厚）のままとした。
いて、JIS Z 2241に準拠して室温で引張り速度10mm／mi
n での引張り試験を行い、ＹＳ（降伏強度）を測定し、
下式で示す平均ＹＳ≦380MPaを満たす場合、室温で軟質
（表１中○印）とし、その条件を満たさない場合、室温
で硬質（表１中×印）と評価した。 平均ＹＳ＝（ＹＳ(L) ＋２ＹＳ(D) ＋ＹＳ(C) ）／４ ２．高温強度 上述したＬ方向引張り試験片についてのみ、JIS G 0567
に準拠して900 ℃で 0.3％／min の歪み速度で 0.2％耐
力を測定し、高温強度を評価した。23MPa 以上を高温強
度に優れる（表１中○印）とし、23MPa 未満を高温強度
が劣る（表１中×印）とした。 ３．その他 靱性は、板厚ｈが1.5mm 厚の冷延焼鈍板から、シャルピ
ー衝撃試験片長さ方向が圧延方向に対し90度をなすＣ方
向シャルピー衝撃試験片素材を採取し、JIS Z2202に準
拠し、シャルピー衝撃試験片の長さが55mm、高さが10mm
でかつ幅Ｗが1.5 mmである２mmＶノッチシャルピー衝撃
試験片とした。なお、シャルピー衝撃試験片の幅Ｗ寸法
は冷延焼鈍板の板厚ｈ（1.5mm 厚）のままとした。
【００２９】このようなシャルピー衝撃試験片を用い、
JIS Z 2242に準拠し、−30℃でシャルピー衝撃試験を行
い、吸収エネルギーが50J/cm2 以上の場合を○、それ未
満の場合を×とした。室温での軟質性、高温強度および
靱性を表１に示した。
JIS Z 2242に準拠し、−30℃でシャルピー衝撃試験を行
い、吸収エネルギーが50J/cm2 以上の場合を○、それ未
満の場合を×とした。室温での軟質性、高温強度および
靱性を表１に示した。
【００３０】
【表１】
【００３１】発明鋼（No．１−６）は、いずれも高温強
度に優れ、かつ室温で軟質である。そのうえ、発明鋼
（No．１−６）は、靱性も良好である。比較鋼Ａ、Ｂ
は、Mo、Ｗの単独添加であり、Mo、Ｗの各含有量が本発
明の範囲を外れ、また比較鋼Ｃは、Ｗの含有量とＢの含
有量が本発明の範囲を外れ、ラーベス相が多量に析出す
るため、高温強度もあまり向上せず、室温で硬質であ
る。なお、比較鋼Ａ、ＢおよびＣは、靱性も悪い。比較
鋼Ｄは、Ｗの含有量と〔Mo〕＋〔Ｗ〕が本発明の範囲を
外れ、高温強度が不十分である。
度に優れ、かつ室温で軟質である。そのうえ、発明鋼
（No．１−６）は、靱性も良好である。比較鋼Ａ、Ｂ
は、Mo、Ｗの単独添加であり、Mo、Ｗの各含有量が本発
明の範囲を外れ、また比較鋼Ｃは、Ｗの含有量とＢの含
有量が本発明の範囲を外れ、ラーベス相が多量に析出す
るため、高温強度もあまり向上せず、室温で硬質であ
る。なお、比較鋼Ａ、ＢおよびＣは、靱性も悪い。比較
鋼Ｄは、Ｗの含有量と〔Mo〕＋〔Ｗ〕が本発明の範囲を
外れ、高温強度が不十分である。
【００３２】
【発明の効果】以上のごとく本発明によれば、固溶Mo、
Ｗの効果を最大限に引き出すことが可能となり、最低限
のMo、Ｗ添加量で高耐食性を有し、高温強度に優れ、室
温で軟質な鋼とすることができる。その結果、高い高温
強度が要求される用途部材に適用することができ、その
ような部材に室温で成形する際、軟質であるため、金型
の消耗が抑制できる。
Ｗの効果を最大限に引き出すことが可能となり、最低限
のMo、Ｗ添加量で高耐食性を有し、高温強度に優れ、室
温で軟質な鋼とすることができる。その結果、高い高温
強度が要求される用途部材に適用することができ、その
ような部材に室温で成形する際、軟質であるため、金型
の消耗が抑制できる。
【００３３】特に、自動車排気部材、例えば、マフラ
ー、コンバーターケース、エキゾーストマニフォール
ド、排気管等に好適に使用できる。また、燃料電池のセ
パレーター、あるいは燃料電池周辺の改質機も高い耐食
性、高い高温強度、室温での軟質さが重要であり本用途
に最適である。また、火力発電システムの排気経路部材
にも自動車エンジン排気部材同様な特性が要求されるた
め、適用可能である。さらに、モール材、および厨房品
あるいは燃料系（即ちガソリンタンクやフィラーパイ
プ）部材等にも好適に使用できる。
ー、コンバーターケース、エキゾーストマニフォール
ド、排気管等に好適に使用できる。また、燃料電池のセ
パレーター、あるいは燃料電池周辺の改質機も高い耐食
性、高い高温強度、室温での軟質さが重要であり本用途
に最適である。また、火力発電システムの排気経路部材
にも自動車エンジン排気部材同様な特性が要求されるた
め、適用可能である。さらに、モール材、および厨房品
あるいは燃料系（即ちガソリンタンクやフィラーパイ
プ）部材等にも好適に使用できる。
【００３４】また、これらに限らず、高耐食性、高い高
温強度、室温での軟質さの要求される用途に幅広く活用
でき、その工業的価値は極めて高い。
温強度、室温での軟質さの要求される用途に幅広く活用
でき、その工業的価値は極めて高い。
【図１】室温での降伏点とMoまたはＷ含有量の関係を示
すグラフである。
すグラフである。
【図２】９００℃での０．２％耐力とMoまたはＷ含有量
の関係を示すグラフである。
の関係を示すグラフである。
【図３】時効処理後の固溶Ｗ量とMoまたはＷ含有量の関
係を示すグラフである。
係を示すグラフである。
【図４】９００℃での０．２％耐力に対するMoとＷの複
合添加効果を示すグラフである。
合添加効果を示すグラフである。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 古君 修
千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製
鉄株式会社技術研究所内
Claims (3)
- 【請求項１】 質量％で、 Ｃ：0.02％以下、 Si：２％以下、 Mn：２％以下、 Ｐ：0.06％以下、 Ｓ：0.02％以下、 Al：0.1 ％以下、 Ni：１％以下、 Cr：６％を超え40％以下、 Ｎ：0.02％以下、 Mo：1.0 ％超え３％以下、 Ｗ：1.0 ％超え５％以下、 〔Mo〕＋〔Ｗ〕：3.0 ％超え８％以下、 Ｂ：0.0001％以上0.01％以下を含有し、かつ、（Ti、
Ｖ、Zr）のうちから選ばれる１種または２種以上を、T
i：１％以下、Ｖ：１％以下、Zr：0.5 ％以下含有し、
そのうえ５×（〔Ｃ〕＋〔Ｎ〕）≦〔Ti〕＋〔Ｖ〕＋
〔Zr〕≦１を満足し、残部がFeおよび不可避的不純物か
らなるCr含有鋼。 - 【請求項２】 請求項１において、さらに、質量％でC
u：１％以下を含有してなるCr含有鋼。 - 【請求項３】 請求項１、２において、さらに質量％
で、 Ca：0.01％以下を含有してなるCr含有鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002008748A JP3707435B2 (ja) | 2002-01-17 | 2002-01-17 | 高温強度に優れ、室温で軟質なＣｒ含有鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002008748A JP3707435B2 (ja) | 2002-01-17 | 2002-01-17 | 高温強度に優れ、室温で軟質なＣｒ含有鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003213377A true JP2003213377A (ja) | 2003-07-30 |
| JP3707435B2 JP3707435B2 (ja) | 2005-10-19 |
Family
ID=27646930
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2002008748A Expired - Fee Related JP3707435B2 (ja) | 2002-01-17 | 2002-01-17 | 高温強度に優れ、室温で軟質なＣｒ含有鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3707435B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2005064030A1 (ja) * | 2003-12-26 | 2005-07-14 | Jfe Steel Corporation | フェライト系Cr含有鋼材 |
-
2002
- 2002-01-17 JP JP2002008748A patent/JP3707435B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2005064030A1 (ja) * | 2003-12-26 | 2005-07-14 | Jfe Steel Corporation | フェライト系Cr含有鋼材 |
| CN100441721C (zh) * | 2003-12-26 | 2008-12-10 | 杰富意钢铁株式会社 | 铁素体类含Cr钢材 |
| US8790573B2 (en) | 2003-12-26 | 2014-07-29 | Jfe Steel Corporation | Ferritic Cr-contained steel |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3707435B2 (ja) | 2005-10-19 |
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