JP2023144403A - Ferritic stainless steel plate and method for producing the same - Google Patents
Ferritic stainless steel plate and method for producing the same Download PDFInfo
- Publication number
- JP2023144403A JP2023144403A JP2022051353A JP2022051353A JP2023144403A JP 2023144403 A JP2023144403 A JP 2023144403A JP 2022051353 A JP2022051353 A JP 2022051353A JP 2022051353 A JP2022051353 A JP 2022051353A JP 2023144403 A JP2023144403 A JP 2023144403A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- content
- stainless steel
- nitrogen
- annealing
- 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.)
- Pending
Links
- 229910001220 stainless steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 54
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims abstract description 16
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 173
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 94
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 6
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 82
- 239000012298 atmosphere Substances 0.000 claims description 24
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 21
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 20
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 claims description 17
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 claims description 17
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 14
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims description 12
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 abstract description 66
- 239000010959 steel Substances 0.000 abstract description 66
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 abstract description 61
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 abstract description 61
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 abstract description 14
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 abstract description 10
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 abstract description 7
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 abstract description 7
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 abstract description 6
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 abstract description 5
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 abstract description 5
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 abstract description 3
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 abstract description 3
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 abstract description 2
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 abstract 1
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 58
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 description 56
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 36
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 22
- 239000010935 stainless steel Substances 0.000 description 22
- 238000010521 absorption reaction Methods 0.000 description 19
- UQSXHKLRYXJYBZ-UHFFFAOYSA-N Iron oxide Chemical compound [Fe]=O UQSXHKLRYXJYBZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 17
- 239000000463 material Substances 0.000 description 16
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 14
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 13
- 230000002829 reductive effect Effects 0.000 description 12
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 11
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 11
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 11
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 11
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N iron Substances [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 10
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 10
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 10
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 9
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 9
- 235000013980 iron oxide Nutrition 0.000 description 9
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 8
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 8
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 8
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 7
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 7
- 230000006698 induction Effects 0.000 description 7
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 7
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 6
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 6
- 239000010410 layer Substances 0.000 description 6
- 206010070834 Sensitisation Diseases 0.000 description 4
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 4
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 description 4
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 4
- 239000000047 product Substances 0.000 description 4
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 4
- 230000008313 sensitization Effects 0.000 description 4
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 4
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 4
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 239000012141 concentrate Substances 0.000 description 3
- 238000007872 degassing Methods 0.000 description 3
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 3
- 150000002431 hydrogen Chemical class 0.000 description 3
- JEIPFZHSYJVQDO-UHFFFAOYSA-N iron(III) oxide Inorganic materials O=[Fe]O[Fe]=O JEIPFZHSYJVQDO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 3
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 3
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 3
- 239000012299 nitrogen atmosphere Substances 0.000 description 3
- 238000005554 pickling Methods 0.000 description 3
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 3
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 3
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 3
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 3
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 3
- 208000016261 weight loss Diseases 0.000 description 3
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 230000002159 abnormal effect Effects 0.000 description 2
- 229910000963 austenitic stainless steel Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 description 2
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 description 2
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 2
- 238000011161 development Methods 0.000 description 2
- 230000018109 developmental process Effects 0.000 description 2
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 2
- 238000004090 dissolution Methods 0.000 description 2
- 239000011888 foil Substances 0.000 description 2
- 239000000446 fuel Substances 0.000 description 2
- 230000002401 inhibitory effect Effects 0.000 description 2
- 230000007774 longterm Effects 0.000 description 2
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 2
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 2
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 2
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 description 2
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 2
- 150000003839 salts Chemical class 0.000 description 2
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 2
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 2
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 2
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 description 2
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 239000013585 weight reducing agent Substances 0.000 description 2
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 2
- 229910000604 Ferrochrome Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000003723 Smelting Methods 0.000 description 1
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 1
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N aluminium oxide Inorganic materials [O-2].[O-2].[O-2].[Al+3].[Al+3] PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 description 1
- 239000011247 coating layer Substances 0.000 description 1
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 1
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 1
- 230000001934 delay Effects 0.000 description 1
- 238000006477 desulfuration reaction Methods 0.000 description 1
- 230000023556 desulfurization Effects 0.000 description 1
- 230000002542 deteriorative effect Effects 0.000 description 1
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 1
- 229910001873 dinitrogen Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000007613 environmental effect Effects 0.000 description 1
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 1
- 238000009776 industrial production Methods 0.000 description 1
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 1
- VBMVTYDPPZVILR-UHFFFAOYSA-N iron(2+);oxygen(2-) Chemical class [O-2].[Fe+2] VBMVTYDPPZVILR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910001068 laves phase Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000000670 limiting effect Effects 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 1
- QJGQUHMNIGDVPM-UHFFFAOYSA-N nitrogen group Chemical group [N] QJGQUHMNIGDVPM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000013021 overheating Methods 0.000 description 1
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 description 1
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 1
- 230000001681 protective effect Effects 0.000 description 1
- 239000011347 resin Substances 0.000 description 1
- 229920005989 resin Polymers 0.000 description 1
- 238000007788 roughening Methods 0.000 description 1
- 239000002893 slag Substances 0.000 description 1
- 239000007921 spray Substances 0.000 description 1
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 1
- 230000001629 suppression Effects 0.000 description 1
- 239000000725 suspension Substances 0.000 description 1
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 1
- 238000011144 upstream manufacturing Methods 0.000 description 1
Images
Abstract
Description
本発明は、自動車部品の排気系部品、足回り部品、構造部材に使用されるような、耐食性と高温強度が必要とされる部材用のフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法に関し、更に耐摩耗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に関するものである。 The present invention relates to a ferritic stainless steel sheet for parts that require corrosion resistance and high-temperature strength, such as exhaust system parts, suspension parts, and structural members of automobile parts, and a method for manufacturing the same. The present invention relates to a ferritic stainless steel sheet with excellent properties and a method for manufacturing the same.
地球環境問題に端を発する自動車の燃費向上対策の一つとして車体の軽量化が進められている。そこで、自動車に使用される鋼板をできるだけ高強度化して板厚を薄くすること、および、アルミまたは樹脂素材で代替して軽量化することが行われている。軽量化のニーズは、自動車車体だけでなく各種部品にも求められている。その一つにエンジンの排気ガスを処理する排気系部品がある。 Due to global environmental issues, efforts are being made to reduce the weight of automobile bodies as one measure to improve the fuel efficiency of automobiles. Therefore, efforts are being made to make the steel plates used in automobiles as high in strength as possible to reduce their thickness, and to replace them with aluminum or resin materials to reduce their weight. The need for weight reduction is not only required for automobile bodies but also for various parts. One of these is exhaust system components that treat engine exhaust gas.
排気系部品は高温のエンジン排ガスに晒されるため、高い高温強度、耐酸化性、および耐食性が求められる。このため、耐熱鋼ＳＵＨ４０９、ＳＵＳ４３６、ＳＵＳ４２９、ＳＵＳ４４１等のステンレス鋼が用いられており、排気系部品の重量は車一台当たり２０～３０ｋｇになる。 Exhaust system parts are exposed to high-temperature engine exhaust gas, so they are required to have high high-temperature strength, oxidation resistance, and corrosion resistance. For this reason, heat-resistant steels such as SUH409, SUS436, SUS429, and SUS441 are used, and the exhaust system parts weigh 20 to 30 kg per vehicle.
エンジンに直結するエキゾーストマニホールドは、最も上流で高温のエンジン排ガスに晒される。このため、エキゾーストマニホールドは、以前は鋳物であったが、ステンレス鋼のパイプを溶接成形する、あるいは板をプレス成形後に溶接して成形するようになって、軽量化が進められてきた。また、マフラーおよびセンターパイプなどに関しては、エキゾーストマニホールドに比べ、晒される排気ガス温度が下がるものの、排気ガスが冷却されて生じる凝縮水による内面腐食および路上の融雪塩に起因する外面腐食による穴開きが生じにくいように板厚の薄手化が制限される用途であった。しかしながら、これらの用途においても、高耐食ステンレス鋼の適用により、板厚の薄手化も進んできた。 The exhaust manifold, which is directly connected to the engine, is the most upstream part and is exposed to high-temperature engine exhaust gas. For this reason, exhaust manifolds were previously made of cast metal, but weight reductions have been achieved by welding stainless steel pipes or by welding plates after press forming. In addition, although mufflers and center pipes are exposed to lower exhaust gas temperatures than exhaust manifolds, holes can still form due to internal corrosion caused by condensed water generated when exhaust gas is cooled, and external corrosion caused by snow melting salt on the road. This application limited the ability to reduce the thickness of the board to avoid problems. However, even in these applications, the use of highly corrosion-resistant stainless steel has led to thinner plates.
排気系部品用ステンレス鋼の高耐食化および薄手軽量化が進むことで、腐食以外の要素が排気系部品の寿命に影響するようになってきた。すなわち、路面との接触による摩耗および路上の砂礫によるチッピングである。この問題に対処する方法としては、比較的用度が高いオーステナイト系ステンレス鋼を使用することも考えられるが、オーステナイト系ステンレス鋼では、自動車排気系部品が晒される環境下で応力腐食割れが生じやすく、また合金コストも高いため好ましくない。 As stainless steel for exhaust system parts becomes highly corrosion resistant and becomes thinner and lighter, factors other than corrosion have come to affect the lifespan of exhaust system parts. That is, wear caused by contact with the road surface and chipping caused by gravel on the road. One possible way to deal with this problem is to use austenitic stainless steel, which has relatively high usage, but austenitic stainless steel is prone to stress corrosion cracking in the environment where automobile exhaust system parts are exposed. , and the alloy cost is also high, which is not preferable.
フェライト系ステンレス鋼の表層部の窒化物を増やすことで、耐食性とプレス加工性に優れた表面硬さの高いフェライト系ステンレス鋼材が特許文献１で開示されている。このフェライト系ステンレス鋼材では、Ｃｒ：１４～１８％、Ｎ：０．０２～０．０５％、Ａｌ：０～０．２％、Ｔｉ：０～０．０５％を含有し、表層部の窒素濃度が０．０５％以上とする。このため、Ｎ２を体積比率で２０％以上とＨ２を体積比率で５０％以上とを含む雰囲気ガス中で、７５０～９５０℃で光輝焼鈍を施すことで、製造されている。 Patent Document 1 discloses a ferritic stainless steel material with high surface hardness and excellent corrosion resistance and press workability by increasing nitrides in the surface layer of ferritic stainless steel. This ferritic stainless steel material contains Cr: 14-18%, N: 0.02-0.05%, Al: 0-0.2%, Ti: 0-0.05%, and nitrogen in the surface layer. The concentration is 0.05% or more. For this reason, it is manufactured by bright annealing at 750 to 950° C. in an atmospheric gas containing 20% or more by volume of N 2 and 50% or more by volume of H 2 .
また、特許文献２では、窒素を含有する雰囲気中でクロムステンレス鋼を加熱して窒素を吸収させて冷却することで、金属組織が、マルテンサイト相と残留オ－ステナイト相とを含む二相混合組織またはマルテンサイト相、残留オ－ステナイト相および７５体積％以下のフェライト相を含む三相混合組織からなることを特徴とするばね特性に優れたクロム系ステンレス鋼箔が開示されている。このステンレス鋼箔の組成は質量％で、Ｃ：０．０１～０．２％、Ｃｒ：１０～２０％、Ｎ：０．０５～０．５％、Ｓｉ：２％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｃｕ：２％以下を含有し、更に、Ｔｉ：０．００１～０．０２％、Ｎｂ：０．０１～０．１％、Ｍｏ：０．１～２％、Ｖ：０．０５～０．３％の一種以上を含有する組成である。また、窒素を鋼中に吸収させるために、雰囲気は５０～８０体積％の水素、２０～５０体積％の窒素で、露点は－３０℃以下にすることが好ましいとされている。 In addition, in Patent Document 2, by heating chromium stainless steel in a nitrogen-containing atmosphere to absorb nitrogen and cooling it, the metal structure is a two-phase mixture containing a martensitic phase and a retained austenite phase. A chromium-based stainless steel foil having excellent spring properties is disclosed, which is characterized by having a three-phase mixed structure including a martensitic phase, a retained austenite phase, and a ferrite phase of up to 75% by volume. The composition of this stainless steel foil is in mass %: C: 0.01-0.2%, Cr: 10-20%, N: 0.05-0.5%, Si: 2% or less, Al: 0. 05% or less, Ni: 2% or less, Mn: 2% or less, Cu: 2% or less, and further contains Ti: 0.001 to 0.02%, Nb: 0.01 to 0.1%, Mo V: 0.1 to 2% and V: 0.05 to 0.3%. Further, in order to absorb nitrogen into the steel, it is said that the atmosphere should preferably be 50 to 80% by volume hydrogen, 20 to 50% by volume nitrogen, and the dew point should be -30°C or lower.
更に、特許文献３においては、カラーブラウン管マスクフレーム用として、質量％にて、Ｃ：０．０５～０．２０％、Ｃｒ：１０．５～１８％を含有し、フェライト相とマルテンサイト相とからなり、これらの中に大きさが１μｍ未満のＣｒ系炭化物が分散した金属組織であることを特徴とするクロム系ステンレス鋼材が開示されている。このステンレス鋼材では、フェライト相とマルテンサイト相に加えて、オーステナイト相を含む場合ならびに、Ｔｉ：０．００３～０．０３％、Ｎｂ：０．００５～０．１０％、Ｖ：０．０２～０．５％およびＭｏ：０．１～１．０％のうちの１種以上を含む場合も示されている。 Further, in Patent Document 3, for a color cathode ray tube mask frame, it contains C: 0.05 to 0.20% and Cr: 10.5 to 18% in mass %, and contains a ferrite phase and a martensitic phase. A chromium-based stainless steel material is disclosed which is characterized by having a metal structure in which Cr-based carbides having a size of less than 1 μm are dispersed therein. This stainless steel material contains an austenite phase in addition to a ferrite phase and a martensite phase, Ti: 0.003 to 0.03%, Nb: 0.005 to 0.10%, V: 0.02 to 0.5% and one or more of Mo: 0.1 to 1.0% are also shown.
上述した組織を得るために、特許文献３では、焼鈍雰囲気から窒素を吸収させるように、窒素ガスを１０体積％以上と水素を含む雰囲気中にて、平均昇温速度を５℃／秒以上として、９００～１０２０℃の範囲内の温度に加熱する。また、当該温度範囲内に保持される時間を１５秒以下とし、次いで１℃／秒以上の速度で５００℃未満の温度に冷却する熱処理が行われている。 In order to obtain the above-mentioned structure, in Patent Document 3, in order to absorb nitrogen from the annealing atmosphere, an average heating rate is set to 5° C./sec or more in an atmosphere containing nitrogen gas of 10% by volume or more and hydrogen. , to a temperature within the range of 900-1020°C. Further, a heat treatment is performed in which the temperature is maintained within the temperature range for 15 seconds or less, and then the material is cooled to a temperature of less than 500°C at a rate of 1°C/second or more.
これらの発明は、ステンレス鋼の焼鈍に特有の光輝焼鈍に基づくものであり、一般にはＢＡ仕上げと称されるステンレス鋼の汎用連続焼鈍設備（光機焼鈍炉）で製造することを意図したものである。一方、普通鋼の鋼帯は、ＣＡＬ（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ ａｎｎｅａｌｉｎｇ Ｌｉｎｅ）等と呼称される連続焼鈍設備で焼鈍されるのが一般的であり、雰囲気は９５％の窒素と５％の水素が一般的である。ＢＡ焼鈍もＣＡＬ焼鈍もラジアントチューブによる輻射加熱が用いられている。 These inventions are based on bright annealing, which is unique to stainless steel annealing, and are intended to be manufactured using general-purpose continuous annealing equipment (optical annealing furnace) for stainless steel, which is generally referred to as BA finishing. be. On the other hand, steel strips made of ordinary steel are generally annealed in continuous annealing equipment called CAL (Continuous Annealing Line), etc., and the atmosphere is generally 95% nitrogen and 5% hydrogen. . Radiant heating using a radiant tube is used for both BA annealing and CAL annealing.
普通鋼のＣＡＬ焼鈍においては、生産性向上のために通電加熱または誘導加熱も組み合わせて行うことが検討されている。例えば、特許文献４では、放射熱によって加熱する連続焼鈍炉の一部に誘導あるいは通電加熱装置を設置し、１００℃／ｓ以上の昇温速度で部分的に焼鈍温度を高めることにより、短時間に所定焼鈍温度に変化させることを特徴とする冷延鋼板の高効率製造方法が開示されている。 In CAL annealing of ordinary steel, it is being considered to perform it in combination with electrical heating or induction heating in order to improve productivity. For example, in Patent Document 4, an induction or electrical heating device is installed in a part of a continuous annealing furnace that heats with radiant heat, and the annealing temperature is partially increased at a temperature increase rate of 100°C/s or more. A highly efficient manufacturing method for cold rolled steel sheets is disclosed, which is characterized by changing the annealing temperature to a predetermined annealing temperature.
更に、このような急速加熱の適用に際しては、長手方向に均一な昇温速度を得るための方法として、特許文献５では、第１加熱帯において、鋼帯を５００℃以上、キュリー点Ｔｃ（℃）－５０℃未満まで加熱する第１加熱装置と、第２加熱帯において、第１加熱帯で加熱された鋼帯をキュリー点Ｔｃ－３０℃ないしキュリー点Ｔｃ－５℃の温度領域まで加熱するソレノイドコイル式高周波誘導加熱装置と、第３加熱帯において、第２加熱帯で加熱された鋼帯を、キュリー点を超える処理目標温度まで加熱する第３加熱装置を組み合わせる技術が開示されている。 Furthermore, when applying such rapid heating, Patent Document 5 describes a method for obtaining a uniform temperature increase rate in the longitudinal direction, in which the steel strip is heated at 500°C or higher in the first heating zone to the Curie point Tc (°C ) The steel strip heated in the first heating zone is heated to a temperature range from Curie point Tc -30°C to Curie point Tc -5°C in a first heating device that heats to less than -50°C and a second heating zone. A technique is disclosed in which a solenoid coil type high frequency induction heating device is combined with a third heating device that heats the steel strip heated in the second heating zone to a processing target temperature exceeding the Curie point in the third heating zone.
このように、これまでに開示されている技術を用いて、自動車排気系部品用のステンレス鋼板を軽量化すると、強度、耐摩耗性といった特性についてさらに改善の余地がある。その一方、これらの特性を向上させるために、ステンレス鋼の組成において、Ｎを０．０２～０．０５％、あるいはＣを０．０１～０．２％とするとともに、ＢＡ雰囲気焼鈍において窒素を吸収させて、表層にマルテンサイト相を形成させること、またはＣｒ炭化物を析出させる技術などを適用すると、自動車の排気系部品が晒される環境では十分な耐食性が担保できない。 As described above, when the weight of stainless steel plates for automobile exhaust system parts is reduced using the techniques disclosed so far, there is still room for further improvement in properties such as strength and wear resistance. On the other hand, in order to improve these properties, in the composition of stainless steel, N is set at 0.02 to 0.05%, or C is set at 0.01 to 0.2%, and nitrogen is added during BA atmosphere annealing. If techniques such as absorption to form a martensitic phase on the surface layer or precipitation of Cr carbide are applied, sufficient corrosion resistance cannot be ensured in the environment where automobile exhaust system parts are exposed.
また、ＢＡ焼鈍は比較的生産性が低く高コストであるため、自動車の排気系部品の焼鈍には不適である。更に、普通鋼鋼帯の焼鈍に用いられるＣＡＬではステンレス鋼の酸化を防ぐことができないため、窒素を表層に吸収させることができない。この点は、ＣＡＬに誘導加熱および通電加熱などの急速加熱設備を組み合わせた場合も同様であり、しかもキュリー点近傍までの誘導加熱では、ステンレス鋼の焼鈍には温度が低すぎて焼鈍には不十分であった。 Furthermore, BA annealing has relatively low productivity and high cost, so it is not suitable for annealing exhaust system parts of automobiles. Furthermore, CAL used for annealing ordinary steel strips cannot prevent oxidation of stainless steel, and therefore cannot absorb nitrogen into the surface layer. This point is the same when CAL is combined with rapid heating equipment such as induction heating and electrical heating. Moreover, induction heating to near the Curie point is too low for annealing stainless steel. That was enough.
本発明は、鋼板の加工性および耐食性、高温強度を損なうことなく、耐摩耗性を高めたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。 An object of the present invention is to provide a ferritic stainless steel sheet with improved wear resistance without impairing the workability, corrosion resistance, and high-temperature strength of the steel sheet, and a method for manufacturing the same.
本発明は、上記の課題を解決するためになされたものであり、下記のフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法を要旨とする。 The present invention has been made to solve the above problems, and its gist is the following ferritic stainless steel sheet and method for manufacturing the same.
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０１％以下、
Ｓｉ：０．０５～１．２％、
Ｍｎ：０．０５～１．５％、
Ｐ：０．０３５％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｃｒ：１０．５～２０．０％、
Ｎｉ：０．０１～０．６０％、
Ｍｏ：０．０１～２．０％、
Ｃｕ：０．０１～１．６％、
Ａｌ：０．００１～０．１０％、
Ｎ：０．００１～０．０２％、
Ｎｂ：０．２０～０．６０％、
Ｓｎ：０～０．２０％、
Ｃｏ：０～０．１０％、
Ｔｉ：０～０．０５％、
Ｖ：０～０．２０％、
Ｚｒ：０～０．１０％、
Ｂ：０～０．００３０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
表面から板厚深さ方向に１０μｍまでの領域の平均窒素濃度が、０．０５～０．１０％である、フェライト系ステンレス鋼板。
(1) The chemical composition is in mass%,
C: 0.01% or less,
Si: 0.05-1.2%,
Mn: 0.05-1.5%,
P: 0.035% or less,
S: 0.01% or less,
Cr: 10.5-20.0%,
Ni: 0.01 to 0.60%,
Mo: 0.01-2.0%,
Cu: 0.01-1.6%,
Al: 0.001-0.10%,
N: 0.001-0.02%,
Nb: 0.20-0.60%,
Sn: 0-0.20%,
Co: 0 to 0.10%,
Ti: 0 to 0.05%,
V: 0-0.20%,
Zr: 0 to 0.10%,
B: 0 to 0.0030%,
The remainder: Fe and impurities,
A ferritic stainless steel plate having an average nitrogen concentration of 0.05 to 0.10% in a region from the surface to 10 μm in the depth direction of the plate.
（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｓｎ：０．００１～０．２０％、
Ｃｏ：０．００１～０．１０％、
Ｔｉ：０．００５～０．０５％、
Ｖ：０．００５～０．２０％、
Ｚｒ：０．００５～０．１０％、および
Ｂ：０．０００５～０．００３０％、
から選択される一種以上を含有する、上記（１）に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
(2) the chemical composition is in mass%;
Sn: 0.001-0.20%,
Co: 0.001 to 0.10%,
Ti: 0.005 to 0.05%,
V: 0.005-0.20%,
Zr: 0.005 to 0.10%, and B: 0.0005 to 0.0030%,
The ferritic stainless steel sheet according to (1) above, containing one or more selected from the following.
（３）（１）または（２）に記載の化学組成を有するフェライト系ステンレス鋼板の冷延板を、２～１０％以上の水素と、８０％以上の窒素とを含有する雰囲気で焼鈍し、第一段階として、常温から８００～９５０℃の温度域までを加熱速度２０℃／ｓ以下加熱で加熱し、第二段階として、８００～９５０℃の温度域において前記加熱速度で到達した温度から１０００～１１００℃の温度域までを加熱速度５０℃／ｓ以上で加熱し、第三段階として、１０００～１１００℃の温度域で４～６０ｓの保持を行う、
表面から板厚深さ方向に１０μｍまでの領域の平均窒素濃度が、０．０５～０．１０％である、フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
(3) Annealing a cold-rolled ferritic stainless steel plate having the chemical composition described in (1) or (2) in an atmosphere containing 2 to 10% or more hydrogen and 80% or more nitrogen, In the first step, heating is performed from room temperature to a temperature range of 800 to 950°C at a heating rate of 20°C/s or less, and in the second step, heating is performed from room temperature to a temperature range of 800 to 950°C at a heating rate of 1000°C. Heating up to a temperature range of ~1100°C at a heating rate of 50°C/s or more, and as a third step, holding for 4 to 60 seconds in a temperature range of 1000 to 1100°C.
A method for manufacturing a ferritic stainless steel sheet, wherein the average nitrogen concentration in a region from the surface to 10 μm in the depth direction of the sheet is 0.05 to 0.10%.
本発明は、鋼板の加工性および耐食性、高温強度を損なうことなく、耐摩耗性を高めたフェライト系ステンレス鋼板を得ることができる。 The present invention makes it possible to obtain a ferritic stainless steel sheet with improved wear resistance without impairing the workability, corrosion resistance, and high-temperature strength of the steel sheet.
本発明者らは、自動車排気系部品などの軽量化および生産性向上を目的に、フェライト系ステンレス鋼板の耐食性、加工性、およびコスト競争力を損なわずに高強度化する方策を検討し、以下の知見を得た。 The inventors of the present invention have investigated measures to increase the strength of ferritic stainless steel sheets without sacrificing their corrosion resistance, workability, and cost competitiveness, with the aim of reducing the weight and improving productivity of automobile exhaust system parts, etc. We obtained the following knowledge.
先行技術のように、冷延板焼鈍後の鋼材組成において、特に、Ｃ、およびＮ含有量が高く、Ｔｉおよび／またはＮｂの添加量が少ない場合は、鋼板の加工性および耐食性が低下する。このため、プレス成形または造管加工には不適である。また、表面近傍の表層は焼鈍時にオーステナイト相になるため、焼鈍後の冷却時にも鋭敏化し難く、オーステナイト相がマルテンサイトに変態した後も耐食性を損なうことが無い。 As in the prior art, when the C and N contents are high and the amount of Ti and/or Nb added is small in the steel material composition after annealing a cold rolled sheet, the workability and corrosion resistance of the steel sheet deteriorate. Therefore, it is unsuitable for press molding or pipe forming. Furthermore, since the surface layer near the surface becomes an austenite phase during annealing, it is difficult to become sensitized during cooling after annealing, and corrosion resistance is not impaired even after the austenite phase transforms into martensite.
一方、内層はフェライト相であるため、焼鈍冷却時に鋭敏化しやすく、鋼板表面に疵がついて内層が露出した場合、鋼板切断端面は耐食性が低下する。従って、自動車排気系部品用の素材として十分な特性を有しているとは言えない。そこで、表層に窒素濃化層を形成することによって高強度化するに際しても、素材はＣおよびＮ含有量を低減して、安定化元素であるＴｉおよびＮｂを含有させたステンレス鋼が必要となる。 On the other hand, since the inner layer is a ferrite phase, it tends to become sensitized during annealing and cooling, and if the steel plate surface is scratched and the inner layer is exposed, the corrosion resistance of the cut end surface of the steel plate will be reduced. Therefore, it cannot be said that it has sufficient properties as a material for automobile exhaust system parts. Therefore, even when increasing strength by forming a nitrogen-concentrated layer on the surface layer, stainless steel with reduced C and N content and containing stabilizing elements Ti and Nb is required. .
また、安定化元素として一般的には、Ｔｉ、Ｎｂを同様の添加効果を有する元素として取り扱うことが多い。鋼板表層に窒素を濃化させる場合、Ｔｉ、Ｎｂは、共に窒化物を形成し、耐摩耗性を高める働きをする。その一方、Ｔｉの窒化物はプレス金型の耐摩耗性向上のために施工されるＴｉの炭窒化物コーティング層と凝着しやすく、摩擦係数を高め、成形性を劣化させる。従って、鋼板表層に窒素を濃化させて表面を硬化させる場合、安定化元素を主にＮｂとし、Ｔｉを添加する際は、その上限を０．０５％以下にすることが必要になる。 Furthermore, as stabilizing elements, Ti and Nb are generally treated as elements having similar addition effects. When nitrogen is concentrated in the surface layer of a steel sheet, Ti and Nb together form nitrides, which serve to improve wear resistance. On the other hand, Ti nitride tends to adhere to the Ti carbonitride coating layer applied to improve the wear resistance of the press mold, increasing the friction coefficient and deteriorating formability. Therefore, when nitrogen is concentrated in the surface layer of a steel sheet to harden the surface, the stabilizing element is mainly Nb, and when Ti is added, the upper limit thereof needs to be 0.05% or less.
本発明者らは、自動車排気系用の各種ステンレス鋼において、ＣＡＬ焼鈍時に窒素を鋼板表層に吸収させて窒素を濃化させることで、表面硬度を高めるべく、種々の検討を行った。現行材に比べて耐食性を損なわないためには、鋼材組成として、ＣおよびＮ含有量を低下させる必要があり、安定化元素であるＴｉ、Ｎｂ、Ｚｒ又はそれらの組み合わせで８×（Ｃ％＋Ｎ％）～０．８０％となる化学組成とすることが前提となる。 The present inventors conducted various studies in order to increase the surface hardness of various stainless steels for automobile exhaust systems by absorbing nitrogen into the surface layer of the steel sheet during CAL annealing and concentrating the nitrogen. In order not to impair corrosion resistance compared to current materials, it is necessary to lower the C and N contents in the steel material composition. %) to 0.80%.
また、本発明者らは、耐食性に関して、このように一様に扱われるＴｉ、Ｎｂ、およびＺｒであるが、鋼板表層に窒素を濃化させた際の窒化物形成による耐摩耗性向上効果は一様でなく、特に、ＴｉおよびＺｒではほとんど効果が得られないことを見出した。このことは、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＺｒの固溶強化能ならびに析出強化能に起因するものであり、鋼板表層に窒素を濃化させたときに、Ｎｂが最も強化能が高いためである。 In addition, the present inventors found that although Ti, Nb, and Zr are treated uniformly in this way, the effect of improving wear resistance due to the formation of nitrides when nitrogen is enriched in the surface layer of the steel sheet is It has been found that the effect is not uniform, and in particular, Ti and Zr have almost no effect. This is due to the solid solution strengthening ability and precipitation strengthening ability of Ti, Nb, and Zr, and is because Nb has the highest strengthening ability when nitrogen is concentrated in the surface layer of the steel sheet.
また、鋼板表層に窒素を吸収させて窒素を濃化させる方法についても、従来のＣＡＬ焼鈍等では難しく、誘導加熱を組み合わせた設備では、ステンレス鋼板表層に形成される酸化膜によって鋼板表層に窒素が十分に吸収および濃化されない。そこで、（Ａ）窒素の吸収および濃化を阻害するＣｒ酸化物の形成を抑制するために、鉄の酸化膜が形成される温度域の加熱速度を下げて鉄の酸化物を形成させ、（Ｂ）Ｃｒ酸化物の形成温度域は急速加熱し、（Ｃ）そして窒素吸収および濃化温度域で保持することで、鉄の酸化物は還元し、窒素を鋼板表層に吸収および濃化させるヒートパターンを考案した。 In addition, it is difficult to make the surface layer of the steel sheet absorb and concentrate nitrogen, which is difficult to do with conventional CAL annealing, etc., but with equipment that combines induction heating, nitrogen is absorbed into the surface layer of the steel sheet by the oxide film formed on the surface layer of the stainless steel sheet. Not well absorbed and concentrated. (A) In order to suppress the formation of Cr oxides that inhibit nitrogen absorption and concentration, the heating rate in the temperature range where iron oxide films are formed is lowered to form iron oxides ( B) Cr oxide formation temperature range is heated rapidly, and (C) iron oxide is reduced by holding in the nitrogen absorption and concentration temperature range, and nitrogen is absorbed and concentrated in the steel sheet surface layer. Invented a pattern.
ステンレス鋼のキュリー点は７００℃付近であるが、鉄の酸化膜を形成させるために、常温から８００～９５０℃の温度域は２０℃／ｓ以下の加熱速度で加熱することが理想的であり、上記加熱速度で到達した温度から１０００～１１００℃の温度域まで、誘導加熱または通電加熱によって、５０℃／ｓ以上、２００℃／ｓ以下の加熱速度で急速加熱して、１０００～１１００℃の温度域で４～６０ｓの時間保持することで、鋼板表層に窒素が吸収され、必要な窒素濃度まで窒素が濃化する。 The Curie point of stainless steel is around 700°C, but in order to form an iron oxide film, it is ideal to heat it at a heating rate of 20°C/s or less in the temperature range from room temperature to 800°C to 950°C. , from the temperature reached at the above heating rate to a temperature range of 1000 to 1100 °C, by induction heating or electrical heating, at a heating rate of 50 °C / s or more and 200 °C / s or less, By holding the steel plate in the temperature range for 4 to 60 seconds, nitrogen is absorbed into the surface layer of the steel sheet and concentrated to the required nitrogen concentration.
表面の耐摩耗性を高め、耐食性およびプレス加工性を損なわないためには、鋼板表層１０μｍにおける窒素濃度が０．１０％以下、板厚全厚の平均組成で窒素が０．０２０％以下であることが必要である。また、Ｃｒ、Ｓｉ、Ａｌ、およびＴｉなど、表面の酸化被膜組成に大きく影響する元素についても、適切な組成範囲に制御することが必要である。 In order to increase the wear resistance of the surface and not impair corrosion resistance and press workability, the nitrogen concentration in the 10 μm surface layer of the steel plate should be 0.10% or less, and the nitrogen content in the average composition of the entire plate thickness should be 0.020% or less. It is necessary. Furthermore, it is also necessary to control elements such as Cr, Si, Al, and Ti, which greatly affect the composition of the oxide film on the surface, within an appropriate composition range.
冷延板を焼鈍する際に、安定して鋼板表層に窒素を吸収させて濃化させるためには、鋼板最表面に形成される酸化被膜の制御が重要である。ステンレス鋼の焼鈍方法として一般的な光輝焼鈍では、雰囲気中水素量が高く、低露点であるため、鋼板表面にはＳｉの酸化膜が形成され、窒素の吸収が阻害される。そこで、Ｓｉ酸化膜を抑制するために、焼鈍雰囲気は水素を２～１０％とした主に窒素雰囲気であることが必要になる。 When annealing a cold-rolled sheet, it is important to control the oxide film formed on the outermost surface of the steel sheet in order to stably absorb and concentrate nitrogen in the surface layer of the steel sheet. In bright annealing, which is a common method for annealing stainless steel, the amount of hydrogen in the atmosphere is high and the dew point is low, so a Si oxide film is formed on the surface of the steel sheet, which inhibits nitrogen absorption. Therefore, in order to suppress the formation of the Si oxide film, the annealing atmosphere needs to be mainly a nitrogen atmosphere containing 2 to 10% hydrogen.
普通鋼のＣＡＬ焼鈍等の雰囲気は主に窒素で５％程度の水素を含む雰囲気であるため、鋼板表層の窒素の吸収に好適な雰囲気である。しかしながら、上述した雰囲気ではＣｒの酸化が進むため、鋼板表層の窒素の吸収には不適である。そこで、Ｃｒの酸化膜形成を抑制するために、急速加熱することが必要になるが、キュリー点以下での急速加熱では、Ｃｒの酸化膜形成を抑制することができないため、２０℃／ｓ以下の加熱速度で到達した温度から１０００～１０５０℃の温度域まで、急速加熱することが必要になる。しかしながら、この急速加熱によりＣｒの酸化膜形成は大幅に抑制されるものの、冷延板における不働態皮膜の状態および脱酸元素であるＡｌ、Ｓiなどの影響により、鋼板表層への窒素の吸収が阻害される場合がある。 The atmosphere for CAL annealing of ordinary steel is mainly nitrogen and contains about 5% hydrogen, so it is a suitable atmosphere for absorbing nitrogen in the surface layer of the steel sheet. However, in the above-mentioned atmosphere, oxidation of Cr progresses, so it is not suitable for absorbing nitrogen in the surface layer of the steel sheet. Therefore, rapid heating is required to suppress the formation of Cr oxide film, but rapid heating below the Curie point cannot suppress the formation of Cr oxide film, so it is less than 20°C/s. Rapid heating is required from the temperature reached at a heating rate of 1000 to 1050°C. However, although this rapid heating greatly suppresses the formation of Cr oxide film, the absorption of nitrogen into the surface layer of the steel sheet is affected by the state of the passive film in the cold rolled sheet and the effects of deoxidizing elements such as Al and Si. It may be inhibited.
そこで、先ずは鉄の酸化膜を昇温時に形成させ、急速加熱時に鉄の酸化膜を還元する方法を見出した。すなわち、焼鈍時、常温から８００～９５０℃の温度域を加熱速度２０℃／ｓ以下で加熱することで、表面に鉄の酸化膜を形成させることができる。引き続き、上記加熱速度で到達した温度から１０００～１０５０℃の温度域まで加熱速度５０℃／ｓ以上で急速加熱して、Ｆｅの酸化皮膜を還元し、かつＳｉ、Ｃｒ、およびＡｌなどの酸化膜形成を抑制することで、１０００～１１００℃の焼鈍保持時に鋼板表層への窒素の吸収および濃化が進んで、Ｎｂ窒化物が析出する。この結果、表面硬度が高くなり、加工性を損なわずに耐摩耗性および耐食性に優れた自動車排気系部品に好適なステンレス鋼板が得られる。 Therefore, we first found a method to form an iron oxide film during temperature rise, and then reduce the iron oxide film during rapid heating. That is, during annealing, an iron oxide film can be formed on the surface by heating in the temperature range from room temperature to 800 to 950° C. at a heating rate of 20° C./s or less. Subsequently, rapid heating is performed at a heating rate of 50°C/s or more from the temperature reached at the above heating rate to a temperature range of 1000 to 1050°C to reduce the Fe oxide film and reduce the oxide film of Si, Cr, Al, etc. By suppressing the formation, absorption and concentration of nitrogen in the surface layer of the steel sheet progresses during annealing and holding at 1000 to 1100°C, and Nb nitrides precipitate. As a result, a stainless steel sheet with high surface hardness, excellent wear resistance and corrosion resistance without impairing workability, and suitable for automobile exhaust system parts can be obtained.
本発明の一実施形態は、上記知見に基づきなされたものであり、当該用途におけるフェライト系ステンレス鋼としての最適な化学組成バランス、表層強化方法を見出したものである。 One embodiment of the present invention has been made based on the above findings, and has found the optimum chemical composition balance and surface layer strengthening method for ferritic stainless steel for the use concerned.
１．化学組成
各元素の限定理由を以下に説明する。なお、以下の説明中、各元素の含有量を示す「％」は特に断りが無い限り「質量％」を示す。
1. Chemical Composition The reasons for limiting each element are explained below. In the following description, "%" indicating the content of each element indicates "mass %" unless otherwise specified.
Ｃ：０．０１％以下
母相に固溶した状態の固溶Ｃは、Ｃｒ炭化物を形成して鋭敏化に伴う耐食性低下の原因になる。このため、Ｃ含有量に見合った量の安定化元素、すなわちＮｂ、Ｔｉ、ＶおよびＺｒの含有が必要になる。これら元素の含有量が増加すると、合金コストが増加する。また、窒素雰囲気での焼鈍後に、鋼材表層にマルテンサイトが形成し、加工性が劣化する。このため、Ｃ含有量は、０．０１％以下とする。Ｃ含有量は、０．００８％以下とするのが好ましい。
C: 0.01% or less Solid solution C in a state of solid solution in the matrix forms Cr carbide and causes a decrease in corrosion resistance due to sensitization. For this reason, it is necessary to contain stabilizing elements, ie, Nb, Ti, V, and Zr, in amounts commensurate with the C content. As the content of these elements increases, the alloy cost increases. Further, after annealing in a nitrogen atmosphere, martensite is formed on the surface layer of the steel material, which deteriorates workability. Therefore, the C content is set to 0.01% or less. The C content is preferably 0.008% or less.
しかしながら、Ｃは鉄鉱石を製錬する過程で、溶鋼中に取り込まれる元素である。転炉精錬または脱ガス工程でＣの大部分は除去することが可能であるが、精錬時間が長時間化して生産性を損なうほか、副次的にＣｒが酸化され合金歩留まりを低下させる。このため、Ｃ含有量は、０．００１％以上とすることが好ましい。薄板製品としての強度延性バランスを考慮すると、Ｃ含有量は、０．００２～０．００６％にすることが好ましい。 However, C is an element that is incorporated into molten steel during the process of smelting iron ore. Although most of the C can be removed by converter refining or degassing, the refining time becomes longer, which impairs productivity, and Cr is oxidized as a side effect, lowering the alloy yield. Therefore, the C content is preferably 0.001% or more. Considering the balance of strength and ductility as a thin plate product, the C content is preferably 0.002 to 0.006%.
Ｓｉ：０．０５～１．２％
Ｓｉは、溶解精錬時における脱酸のために必要であるほか、熱延加熱時の酸化スケール生成を抑制するのにも有効である。このため、Ｓｉ含有量は、０．０５％以上とする。自動車排気系部品としての耐酸化性の確保のためには、Ｓｉ含有量は、０．１％以上にすることが好ましい。
Si: 0.05-1.2%
Si is necessary for deoxidation during melting and refining, and is also effective in suppressing oxide scale formation during hot rolling heating. Therefore, the Si content is set to 0.05% or more. In order to ensure oxidation resistance as an automobile exhaust system component, the Si content is preferably 0.1% or more.
しかしながら、Ｓｉを過剰に含有させると、固溶強化により薄鋼板の延性を低下させる。このため、Ｓｉ含有量は、１．２％以下とする。また、Ｓｉは冷延板焼鈍時にＳｉ酸化膜を形成して、鋼板表層へのＮの吸収を阻害し、耐摩耗性を低下させることから、Ｓｉ含有量は、０．６％以下にすることが好ましい。 However, when Si is contained excessively, the ductility of the thin steel sheet decreases due to solid solution strengthening. Therefore, the Si content is set to 1.2% or less. In addition, Si forms a Si oxide film during annealing of cold-rolled sheets, inhibits the absorption of N into the steel sheet surface layer, and reduces wear resistance, so the Si content should be 0.6% or less. is preferred.
Ｍｎ：０．０５～１．５％
Ｍｎは、脱酸剤として含有される元素であるとともに、中温域での高温強度上昇に寄与する元素である。また、長時間使用中にＭｎ系酸化物が表層に形成し、スケール（酸化物）の密着性および異常酸化の抑制効果に寄与する元素である。このため、Ｍｎ含有量は、０．０５％以上とする。
Mn: 0.05-1.5%
Mn is an element contained as a deoxidizing agent and also contributes to an increase in high temperature strength in a medium temperature range. In addition, Mn-based oxides are formed on the surface layer during long-term use, and are elements that contribute to scale (oxide) adhesion and the effect of suppressing abnormal oxidation. Therefore, the Mn content is set to 0.05% or more.
しかしながら、Ｍｎを過剰に含有させると、γ相（オーステナイト相）の析出によって熱延板靭性の低下を生じる他、ＭｎＳを形成して耐食性を低下させる。また、耐酸化性が低下し、焼鈍加熱時に鉄の酸化膜が厚く形成されるため、窒素の吸収が阻害され、耐摩耗性が劣化する。このため、Ｍｎ含有量は、１．５％以下とする。なお、高温延性またはスケールの密着性、および異常酸化の抑制を考慮すると、Ｍｎ含有量は、０．２～１．０％が好ましい。 However, when Mn is contained excessively, not only does the toughness of the hot rolled sheet decrease due to the precipitation of γ phase (austenite phase), but also MnS is formed and corrosion resistance decreases. In addition, oxidation resistance decreases and a thick oxide film of iron is formed during annealing heating, which inhibits nitrogen absorption and deteriorates wear resistance. Therefore, the Mn content is set to 1.5% or less. Note that in consideration of high-temperature ductility, scale adhesion, and suppression of abnormal oxidation, the Mn content is preferably 0.2 to 1.0%.
Ｐ：０．０３５％以下
Ｐは、原料である溶銑およびフェロクロム等の合金中に不純物として含まれる元素である。熱間加工性および靭性に対して有害な元素であるため、Ｐ含有量は、０．０３５％以下とする。Ｐは、加工性を低下させる元素でもあることから、０．０３０％以下にすることが好ましい。また、Ｐの過度な低減は高純度原料の仕様が必要になるなど、コストの増加に繋がるため、Ｐ含有量は、０．０１０％以上とすることが好ましい。
P: 0.035% or less P is an element contained as an impurity in raw material hot metal and alloys such as ferrochrome. Since P is a harmful element to hot workability and toughness, the P content is set to 0.035% or less. Since P is also an element that reduces workability, it is preferably kept at 0.030% or less. Furthermore, excessive reduction in P will require specifications for high-purity raw materials, leading to an increase in cost, so the P content is preferably 0.010% or more.
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、オーステナイト相に対する固溶量が小さく、粒界に偏析して熱間加工性の低下を促進する元素である。Ｓ含有量が０．０１％を超えると、その影響は顕著になるため、Ｓ含有量は、０．０１％以下とする。Ｓ含有量が、少ないほど硫化物系介在物が減少し耐食性が向上するが、過剰なＳの低減は脱硫負荷が増大し、製造コストを増加させる。このため、Ｓ含有量は、０．００１％以上とするのが好ましい。なお、Ｓ含有量は、０．００１～０．００８％の範囲とするのが好ましい。
S: 0.01% or less S is an element that has a small amount of solid solution in the austenite phase, segregates at grain boundaries, and promotes a decrease in hot workability. If the S content exceeds 0.01%, its influence becomes significant, so the S content is set to 0.01% or less. As the S content decreases, sulfide-based inclusions decrease and corrosion resistance improves, but excessive reduction of S increases the desulfurization load and increases manufacturing costs. Therefore, the S content is preferably 0.001% or more. Note that the S content is preferably in the range of 0.001 to 0.008%.
Ｃｒ：１０．５～２０．０％
Ｃｒは、耐酸化性および耐食性を確保するのために必須な元素である。このため、Ｃｒ含有量は、１０．５％以上とする。しかしながら、Ｃｒを過剰に含有させると、加工性の低下および靭性の劣化をもたらす。また、焼鈍加熱時にＣｒ酸化膜が形成され、鋼材表面に窒素が吸収されにくく、耐摩耗性が劣化する。このため、Ｃｒ含有量は、２０．０％以下とする。なお、排気系部品の構造に起因する耐隙間腐食性および表層への窒素吸収性能を考慮すると、Ｃｒ含有量は、１３．５～１９．０％とするのが好ましい。
Cr: 10.5-20.0%
Cr is an essential element for ensuring oxidation resistance and corrosion resistance. Therefore, the Cr content is set to 10.5% or more. However, when Cr is contained excessively, workability and toughness deteriorate. Furthermore, a Cr oxide film is formed during annealing and heating, making it difficult for nitrogen to be absorbed on the surface of the steel material, resulting in deterioration of wear resistance. Therefore, the Cr content is set to 20.0% or less. Note that, in consideration of crevice corrosion resistance due to the structure of exhaust system parts and nitrogen absorption performance into the surface layer, the Cr content is preferably 13.5 to 19.0%.
Ｎｉ：０．０１～０．６０％
Ｎｉは、フェライト系ステンレス鋼の合金原料中に不可避的不純物として混入する元素であるが、孔食の進展抑制に有効な元素であり、その効果は０．０１％以上の含有で安定して発揮される。このため、Ｎｉ含有量は、０．０１％以上とする。しかしながら、Ｎｉを過剰に含有させると、固溶強化による材質硬化を招くおそれがある。このため、Ｎｉ含有量は、０．６０％以下とする。なお、合金コストを考慮すると、Ｎｉ含有量は、０．０５～０．４０％の範囲とするのが好ましい。
Ni: 0.01~0.60%
Ni is an element that is unavoidably mixed into the alloy raw material of ferritic stainless steel, but it is an effective element in suppressing the development of pitting corrosion, and its effect is stably exhibited at a content of 0.01% or more. be done. Therefore, the Ni content is set to 0.01% or more. However, excessive Ni content may lead to hardening of the material due to solid solution strengthening. Therefore, the Ni content is set to 0.60% or less. Note that in consideration of alloy cost, the Ni content is preferably in the range of 0.05 to 0.40%.
Ｍｏ：０．０１～２．０％
Ｍｏは、Ｃｕと同様に活性溶解を抑制する作用があり孔食の進展を抑制するため、耐食性向上に有効な元素である。このため、Ｍｏ含有量は、０．０１％以上とする。より高い耐食性を得るためには、Ｍｏ含有量は、０．０３％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｍｏを過剰に含有させると、固溶強化により強度を高めプレス成形性を損なう。このため、Ｍｏ含有量は、２．０％以下とする。耐食性と加工性とを両立させるためには、Ｍｏ含有量は、１．５％以下とするのが好ましい。
Mo: 0.01~2.0%
Like Cu, Mo has the effect of suppressing active dissolution and suppresses the development of pitting corrosion, so it is an effective element for improving corrosion resistance. Therefore, the Mo content is set to 0.01% or more. In order to obtain higher corrosion resistance, the Mo content is preferably 0.03% or more. However, when Mo is contained excessively, the strength increases due to solid solution strengthening and press formability is impaired. Therefore, the Mo content is set to 2.0% or less. In order to achieve both corrosion resistance and workability, the Mo content is preferably 1.5% or less.
Ｃｕ：０．０１～１．６％
Ｃｕは、溶製時のスクラップからの混入等、不可避的に含有される場合が多い。但し、高純度減量を使用してＣｕ含有量を過剰に低減すると、孔食の成長時に活性溶解を促進して耐食性を損なうことがあるので、Ｃｕ含有量は、０．０１％以上とする。耐食性をより高めるためには、Ｃｕ含有量は、０．０３％以上とするのが好ましい。また、高温強度を高めるために積極的に含有させる場合もあるが、Ｃｕを過剰に含有させると、熱間加工性および耐食性を低下させる。さらに、焼鈍後の冷却過程でＣｕリッチクラスターが形成され、加工性が劣化する。このため、Ｃｕ含有量は、１．６％以下とする。なお、Ｃｕ析出による耐食性低下を考慮すると、Ｃｕ含有量は、１．２％以下がとするのが好ましい。
Cu: 0.01-1.6%
Cu is often unavoidably contained, such as from scraps during melting. However, if the Cu content is excessively reduced using high-purity weight reduction, active dissolution may be promoted during the growth of pitting corrosion and corrosion resistance may be impaired, so the Cu content is set to 0.01% or more. In order to further improve corrosion resistance, the Cu content is preferably 0.03% or more. In addition, Cu may be actively included in order to increase high-temperature strength, but if Cu is included excessively, hot workability and corrosion resistance are reduced. Furthermore, Cu-rich clusters are formed during the cooling process after annealing, which deteriorates workability. Therefore, the Cu content is set to 1.6% or less. Note that, in consideration of a decrease in corrosion resistance due to Cu precipitation, the Cu content is preferably 1.2% or less.
Ａｌ：０．００１～０．１０％
Ａｌは、脱酸のために有効な元素であり、その効果はＡｌ含有量が０．００１％以上で発現される。このため、Ａｌ含有量は、０．００１％以上とする。なお、Ｓｉと、Ｍｎとの組み合わせによる脱酸効果を得るためには、Ａｌ含有量は、０．００５％以上にすることが好ましい。しかしながら、Ａｌは、スラグの塩基度を上昇させ、鋼中に水溶性介在物ＣａＳを析出させ、耐食性を低下させる場合がある。このため、Ａｌ含有量は、０．１０％以下とする。また、アルミナ系の非金属介在物による研摩性の低下を考慮すると、Ａｌ含有量は、０．０１％以下にすることが好ましい。
Al: 0.001-0.10%
Al is an effective element for deoxidation, and its effect is manifested when the Al content is 0.001% or more. Therefore, the Al content is set to 0.001% or more. Note that in order to obtain a deoxidizing effect due to the combination of Si and Mn, the Al content is preferably 0.005% or more. However, Al increases the basicity of the slag, precipitates water-soluble inclusions CaS in the steel, and may reduce corrosion resistance. Therefore, the Al content is set to 0.10% or less. Furthermore, in consideration of deterioration in polishing properties due to alumina-based nonmetallic inclusions, the Al content is preferably 0.01% or less.
Ｎ：０．００１～０．０２％
Ｎは、粒界にＣｒ窒化物を形成して鋭敏化による耐食性低下の原因となる元素である。真空中での脱ガス処理によって低減されるが、長時間の脱ガス処理は溶鋼温度が下がるため難しく、Ｎ含有量の低減には工業的に限界があるため、Ｎ含有量は、０．００１％以上とする。しかしながら、Ｎを過剰に含有させると、加工性および耐食性が低下すると共に、安定化元素の含有量を増加させる必要がある。このため、Ｎ含有量は、０．０２％以下とする。また、加工性、耐食性、および耐摩耗性を担保するためには、Ｎ含有量は、０．００８～０．０１５％の範囲にすることが好ましい。
N: 0.001-0.02%
N is an element that forms Cr nitrides at grain boundaries and causes a decrease in corrosion resistance due to sensitization. Although it can be reduced by degassing treatment in a vacuum, long-term degassing treatment is difficult because it lowers the temperature of the molten steel, and there is an industrial limit to reducing the N content, so the N content is 0.001 % or more. However, when N is contained excessively, workability and corrosion resistance decrease, and it is necessary to increase the content of stabilizing elements. Therefore, the N content is set to 0.02% or less. Further, in order to ensure workability, corrosion resistance, and wear resistance, the N content is preferably in the range of 0.008 to 0.015%.
Ｎｂ：０．２０～０．６０％
Ｎｂは、高温強度および熱疲労特性を向上させると共に、表層で窒素吸収した際には加工性を損ねることなく、耐摩耗性を向上させる元素である。排気系部品に必要な高温強度を得るためには、Ｎｂ含有量は、０．２０％以上とする。耐摩耗性および耐食性の観点から、Ｎｂ含有量は、０．３０％以上にすることが好ましい。しかしながら、Ｎｂを過剰に含有させると、排気系部品として使用する際にＬａｖｅｓ相を生じさせ、高温での固溶強化能を損なう。また、加工性を低下させる。このため、Ｎｂ含有量は、０．６０％以下とする。窒素吸収後の表面硬度、耐食性および加工性を担保するためには、Ｎｂ含有量は、０．４５％以下にすることが好ましい。
Nb: 0.20-0.60%
Nb is an element that improves high temperature strength and thermal fatigue properties, and also improves wear resistance without impairing workability when nitrogen is absorbed in the surface layer. In order to obtain the high temperature strength required for exhaust system parts, the Nb content is set to 0.20% or more. From the viewpoint of wear resistance and corrosion resistance, the Nb content is preferably 0.30% or more. However, when Nb is contained excessively, a Laves phase is generated when used as an exhaust system component, impairing the solid solution strengthening ability at high temperatures. It also reduces workability. Therefore, the Nb content is set to 0.60% or less. In order to ensure surface hardness, corrosion resistance, and workability after nitrogen absorption, the Nb content is preferably 0.45% or less.
また、上記元素に加えて、Ａ～Ｃ群の元素から選択される一種以上を含有してもよい。 Further, in addition to the above elements, one or more selected from the elements of groups A to C may be contained.
Ａ群元素
Ｓｎ：０～０．２０％
Ｓｎは、ＭｏおよびＣｕと同様に孔食の進展を抑制することで耐食性を高める効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｓｎは、酸化スケール下に濃化して熱延割れおよび疵の原因になることが知られている。また、４００～７００℃で長時間時効すると、鋼の靭性を低下させることがある。このため、Ｓｎ含有量は、０．２０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｓｎ含有量は、０．００１％以上とするのが好ましい。
Group A element Sn: 0-0.20%
Like Mo and Cu, Sn has the effect of increasing corrosion resistance by suppressing the progress of pitting corrosion. Therefore, it may be included if necessary. However, it is known that Sn is concentrated under oxide scale and causes hot rolling cracks and flaws. Furthermore, aging at 400 to 700°C for a long time may reduce the toughness of the steel. Therefore, the Sn content is set to 0.20% or less. On the other hand, in order to obtain the above effects, the Sn content is preferably 0.001% or more.
Ｃｏ：０～０．１０％
Ｃｏは、Ｎｂ、Ｍｏ、およびＣｕと同様に高温強度を高める効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｏは、比較的高価な元素であるのに加え、鋼板表層の窒素濃化層において耐摩耗性を向上させるＮｂ窒化物の析出を遅延させてしまうことから、Ｃｏ含有量は、０．１０％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｃｏ含有量は、０．００１％以上とするのが好ましい。
Co: 0-0.10%
Co, like Nb, Mo, and Cu, has the effect of increasing high-temperature strength. Therefore, it may be included if necessary. However, Co is a relatively expensive element and also delays the precipitation of Nb nitride, which improves wear resistance, in the nitrogen-enriched layer on the surface of the steel sheet. It is preferably 10% or less. On the other hand, in order to obtain the above effects, the Co content is preferably 0.001% or more.
Ｂ群元素
Ｔｉ：０～０．０５％
Ｔｉは、Ｎｂと共に、Ｃ、Ｎ、およびＳと結合して、耐食性、耐粒界腐食性、常温延性および深絞り性を向上させる。このため、必要に応じて含有させてもよい。Ｔｉ含有量は、経済的に成しうるＣ、Ｎ、およびＳの低減可能な量とＮｂ含有量からその量が決まるが、本実施形態の鋼板における窒素吸収を前提とすると、過剰なＴｉはプレス金型との凝着により加工性を損なう。このため、Ｔｉ含有量は、０．０５％以下とする。なお、安定化元素としてＮｂ単独添加を行うことは、Ｔｉに比べてＮｂが高価な元素であることから、プレス成形性を損なわない範囲でＮｂの補助としてＴｉを含有させることが好ましい。このため、Ｔｉ含有量は、０．００５％以上とすることが好ましい。また、Ｔｉは、Ｎｂよりも硫化物系性能が高く、孔食の発生抑制に有効な元素であることから、Ｔｉ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。
Group B element Ti: 0-0.05%
Ti combines with Nb, C, N, and S to improve corrosion resistance, intergranular corrosion resistance, cold ductility, and deep drawability. Therefore, it may be included if necessary. The Ti content is determined based on the amount of C, N, and S that can be reduced economically and the Nb content. However, assuming that the steel sheet of this embodiment absorbs nitrogen, excessive Ti is Adhesion with the press mold impairs workability. Therefore, the Ti content is set to 0.05% or less. Note that when Nb is added alone as a stabilizing element, since Nb is an expensive element compared to Ti, it is preferable to include Ti as an auxiliary to Nb within a range that does not impair press formability. Therefore, the Ti content is preferably 0.005% or more. Further, since Ti has higher sulfide performance than Nb and is an element effective in suppressing the occurrence of pitting corrosion, the Ti content is preferably 0.01% or more.
Ｖ：０～０．２０％
Ｖは、炭窒化物を形成する安定化元素として作用する効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｖを過剰に含有させると、凝固偏析に起因する粗大炭化物の形成を促進し、延靭性を低下せる懸念がある。このため、Ｖ含有量は、０．２０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｖ含有量は、０．００５％以上とすることが好ましい。
V: 0-0.20%
V has the effect of acting as a stabilizing element that forms carbonitrides. Therefore, it may be included if necessary. However, if V is contained excessively, the formation of coarse carbides due to solidification segregation is promoted, and there is a concern that ductility and toughness may be reduced. Therefore, the V content is set to 0.20% or less. On the other hand, in order to obtain the above effects, the V content is preferably 0.005% or more.
Ｚｒ：０～０．１０％
Ｚｒは、炭窒化物を形成する安定化元素として作用する効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｚｒを過剰に含有させると、凝固偏析に起因する粗大炭化物の形成を促進し、延靭性を低下せる懸念がある。このため、Ｚｒ含有量は、０．１０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｚｒ含有量は、０．００５％以上とすることが好ましい。
Zr: 0-0.10%
Zr has the effect of acting as a stabilizing element that forms carbonitrides. Therefore, it may be included if necessary. However, if Zr is contained excessively, the formation of coarse carbides due to solidification segregation is promoted, and there is a concern that ductility and toughness may be reduced. Therefore, the Zr content is set to 0.10% or less. On the other hand, in order to obtain the above effects, the Zr content is preferably 0.005% or more.
Ｃ群元素
Ｂ：０～０．００３０％
Ｂは、粒界偏析により粒界強度を高め二次加工性を向上させる効果がある。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｂを過剰に含有させると、Ｃｒ２Ｂ、（Ｃｒ、Ｆｅ）２３（Ｃ、Ｂ）６の析出により、靭性および耐食性を損なう。このため、Ｂ含有量は、０．００３０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｂ含有量は、０．０００５％以上とすることが好ましい。
Group C element B: 0 to 0.0030%
B has the effect of increasing grain boundary strength through grain boundary segregation and improving secondary workability. Therefore, it may be included if necessary. However, when B is contained excessively, toughness and corrosion resistance are impaired due to the precipitation of Cr 2 B and (Cr, Fe) 23 (C, B) 6 . Therefore, the B content is set to 0.0030% or less. On the other hand, in order to obtain the above effects, the B content is preferably 0.0005% or more.
本実施形態の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。ここで「不純物」とは、フェライト系ステンレス鋼板を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本実施形態に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。 In the chemical composition of this embodiment, the remainder is Fe and impurities. Here, "impurities" are components that are mixed in during industrial production of ferritic stainless steel sheets due to raw materials such as ore and scrap, and various factors in the manufacturing process, and do not have a negative impact on this embodiment. means permissible within range.
２．表層の平均窒素濃度
冷延板の焼鈍工程において鋼板表層への窒素の吸収および濃化によって耐摩耗性を高めるために、焼鈍酸洗後の鋼板表層において、鋼板表面から板厚深さ方向に１０μｍまでの領域における平均窒素濃度（以下、「表層平均窒素濃度」と記載する。）を０．０５％以上とする。エキゾーストマニホールドのように高温で使用させる場合は、窒素の拡散による平均窒素濃度の減少が考えられるため、表層平均窒素濃度は、０．０６％以上とすることが好ましい。
2. Average nitrogen concentration in the surface layer During the annealing process of cold-rolled sheets, in order to improve wear resistance by absorbing and concentrating nitrogen into the surface layer of the steel sheet, the surface layer of the steel sheet after annealing and pickling is added 10 μm from the surface of the steel sheet in the depth direction of the sheet. The average nitrogen concentration in the area up to (hereinafter referred to as "surface layer average nitrogen concentration") is 0.05% or more. When used at high temperatures such as in an exhaust manifold, the average nitrogen concentration in the surface layer is preferably 0.06% or more, since the average nitrogen concentration may decrease due to nitrogen diffusion.
しかしながら、表層平均窒素濃度が過剰に高いと、Ｃｒ窒化物の形成により鋭敏化が生じることがある。このため、表層平均窒素濃度は、０．１０％以下とする。鋭敏化の限界窒素量は、Ｃｒ、Ｍｏ、またはＴｉの含有量によって変化するため、表層平均窒素濃度は、０．０８％以下にすることが好ましい。なお、上述した表層平均窒素濃度についても、質量％で記載する。 However, if the surface layer average nitrogen concentration is excessively high, sensitization may occur due to the formation of Cr nitrides. Therefore, the surface layer average nitrogen concentration is set to 0.10% or less. Since the critical amount of nitrogen for sensitization changes depending on the content of Cr, Mo, or Ti, the surface layer average nitrogen concentration is preferably 0.08% or less. In addition, the surface layer average nitrogen concentration mentioned above is also described in mass %.
また、表層平均窒素濃度は、グロー放電発光分光分析装置（ＧＤＳ）を用い、板厚深さ方向にＮ濃度を分析し、その平均値を計算することで求める。 Further, the surface layer average nitrogen concentration is determined by analyzing the N concentration in the depth direction of the plate using a glow discharge emission spectrometer (GDS) and calculating the average value.
３．製造方法
本実施形態に係るフェライト系ステンレス鋼板は、例えば、以下のような製造方法により、安定して製造することができる。
3. Manufacturing method The ferritic stainless steel plate according to the present embodiment can be stably manufactured, for example, by the following manufacturing method.
上述した化学組成を有し、公知の条件にて、熱延、酸洗、冷延し、後述する雰囲気およびヒートパターンで焼鈍し、調質圧延、酸洗の各工程を経て、板厚１．０～２．５ｍｍで、表層平均窒素濃度が０．０５～０．１０％であるステンレス鋼板を得ることができる。なお、調質圧延は酸洗前に行ってもよい。本実施形態の好ましい製造条件で製造した鋼板は溶接し、造管してステンレス鋼鋼管にして排気系部品用に供される場合もある。以下、冷延板の焼鈍条件を具体的に説明する。 It has the above-mentioned chemical composition, and is hot-rolled, pickled, and cold-rolled under known conditions, annealed in the atmosphere and heat pattern described below, and passed through the steps of skin-pass rolling and pickling to a plate with a thickness of 1. A stainless steel plate having a thickness of 0 to 2.5 mm and a surface layer average nitrogen concentration of 0.05 to 0.10% can be obtained. Note that temper rolling may be performed before pickling. The steel plate manufactured under the preferable manufacturing conditions of this embodiment may be welded and formed into a stainless steel pipe for use in exhaust system parts. Hereinafter, the annealing conditions for the cold rolled sheet will be specifically explained.
冷間圧延によって、得られた冷延鋼板を焼鈍するのが好ましい。焼鈍工程は、１０００～１１００℃の温度域で４～６０ｓ保持する熱処理工程であるが、焼鈍雰囲気を以下のように制御する。また、本実施形態の鋼板では、焼鈍までの特定の温度域の加熱速度も制御する。以下、具体的に説明する。 It is preferable to anneal the obtained cold rolled steel sheet by cold rolling. The annealing process is a heat treatment process in which the temperature is maintained in a temperature range of 1000 to 1100°C for 4 to 60 seconds, and the annealing atmosphere is controlled as follows. Furthermore, in the steel plate of this embodiment, the heating rate in a specific temperature range up to annealing is also controlled. This will be explained in detail below.
＜焼鈍雰囲気＞
表層平均窒素濃度を上記範囲とするために、冷延板焼鈍時の雰囲気は、窒素を主とする窒素雰囲気とし、水素を２～１０％含む雰囲気とする。水素が２％未満であると、付加的に混入する酸素または水蒸気により酸化膜厚が厚くなり、窒素吸収を阻害する。このため、雰囲気中の水素量は、２％以上とする。
<Annealing atmosphere>
In order to keep the surface layer average nitrogen concentration within the above range, the atmosphere during annealing of the cold rolled sheet is a nitrogen atmosphere containing mainly nitrogen and 2 to 10% hydrogen. If the hydrogen content is less than 2%, the oxide film becomes thicker due to additionally mixed oxygen or water vapor, which inhibits nitrogen absorption. Therefore, the amount of hydrogen in the atmosphere is set to 2% or more.
しかしながら、ＢＡ焼鈍のように１０％超の水素を含む雰囲気の場合、鋼板表層にＳｉの酸化膜が形成し、鋼板表層への窒素の吸収、および濃化が阻害される。このため、雰囲気中の水素量は、１０％以下とする。鋼板表層への窒素の吸収および濃化を安定化させるために、雰囲気中の水素量は、５～７％の範囲とすることがより好ましい。なお、水素以外は、主として窒素であり、具体的には窒素を８０％以上含めばよく、９０％以上であるのが好ましい。水素および窒素以外に、Ａｒ、Ｈｅ、Ｏ２、ＣＯといった元素が含まれてもよい。なお、雰囲気中の各気体における％は、体積％を示す。 However, in the case of an atmosphere containing more than 10% hydrogen such as in BA annealing, a Si oxide film is formed on the surface layer of the steel sheet, inhibiting absorption and concentration of nitrogen into the surface layer of the steel sheet. Therefore, the amount of hydrogen in the atmosphere is set to 10% or less. In order to stabilize the absorption and concentration of nitrogen into the surface layer of the steel sheet, the amount of hydrogen in the atmosphere is more preferably in the range of 5 to 7%. In addition, other than hydrogen, nitrogen is mainly used, and specifically nitrogen may be included in an amount of 80% or more, preferably 90% or more. In addition to hydrogen and nitrogen, elements such as Ar, He, O 2 , and CO may be included. Note that % in each gas in the atmosphere indicates volume %.
＜加熱・保持条件＞
本実施形態の鋼板では、焼鈍時の加熱および保持において、以下の三段階で制御する。具体的には、常温から８００～９５０℃までの温度域の加熱速度を２０℃／ｓ以下とする（第一段階）。また、８００～９５０℃までの温度域において上述した２０℃／ｓ以下の加熱速度で到達した温度から１０００～１１００℃の温度域までの加熱速度を５０℃／ｓ以上とする（第二段階）。そして、１０００～１１００℃の温度域で４～６０ｓ保持する（第三段階）。
<Heating/holding conditions>
In the steel plate of this embodiment, heating and holding during annealing are controlled in the following three stages. Specifically, the heating rate in the temperature range from room temperature to 800 to 950°C is set to 20°C/s or less (first stage). In addition, the heating rate from the temperature reached at the heating rate of 20°C/s or less in the temperature range of 800 to 950°C to the temperature range of 1000 to 1100°C is 50°C/s or more (second stage) . Then, it is held in a temperature range of 1000 to 1100°C for 4 to 60 seconds (third stage).
第一段階、すなわち常温から８００～９５０℃の温度域の加熱速度は、２０℃／ｓ以下として、昇温する。第一段階における加熱速度が２０℃／ｓを超えると、表面に鉄の酸化膜が形成されず、１０００℃以上に昇温しても、必要な窒素吸収層が形成されないからである。なお、表層窒素吸収層を十分な厚みに成長させるためには、第一段階における加熱速度を１０℃／ｓ以下とすることが好ましい。 In the first stage, that is, in the temperature range from room temperature to 800 to 950°C, the heating rate is set to 20°C/s or less. This is because if the heating rate in the first stage exceeds 20° C./s, no iron oxide film will be formed on the surface, and a necessary nitrogen absorption layer will not be formed even if the temperature is raised to 1000° C. or higher. In addition, in order to grow the surface nitrogen absorption layer to a sufficient thickness, it is preferable that the heating rate in the first stage is 10° C./s or less.
次に、第二段階、すなわち８００～９５０℃の温度域において上述した２０℃／ｓ以下の加熱速度で到達した温度から１０００～１１００℃の温度域まで加熱速度５０℃／ｓ以上で急速加熱する。第二段階においては、急速加熱することで、Ｃｒ酸化膜の形成を抑えることができるからである。第二段階における加熱速度は、Ｃｒ酸化膜の抑制の観点から速いほうが好ましく、加熱速度は、１００℃／ｓ以上とするのがより好ましい。一方、加熱速度が速すぎると過加熱による粗粒化のリスクおよび温度の不均一による材質の変動が生じやすくなるため、加熱速度は２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。 Next, in the second stage, from the temperature reached at the above-mentioned heating rate of 20°C/s or less in the temperature range of 800 to 950°C, to the temperature range of 1000 to 1100°C, rapid heating is performed at a heating rate of 50°C/s or more. . This is because in the second stage, rapid heating can suppress the formation of a Cr oxide film. The heating rate in the second stage is preferably fast from the viewpoint of suppressing the formation of a Cr oxide film, and the heating rate is more preferably 100° C./s or more. On the other hand, if the heating rate is too fast, there is a risk of grain coarsening due to overheating and fluctuations in material quality due to temperature nonuniformity are likely to occur, so the heating rate is preferably 200° C./s or less.
続く、第三段階、すなわち、１０００～１１００℃の温度域では、４～６０ｓ保持する。第三段階では、鋼板表面の酸化膜を還元し、鋼板表層に窒素を吸収、濃化させる必要があるからである。ここで、保持温度が１０００℃未満では、再結晶が完了せず、薄板材質が高強度低延性となる。一方、１１００℃を超えると粗粒になり、加工肌荒れが生じるため好ましくない。また、保持時間が４ｓ未満であると、再結晶後に均一な結晶粒径とすることができない。一方、保持時間が６０ｓ超となるような長時間の保持は粗粒化による加工肌荒れの原因になる。 In the subsequent third stage, that is, in the temperature range of 1000 to 1100°C, the temperature is maintained for 4 to 60 seconds. This is because in the third stage, it is necessary to reduce the oxide film on the surface of the steel sheet and absorb and concentrate nitrogen in the surface layer of the steel sheet. Here, if the holding temperature is less than 1000° C., recrystallization is not completed and the thin plate material has high strength and low ductility. On the other hand, if the temperature exceeds 1100° C., the grains become coarse and roughness occurs during processing, which is not preferable. Further, if the holding time is less than 4 seconds, it is impossible to obtain a uniform crystal grain size after recrystallization. On the other hand, holding for a long time such as a holding time of more than 60 seconds causes roughening of the processed surface due to coarse graining.
第三段階の保持に引き続き、鋼板を常温まで冷却するが、相変態が生じないこと、冷却過程における析出物の析出は遅く、急冷する必要が無い。このため、保持後の冷却では、冷却速度は２～５０℃／ｓの範囲とするのが好ましい。 Following the third stage of holding, the steel plate is cooled to room temperature, but no phase transformation occurs, and precipitation of precipitates during the cooling process is slow, so there is no need for rapid cooling. Therefore, in cooling after holding, the cooling rate is preferably in the range of 2 to 50°C/s.
なお、本発明者らは、上記第一～第三段階の条件を検討する上で、以下の予備実験を行った。 The present inventors conducted the following preliminary experiments in examining the conditions of the first to third stages described above.
表１に示す化学組成を有する板厚１．２ｍｍのフェライト系ステンレス鋼冷延鋼板をラボ試作した。これらの鋼板を表２の条件で焼鈍し酸洗して供試材とした。焼鈍雰囲気は、体積％で、９５％窒素、５％水素雰囲気とした。冷延板焼鈍の第一段階として、２３℃から８００～９５０℃の温度域を加熱速度３～５℃／ｓで昇温し、第二段階として、急速加熱開始温度を２３～９５０℃、急速加熱終了温度を１０００～１１００℃、急速加熱速度を１００℃／ｓとした。第三段階として、１０００～１１００℃の間で６～４０ｓ保持後に、２０℃／ｓで２００℃まで冷却し以後放冷した。焼鈍板は酸洗した後、表層の窒素濃度をＧＤＳ（グロー放電発光分光分析装置）で分析した。バウデン試験を行い、動摩擦係数を測定した。 A cold-rolled ferritic stainless steel plate having the chemical composition shown in Table 1 and having a thickness of 1.2 mm was fabricated in a laboratory. These steel plates were annealed and pickled under the conditions shown in Table 2 to obtain test materials. The annealing atmosphere was 95% nitrogen and 5% hydrogen atmosphere in volume %. In the first stage of cold-rolled sheet annealing, the temperature is raised from 23 °C to 800 to 950 °C at a heating rate of 3 to 5 °C/s, and in the second stage, the rapid heating start temperature is increased to 23 to 950 °C, rapidly. The heating end temperature was 1000 to 1100°C, and the rapid heating rate was 100°C/s. In the third step, the temperature was maintained at 1000 to 1100°C for 6 to 40 seconds, then cooled to 200°C at 20°C/s, and then allowed to cool. After the annealed plate was pickled, the nitrogen concentration in the surface layer was analyzed using a GDS (glow discharge optical emission spectrometer). A Bauden test was conducted to measure the coefficient of dynamic friction.
表層平均窒素濃度と動摩擦係数との関係を図１に示す。表層平均窒素濃度の増加と共に、動摩擦係数が低下した。目標とした０．１０以下である動摩擦係数の耐摩耗性は、表層窒素濃度０．０５％以上の場合で得られた。但し、０．１５％Ｔｉ鋼または０．０１％Ｔｉ－０．０１％Ｎｂ鋼では、表層平均窒素濃度が０．０５％以上でも、摩擦係数が０．１０を超えた。 Figure 1 shows the relationship between the surface layer average nitrogen concentration and the coefficient of kinetic friction. The coefficient of kinetic friction decreased as the surface layer average nitrogen concentration increased. The target wear resistance with a dynamic friction coefficient of 0.10 or less was achieved when the surface layer nitrogen concentration was 0.05% or more. However, in the case of 0.15% Ti steel or 0.01% Ti-0.01% Nb steel, the friction coefficient exceeded 0.10 even if the surface layer average nitrogen concentration was 0.05% or more.
０．４０％Ｎｂ鋼における急速加熱開始温度が、表層平均窒素濃度に及ぼす影響を図２に示す。８００℃未満からの急速加熱では、表層平均窒素濃度が０．０５％未満となるが、急速加熱開始温度が８００℃以上になると、表層平均窒素濃度が０．０５％以上になることが分かる。 Figure 2 shows the influence of the rapid heating start temperature on the surface layer average nitrogen concentration in 0.40% Nb steel. It can be seen that in rapid heating from less than 800°C, the average nitrogen concentration in the surface layer becomes less than 0.05%, but when the rapid heating start temperature becomes 800°C or higher, the average nitrogen concentration in the surface layer becomes 0.05% or more.
以下、実施例によって本実施形態のフェライト系ステンレス鋼板をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。 Hereinafter, the ferritic stainless steel plate of this embodiment will be explained in more detail with reference to Examples, but the present invention is not limited to these Examples.
通常の熱延、冷延工程を経て板厚１．２ｍｍの表３に示す化学組成を有する鋼板を製造し、表４に示す焼鈍条件で焼鈍後に酸洗し、フェライト系ステンレス鋼板を得た。こうして得られたフェライト系ステンレス鋼板について、板厚深さ方向に表層平均窒素濃度をＧＤＳで分析した。 A steel plate having a thickness of 1.2 mm and having the chemical composition shown in Table 3 was manufactured through normal hot rolling and cold rolling processes, and was annealed under the annealing conditions shown in Table 4 and then pickled to obtain a ferritic stainless steel plate. Regarding the thus obtained ferritic stainless steel plate, the average nitrogen concentration in the surface layer in the depth direction of the plate was analyzed by GDS.
また、得られたフェライト系ステンレス鋼板について、バウデン式の摩擦摩耗試験（以下、単に「バウデン試験」と記載する。）で動摩擦係数を測定し、耐摩耗性を評価した。そして、動摩擦係数が０．１０以下の場合を、耐摩耗性が良好であると判定し、合格とした。一方、動摩擦係数が０．１０超の場合を耐摩耗性が不良であると判定し、不合格とした。なお、バウデン試験は、鋼板表面に日本工作油製のＧ３６４油を塗布し、ＴｉＮコーティングした１０ｍｍΦの鋼球を用い、荷重１ｋｇｆで、摺動長１００ｍｍを１０回摺動させ、動摩擦係数の平均値を求めた。 In addition, the dynamic friction coefficient of the obtained ferritic stainless steel plate was measured by a Bowden friction and wear test (hereinafter simply referred to as "Bowden test"), and the wear resistance was evaluated. When the coefficient of dynamic friction was 0.10 or less, it was determined that the wear resistance was good and it was passed. On the other hand, when the dynamic friction coefficient exceeds 0.10, the wear resistance was determined to be poor and the product was rejected. In the Bowden test, the surface of the steel plate was coated with G364 oil manufactured by Nippon Oil Co., Ltd., and a TiN-coated 10 mm diameter steel ball was slid 10 times with a sliding length of 100 mm under a load of 1 kgf, and the average value of the coefficient of dynamic friction was determined. I asked for
また、得られたフェライト系ステンレス鋼板について、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠する引張試験を行い、伸びを測定することで、加工性を評価した。そして、伸びが２０％以上である場合を、加工性が良好であると判定し、合格とした。一方、伸びが２０％未満である場合を、加工性が不良であると判定し、不合格とした。 Further, the obtained ferritic stainless steel sheet was subjected to a tensile test in accordance with JIS Z 2241:2011, and the workability was evaluated by measuring the elongation. When the elongation was 20% or more, the workability was determined to be good and the product was passed. On the other hand, when the elongation was less than 20%, the workability was determined to be poor and the product was rejected.
また、ＪＩＳ Ｇ ０５６７：２０２０に準拠する高温引張試験を行い、７００℃の引張強さを測定することで、高温強度を評価した。そして、７００℃の引張強さが１４０Ｎ／ｍｍ２超である場合を高温強度が良好であると判定し、合格とした。一方、７００℃の引張強さが１４０Ｎ／ｍｍ２以下である場合を、加工性が不良であると判定し、不合格とした。 In addition, a high temperature tensile test based on JIS G 0567:2020 was conducted, and the high temperature strength was evaluated by measuring the tensile strength at 700°C. A case in which the tensile strength at 700° C. exceeds 140 N/mm 2 was determined to have good high temperature strength and was passed. On the other hand, when the tensile strength at 700° C. was 140 N/mm 2 or less, the workability was determined to be poor and the sample was rejected.
ＪＩＳ Ｚ ２３７１：２０１５に準拠する塩水噴霧試験を行い、錆びの発生の有無を確認することで、耐食性を評価した。そして、２４時間の試験後に、錆の無いものを、耐食性が最も良好であるとし、Ａ判定とした。２４時間の試験後に、点さびが発生したものを耐食性が比較的良好であるとし、Ｂ判定とした。また、２４時間の試験後に、流れさびが発生したものを、耐食性が不良であるとし、Ｃ判定とした。ここで、上記Ａ判定およびＢ判定を合格とした。 Corrosion resistance was evaluated by conducting a salt spray test in accordance with JIS Z 2371:2015 and confirming the presence or absence of rust. After a 24-hour test, those with no rust were judged to have the best corrosion resistance and were given an A rating. After 24 hours of testing, those with spot rust were considered to have relatively good corrosion resistance and were given a B rating. Moreover, those in which rusting occurred after the 24-hour test were judged to have poor corrosion resistance and were given a C rating. Here, the above-mentioned A judgment and B judgment were regarded as passing.
本実施形態の要件を全て満足する、Ｓ１～Ｓ３０は、良好な耐摩耗性、加工性、高温強度および耐食性を示した。 Samples S1 to S30, which satisfied all the requirements of this embodiment, showed good wear resistance, workability, high temperature strength, and corrosion resistance.
一方、本実施形態の要件を満足しないＲ１～Ｒ１９は、耐摩耗性、加工性、高温強度および耐食性のうち、少なくとも一つの特性が低下する結果となった。特に、Ｒ１～Ｒ７は焼鈍条件が好ましい製造条件を満足しなかったため、表層平均窒素濃度が０．０５％未満であり、摩擦係数が０．１０を超え耐摩耗性が不良であった。Ｒ８は、Ｃ含有量が０．００１％未満、Ｎ含有量が０．００１％未満であるため、引張強さが４５０Ｎ／ｍｍ２未満であり、高温強度が低下した。また、Ｓ含有量が０．０１０％超であるため、耐食性も不良であった。Ｒ９は、Ｃ含有量が０．０１％超であったため、耐食性が低下した。 On the other hand, samples R1 to R19 that did not satisfy the requirements of this embodiment resulted in a decrease in at least one property among wear resistance, workability, high-temperature strength, and corrosion resistance. In particular, in R1 to R7, the annealing conditions did not satisfy the preferred manufacturing conditions, so the average nitrogen concentration in the surface layer was less than 0.05%, and the friction coefficient exceeded 0.10, resulting in poor wear resistance. In R8, since the C content was less than 0.001% and the N content was less than 0.001%, the tensile strength was less than 450 N/mm 2 and the high temperature strength was reduced. Furthermore, since the S content was more than 0.010%, the corrosion resistance was also poor. Since R9 had a C content of more than 0.01%, the corrosion resistance decreased.
Ｒ１０は、Ｓｉ含有量が０．０５％未満であり、耐酸化性が低すぎて焼鈍加熱時に鉄の酸化膜が厚く形成し、その後の還元が不十分で窒素吸収が生じず摩擦係数が高くなった。また、Ｐ含有量が０．０３５％超であるためＰの固溶強化により伸びが低下した。Ｒ１１は、Ｓｉ含有量が１．２％超であるため、耐酸化性が高すぎて、焼鈍加熱時にＳｉ酸化膜が形成し、窒素の吸収が阻害され、摩擦係数が高くなった。 R10 has a Si content of less than 0.05%, and its oxidation resistance is too low, resulting in a thick oxide film of iron forming during annealing heating, and subsequent reduction is insufficient, resulting in no nitrogen absorption and a high friction coefficient. became. Furthermore, since the P content exceeded 0.035%, elongation decreased due to solid solution strengthening of P. Since R11 had a Si content of more than 1.2%, the oxidation resistance was too high, and a Si oxide film was formed during annealing heating, inhibiting nitrogen absorption and increasing the friction coefficient.
Ｒ１２は、Ｍｎ含有量が０．０５％未満であるため、脱酸が不十分で酸化物系介在物が多く存在したため、摩擦係数が高くなるとともに、高温強度が低下した。 In R12, since the Mn content was less than 0.05%, deoxidation was insufficient and many oxide inclusions were present, resulting in a high friction coefficient and low high temperature strength.
Ｒ１３は、Ｍｎ含有量が１．５％超であるため、耐酸化性が低下し、焼鈍加熱時に鉄の酸化膜が厚く形成し、窒素の吸収が阻害され、摩擦係数が高くなった。Ｒ１４は、Ｃｒ含有量が１０．５％未満であるため、耐食性が不良であった。Ｒ１５は、Ｃｒ含有量が２０．０％超であるため、焼鈍加熱時のＣｒ酸化膜による保護作用により窒素吸収が生じず、摩擦係数が高くなった。 In R13, since the Mn content exceeded 1.5%, oxidation resistance decreased, a thick iron oxide film was formed during annealing heating, nitrogen absorption was inhibited, and the coefficient of friction increased. R14 had poor corrosion resistance because the Cr content was less than 10.5%. In R15, since the Cr content was more than 20.0%, nitrogen absorption did not occur due to the protective effect of the Cr oxide film during annealing heating, and the coefficient of friction increased.
Ｒ１６は、Ｎｉ含有量が０．６％超であるため、Ｎｉの固溶強化により伸びが低下した。また、Ｎｂ含有量が０．２％未満であるため、高温強度が低下した。Ｒ１７は、Ｍｏ含有量が０．０１％未満で、Ｃｕ含有量が０．０１％未満であるため、孔食の進展が進みやすく耐食性が低下した。Ｒ１８は、Ｃｕ含有量が１．６０％超であるため、冷延板焼鈍後の冷却過程で微細なＣｕリッチクラスターが形成し、伸びが低下した。 In R16, since the Ni content was more than 0.6%, the elongation decreased due to solid solution strengthening of Ni. Furthermore, since the Nb content was less than 0.2%, the high temperature strength decreased. In R17, since the Mo content was less than 0.01% and the Cu content was less than 0.01%, pitting corrosion progressed easily and corrosion resistance decreased. Since R18 had a Cu content of more than 1.60%, fine Cu-rich clusters were formed in the cooling process after annealing the cold-rolled sheet, resulting in reduced elongation.
Ｒ１９は、Ｎｉが０．０１％未満のため、孔食の進展が進みやすく、耐食性が低下した。更に、Ｎｂが０．６０％超であるため、Ｎｂを含有する金属間化合物の析出およびＮｂの固溶強化により、伸びが低下した。 In R19, since Ni was less than 0.01%, pitting corrosion progressed easily and corrosion resistance decreased. Furthermore, since the Nb content exceeded 0.60%, the elongation decreased due to precipitation of Nb-containing intermetallic compounds and solid solution strengthening of Nb.
本発明によれば、耐摩耗性が高く、加工性および耐食性に優れたステンレス鋼板を生産性良く製造することが可能になる。したがって本発明は、自動車の排気系部品、燃料系部品、構造部材などの軽量化および長寿命化に寄与するものである。また、フェライト系ステンレス鋼に特有の低い硬さによって、板厚を下げることができなかった自動車排気系部品においては、板厚を低下させ軽量化することが可能になるため、その経済的効果は大きい。 According to the present invention, it is possible to manufacture a stainless steel plate with high wear resistance, excellent workability, and corrosion resistance with high productivity. Therefore, the present invention contributes to reducing the weight and extending the life of exhaust system parts, fuel system parts, structural members, etc. of automobiles. In addition, for automobile exhaust system parts where it was not possible to reduce the plate thickness due to the low hardness characteristic of ferritic stainless steel, it becomes possible to reduce the plate thickness and reduce weight, which has an economical effect. big.
Claims (3)
Ｃ：０．０１％以下、
Ｓｉ：０．０５～１．２％、
Ｍｎ：０．０５～１．５％、
Ｐ：０．０３５％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｃｒ：１０．５～２０．０％、
Ｎｉ：０．０１～０．６０％、
Ｍｏ：０．０１～２．０％、
Ｃｕ：０．０１～１．６％、
Ａｌ：０．００１～０．１０％、
Ｎ：０．００１～０．０２％、
Ｎｂ：０．２０～０．６０％、
Ｓｎ：０～０．２０％、
Ｃｏ：０～０．１０％、
Ｔｉ：０～０．０５％、
Ｖ：０～０．２０％、
Ｚｒ：０～０．１０％、
Ｂ：０～０．００３０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
表面から板厚深さ方向に１０μｍまでの領域の平均窒素濃度が、０．０５～０．１０％である、フェライト系ステンレス鋼板。 The chemical composition is in mass%,
C: 0.01% or less,
Si: 0.05-1.2%,
Mn: 0.05-1.5%,
P: 0.035% or less,
S: 0.01% or less,
Cr: 10.5-20.0%,
Ni: 0.01 to 0.60%,
Mo: 0.01-2.0%,
Cu: 0.01-1.6%,
Al: 0.001-0.10%,
N: 0.001-0.02%,
Nb: 0.20-0.60%,
Sn: 0-0.20%,
Co: 0 to 0.10%,
Ti: 0 to 0.05%,
V: 0-0.20%,
Zr: 0 to 0.10%,
B: 0 to 0.0030%,
The remainder: Fe and impurities,
A ferritic stainless steel plate having an average nitrogen concentration of 0.05 to 0.10% in a region from the surface to 10 μm in the depth direction of the plate.
Ｓｎ：０．００１～０．２０％、
Ｃｏ：０．００１～０．１０％、
Ｔｉ：０．００５～０．０５％、
Ｖ：０．００５～０．２０％、
Ｚｒ：０．００５～０．１０％、および
Ｂ：０．０００５～０．００３０％、
から選択される一種以上を含有する、請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼板。 The chemical composition is in mass%,
Sn: 0.001-0.20%,
Co: 0.001 to 0.10%,
Ti: 0.005 to 0.05%,
V: 0.005-0.20%,
Zr: 0.005 to 0.10%, and B: 0.0005 to 0.0030%,
The ferritic stainless steel sheet according to claim 1, containing one or more selected from the following.
表面から板厚深さ方向に１０μｍまでの領域の平均窒素濃度が、０．０５～０．１０％である、フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
A cold-rolled ferritic stainless steel sheet having the chemical composition according to claim 1 or 2 is annealed in an atmosphere containing 2 to 10% or more hydrogen and 80% or more nitrogen, and as a first step, Heating from room temperature to a temperature range of 800 to 950 °C at a heating rate of 20 °C / s or less, and as a second step, a temperature of 1000 to 1100 °C from the temperature reached at the heating rate in the temperature range of 800 to 950 °C. heating at a heating rate of 50°C/s or more, and as a third step, holding in the temperature range of 1000 to 1100°C for 4 to 60 seconds.
A method for manufacturing a ferritic stainless steel sheet, wherein the average nitrogen concentration in a region from the surface to 10 μm in the depth direction of the sheet is 0.05 to 0.10%.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2022051353A JP2023144403A (en) | 2022-03-28 | 2022-03-28 | Ferritic stainless steel plate and method for producing the same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2022051353A JP2023144403A (en) | 2022-03-28 | 2022-03-28 | Ferritic stainless steel plate and method for producing the same |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2023144403A true JP2023144403A (en) | 2023-10-11 |
Family
ID=88253276
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2022051353A Pending JP2023144403A (en) | 2022-03-28 | 2022-03-28 | Ferritic stainless steel plate and method for producing the same |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2023144403A (en) |
-
2022
- 2022-03-28 JP JP2022051353A patent/JP2023144403A/en active Pending
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| TWI399443B (en) | Heat-resistant fat iron-based stainless steel | |
| TWI465587B (en) | Ferritic stainless steel having excellent oxidation resistance | |
| CN114761594B (en) | Ferritic stainless steel sheet | |
| JP6552385B2 (en) | Austenitic stainless steel plate with excellent heat resistance and workability, its manufacturing method, and exhaust parts made of stainless steel | |
| EP2692889A1 (en) | Ferritic stainless steel sheet having excellent heat resistance and processability, and method for producing same | |
| WO2011111871A1 (en) | Highly oxidation-resistant ferrite stainless steel plate, highly heat-resistant ferrite stainless steel plate, and manufacturing method therefor | |
| JP2010248620A (en) | Ferritic stainless steel plate excellent in heat resistance and workability | |
| JP2011140709A (en) | Ferritic stainless steel having excellent heat resistance | |
| JP2011190524A (en) | Ferritic stainless steel having excellent oxidation resistance, secondary processing brittleness resistance and weld zone toughness | |
| US10030282B2 (en) | Ferrite-based stainless steel plate having excellent resistance against scale peeling, and method for manufacturing same | |
| JP5904306B2 (en) | Ferritic stainless steel hot-rolled annealed steel sheet, manufacturing method thereof, and ferritic stainless steel cold-rolled annealed steel sheet | |
| WO2012036313A1 (en) | Heat-resistant ferrite-type stainless steel plate having excellent oxidation resistance | |
| JP2009215648A (en) | Ferritic stainless steel having excellent high temperature strength, and method for producing the same | |
| WO2012050226A1 (en) | Ferritic stainless steel excellent in heat resistance and workability | |
| JP7009278B2 (en) | Ferritic stainless steel sheets with excellent heat resistance and exhaust parts and their manufacturing methods | |
| CN112368411B (en) | Austenitic stainless steel sheet | |
| JP4185425B2 (en) | Ferritic steel sheet with improved formability and high temperature strength, high temperature oxidation resistance and low temperature toughness at the same time | |
| JP7166082B2 (en) | Austenitic stainless steel sheet and manufacturing method thereof | |
| CN113637901A (en) | Cold-rolled automobile economic weathering steel with yield strength of 280MPa and production method thereof | |
| JP2023144403A (en) | Ferritic stainless steel plate and method for producing the same | |
| JP2009235572A (en) | Ferritic stainless steel having excellent heat resistance and shape-fixability | |
| JP5428397B2 (en) | Ferritic stainless steel with excellent heat resistance and workability | |
| JP2002266032A (en) | Galvanized steel sheet and production method therefor | |
| US11891676B2 (en) | Flat steel product having improved processing properties | |
| JP2023044342A (en) | Plated stainless steel plate for hot stamping and molding member |