JP5796398B2 - 熱疲労特性と高温疲労特性に優れたフェライト系ステンレス鋼 - Google Patents
熱疲労特性と高温疲労特性に優れたフェライト系ステンレス鋼 Download PDFInfo
- Publication number
- JP5796398B2 JP5796398B2 JP2011171178A JP2011171178A JP5796398B2 JP 5796398 B2 JP5796398 B2 JP 5796398B2 JP 2011171178 A JP2011171178 A JP 2011171178A JP 2011171178 A JP2011171178 A JP 2011171178A JP 5796398 B2 JP5796398 B2 JP 5796398B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- content
- high temperature
- thermal fatigue
- steel
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
本発明は、自動車やオートバイの排気管、触媒外筒材や火力発電プラントの排気ダクト等の高温環境下で使用される部材用として好適な、熱疲労特性と高温疲労特性に優れたフェライト系ステンレス鋼に関する。
自動車の排気系環境で使用される、例えば、エキゾーストマニホールド、排気パイプ、コンバーターケース、マフラー等に代表される排気部材には、耐熱疲労特性や耐酸化性のような耐熱性に優れることが要求されている。このような用途には、現状では、ＮｂとＳｉを添加したＣｒ含有鋼、例えば、Ｔｙｐｅ４２９（１４Ｃｒ−０．９Ｓｉ−０．４Ｎｂ系）鋼が多く使用されている。しかし、エンジン性能の向上に伴って、排ガス温度が９００℃を超えるような温度まで上昇すると、Ｔｙｐｅ４２９鋼は、熱疲労特性が不足するという問題がある。
この問題に対しては、ＮｂとＭｏを添加して高温耐力を向上させたＣｒ含有鋼、ＪＩＳ Ｇ４３０５に規定されるＳＵＳ４４４（１９Ｃｒ−０．５Ｎｂ−２Ｍｏ）、Ｎｂ，Ｍｏ，Ｗを添加したフェライト系ステンレス鋼（例えば、特許文献１参照）等が開発されている。しかしながら、昨今におけるＭｏ，Ｗ原料の異常なまでの高騰から、安価でＳＵＳ４４４と同等の耐熱性を有する材料の開発が要求されるようになってきた。
このような状況下で、高価な元素であるＭｏやＷを用いない耐熱性に優れた材料が、例えば、特許文献２〜４に開示されている。これらに開示された鋼はいずれも、Ｃｕを添加することによって、熱疲労特性を向上させているのが特徴である。
しかしながら、発明者らの研究によれば、上記特許文献２〜４に開示された技術のようにＣｕを添加した場合には、鋼自身の耐酸化性を低下させるという新たな問題があることが明らかとなった。
ＭｏやＷも、Ｃｕも用いずに耐熱性を高めた鋼としては、特許文献５〜１１に開示されたものがある。これら特許文献ではＶＮの析出強化を利用して高耐熱化を図っている。
しかしながら、上記特許文献５、７、８の技術では、Ｎｂ、Ｖ、Ｎの全てが適量添加されていないため熱疲労特性が未だ十分とはいえない上、鋭敏化が発生し、耐食性や耐酸化性が著しく低下する問題も有している。また、特許文献６ではＶ、Ｎが適量添加されていてもＭｎが適量でないため耐酸化性のみならず熱疲労特性も十分ではない。
さらに、特許文献１０、１１についてはＶ、Ｎが適量添加されていないため優れた熱疲労特性は得られない。
さらに、特許文献１０、１１についてはＶ、Ｎが適量添加されていないため優れた熱疲労特性は得られない。
また、自動車の排気系部材はエンジンからの排ガスで高温に曝された状態で振動を受けるため、高温疲労特性も重要な特性となる。しかしながら、上記特許文献５〜９のようにＶ、Ｎを添加しても高温疲労特性は向上しないことが明らかになった。
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕを用いずに、熱疲労特性と高温疲労特性に優れたフェライト系ステンレス鋼を提供することを目的とする。
なお、本発明でいう「熱疲労特性と高温疲労特性に優れた」とは、ＳＵＳ４４４と同等以上の熱疲労特性および高温疲労特性を有することをいう。具体的には、２００／８５０℃の熱疲労特性および８００℃での高温疲労特性がＳＵＳ４４４と同等以上であることとする。
発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討を重ねた。その結果、ＶＮの析出強化を有効に活用して熱疲労特性を向上させるためには、Ｎｂ、Ｖ、Ｎ含有量を最適なものにする必要があること、また、優れた耐酸化性を得るためにはＭｎ量を最適化する必要があること、さらに、優れた高温疲労特性を得るためにはＳｉ量とＡｌ量を最適化することが有効であることを見出した。
具体的には、ｍａｓｓ％で、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｎｂ：１０×（Ｃ＋Ｎ）〜０．６％をベースとして、Ｎを０．０１５〜０．０４０％の範囲で、同時にＶを０．１５〜０．６％の範囲で、かつＶ×Ｎが０．００３〜０．０１５となるように含有させることにより長時間に亘って高温における強度を維持することができ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕを含有させなくてもＳＵＳ４４４と同等の熱疲労特性が得られることを見出した。また、Ｍｎを０．５ｍａｓｓ％以下とすることで１０００℃における耐酸化性についてもＳＵＳ４４４と同等以上となることを見出した。さらに、Ａｌを０．３％超１．０％以下とし、Ｓｉ≧Ａｌを満たすようにすることにより、ＳＵＳ４４４と同等以上の８００℃における高温疲労特性が得られることを見出した。
本発明は、本発明者らの以上のような知見に基づいて完成されたものである。
すなわち、本発明は、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０１５％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ａｌ：０．３０％超１．０％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：１４．４〜１４．８％、Ｎｉ：０．５％以下、Ｎ：０．０１５〜０．０４０％、Ｎｂ：１０（Ｃ＋Ｎ）〜０．６０％、Ｖ：０．１５〜０．６０％、Ｔｉ：０．０１％以下（０を含む）、Ｚｒ：０．０１％以下（０を含む）、Ｔａ：０．０１％以下（０を含む）、Ｍｏ：０．１％以下（０を含む）、Ｗ：０．１％以下（０を含む）を含有し、かつ０．００３≦Ｖ×Ｎ≦０．０１５、Ｓｉ≧Ａｌを満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする熱疲労特性と高温疲労特性に優れたフェライト系ステンレス鋼を提供する。
また、本発明は、上記の成分組成に加えてさらに、ｍａｓｓ％で、Ｂ：０．０００４〜０．００２０％、Ｃｏ：０．０５〜０．１％の１種または２種を含有することを特徴とする熱疲労特性と高温疲労特性に優れたフェライト系ステンレス鋼を提供する。
さらに本発明は、Ｓｉを０．４〜１．０％の範囲で含有することを特徴とする熱疲労特性と高温疲労特性と耐水蒸気酸化性に優れた加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼を提供する。
本発明によれば、高価なＭｏやＷ、およびＣｕを含有させることなくＳＵＳ４４４と同等以上の熱疲労特性および高温疲労特性を達成することができ、自動車排気部材用等として好適なフェライト系ステンレス鋼を得ることができる。
まず、本発明を完成するに至った基礎的な実験について、説明する。なお、以下の説明において、成分における％表示は全てｍａｓｓ％である。
最初に、熱疲労特性に及ぼすＮ含有量の影響を検討した。
０．００５〜０．０１０％Ｃ−０．７５〜０．８５％Ｓｉ−０．１５〜０．３０％Ｍｎ−０．３５〜０．４５％Ａｌ−１４〜１５％Ｃｒ−０．３５〜０．４５％Ｎｂ−０．２５〜０．３５％Ｖの成分系をベースとして、Ｎ含有量を０．００７〜０．０４６％の範囲で種々変化させた鋼を、実験室的に溶製して鋼塊とし、この鋼塊を鍛造し、熱処理して鋼材とし、この鋼材から熱疲労試験片を作製した。そして、拘束率０．８で２００／８５０℃の加熱・冷却を繰り返し、熱疲労寿命を評価した。熱疲労寿命は、２００℃において検出された荷重が初期の荷重の８０％を下回ったサイクル数とした。なお、比較として、ＳＵＳ４４４（１８％Ｃｒ−２％Ｍｏ−０．５％Ｎｂ鋼）についても同様に評価した。
最初に、熱疲労特性に及ぼすＮ含有量の影響を検討した。
０．００５〜０．０１０％Ｃ−０．７５〜０．８５％Ｓｉ−０．１５〜０．３０％Ｍｎ−０．３５〜０．４５％Ａｌ−１４〜１５％Ｃｒ−０．３５〜０．４５％Ｎｂ−０．２５〜０．３５％Ｖの成分系をベースとして、Ｎ含有量を０．００７〜０．０４６％の範囲で種々変化させた鋼を、実験室的に溶製して鋼塊とし、この鋼塊を鍛造し、熱処理して鋼材とし、この鋼材から熱疲労試験片を作製した。そして、拘束率０．８で２００／８５０℃の加熱・冷却を繰り返し、熱疲労寿命を評価した。熱疲労寿命は、２００℃において検出された荷重が初期の荷重の８０％を下回ったサイクル数とした。なお、比較として、ＳＵＳ４４４（１８％Ｃｒ−２％Ｍｏ−０．５％Ｎｂ鋼）についても同様に評価した。
図１は上記熱疲労試験における熱疲労寿命に及ぼすＮ含有量の影響を示したものである。この図から、Ｎ含有量が０．０１５〜０．０４０％の範囲でＳＵＳ４４４の熱疲労寿命より優れた熱疲労寿命が得られることがわかる。したがって、優れた熱疲労特性を得るためには、Ｎ含有量が０．０１５〜０．０４０％であることが必要である。
次に、熱疲労特性に及ぼすＶ含有量の影響を検討した。
０．００５〜０．０１０％Ｃ−０．７５〜０．８５％Ｓｉ−０．１５〜０．３０％Ｍｎ−０．３５〜０．４５％Ａｌ−１４〜１５％Ｃｒ−０．３５〜０．４５％Ｎｂ−０．０１５〜０．０２５％Ｎの成分系をベースとして、Ｖ含有量を０．０８〜０．７７％の範囲で種々変化させた鋼を、実験室的に溶製して鋼塊とし、この鋼塊を鍛造し、熱処理して鋼材とし、この鋼材から熱疲労試験片を作製した。同様に、拘束率０．８で２００／８５０℃の加熱・冷却を繰り返し、熱疲労寿命を評価した。
０．００５〜０．０１０％Ｃ−０．７５〜０．８５％Ｓｉ−０．１５〜０．３０％Ｍｎ−０．３５〜０．４５％Ａｌ−１４〜１５％Ｃｒ−０．３５〜０．４５％Ｎｂ−０．０１５〜０．０２５％Ｎの成分系をベースとして、Ｖ含有量を０．０８〜０．７７％の範囲で種々変化させた鋼を、実験室的に溶製して鋼塊とし、この鋼塊を鍛造し、熱処理して鋼材とし、この鋼材から熱疲労試験片を作製した。同様に、拘束率０．８で２００／８５０℃の加熱・冷却を繰り返し、熱疲労寿命を評価した。
図２は上記熱疲労試験における熱疲労寿命に及ぼすＶ含有量の影響を示したものである。この図から、Ｖ含有量が０．１５〜０．６０％の範囲でＳＵＳ４４４の熱疲労寿命より優れた熱疲労寿命が得られることがわかる。したがって、優れた熱疲労特性を得るためには、Ｖ含有量が０．１５〜０．６０％であることが必要である。
次に、Ｖ×Ｎの最適値を検討した。
図１、２に示した実験結果に加え、同様な組成をベースとしてＶ、Ｎ量を変化させ、同様にして鋼塊を作製した後、鍛造し、熱処理して鋼材とし、この鋼材から熱疲労試験片を作製し、同様に、拘束率０．８で２００／８５０℃の加熱・冷却を繰り返し、熱疲労寿命を評価した。
図１、２に示した実験結果に加え、同様な組成をベースとしてＶ、Ｎ量を変化させ、同様にして鋼塊を作製した後、鍛造し、熱処理して鋼材とし、この鋼材から熱疲労試験片を作製し、同様に、拘束率０．８で２００／８５０℃の加熱・冷却を繰り返し、熱疲労寿命を評価した。
図３は上記熱疲労試験における熱疲労寿命に及ぼすＶ×Ｎの値の影響を示したものである。この図に示すように、Ｖ、Ｎがそれぞれ上記範囲内であっても、Ｖ×Ｎの値が０．００３未満または０．０１５超であると熱疲労寿命がＳＵＳ４４４よりも低くなることがわかった。したがって、優れた熱疲労特性を得るためには、Ｖ、Ｎの含有量が上記範囲を満たすとともに、Ｖ×Ｎの値が０．００３〜０．０１５の範囲であることが必要である。
次に、熱疲労特性に及ぼすＺｒ、Ｔｉ、Ｔａ含有量の影響を検討した。
０．００５〜０．０１０％Ｃ−０．７５〜０．８５％Ｓｉ−０．１５〜０．３０％Ｍｎ−０．３５〜０．４５％Ａｌ−１４〜１５％Ｃｒ−０．３５〜０．４５％Ｎｂ−０．２５〜０．３５％Ｖ−０．０１５〜０．０２５％Ｎの成分系をベースとして、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｔａの含有量を、それぞれ０．００３〜０．０２３％、０．００４〜０．０１４％、０．００４〜０．０１４％の範囲で変化させた鋼を、実験室的に溶製して鋼塊とし、この鋼塊を鍛造し、熱処理して鋼材とし、この鋼材から熱疲労試験片を作製した。同様に、拘束率０．８で２００／８５０℃の加熱・冷却を繰り返し、熱疲労寿命を評価した。
０．００５〜０．０１０％Ｃ−０．７５〜０．８５％Ｓｉ−０．１５〜０．３０％Ｍｎ−０．３５〜０．４５％Ａｌ−１４〜１５％Ｃｒ−０．３５〜０．４５％Ｎｂ−０．２５〜０．３５％Ｖ−０．０１５〜０．０２５％Ｎの成分系をベースとして、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｔａの含有量を、それぞれ０．００３〜０．０２３％、０．００４〜０．０１４％、０．００４〜０．０１４％の範囲で変化させた鋼を、実験室的に溶製して鋼塊とし、この鋼塊を鍛造し、熱処理して鋼材とし、この鋼材から熱疲労試験片を作製した。同様に、拘束率０．８で２００／８５０℃の加熱・冷却を繰り返し、熱疲労寿命を評価した。
図４は上記熱疲労試験における熱疲労寿命に及ぼすＺｒ、Ｔｉ、Ｔａ含有量の影響を示したものである。この図に示すように、Ｖ、Ｎ、Ｖ×Ｎが上記範囲内であっても、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｔａのいずれかの含有量が０．０１％を超えると熱疲労寿命がＳＵＳ４４４よりも低くなることがわかった。したがって、優れた熱疲労特性を得るためには、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｔａの含有量がいずれも０．０１％以下であることが必要である。
次に、耐酸化性に及ぼすＭｎ含有量の影響について検討した。
０．００５〜０．０１０％Ｃ−０．７５〜０．８５％Ｓｉ−０．３５〜０．４５％Ａｌ−１４〜１５％Ｃｒ−０．３５〜０．４５％Ｎｂ−０．２５〜０．３５％Ｖ−０．０１５〜０．０２５％Ｎの成分系をベースとして、Ｍｎ量を０．０９〜０．９８％の範囲で変化させた組成の鋼板から試験片を作製し、この試験片の表面を＃３２０のエメリー紙で研磨後、大気中１０００℃で２００時間の連続酸化試験を行った。耐酸化性は、酸化増量により評価した。なお、比較として、ＳＵＳ４４４（１８％Ｃｒ−２％Ｍｏ−０．５％Ｎｂ鋼）についても同様に評価した。
０．００５〜０．０１０％Ｃ−０．７５〜０．８５％Ｓｉ−０．３５〜０．４５％Ａｌ−１４〜１５％Ｃｒ−０．３５〜０．４５％Ｎｂ−０．２５〜０．３５％Ｖ−０．０１５〜０．０２５％Ｎの成分系をベースとして、Ｍｎ量を０．０９〜０．９８％の範囲で変化させた組成の鋼板から試験片を作製し、この試験片の表面を＃３２０のエメリー紙で研磨後、大気中１０００℃で２００時間の連続酸化試験を行った。耐酸化性は、酸化増量により評価した。なお、比較として、ＳＵＳ４４４（１８％Ｃｒ−２％Ｍｏ−０．５％Ｎｂ鋼）についても同様に評価した。
図５は上記１０００℃連続酸化試験における酸化増量に及ぼすＭｎ含有量の影響を示したものである。この図から、Ｍｎ含有量が０．５％以下でＳＵＳ４４４と同等以上の耐連続酸化特性が得られることがわかる。したがって、耐酸化性の観点から、Ｍｎ含有量は０．５％以下とすることが必要である。
次に、高温疲労特性に及ぼすＡｌ含有量、Ｓｉ含有量の影響について検討した。
０．００５〜０．０１０％Ｃ−０．１５〜０．３０％Ｍｎ−１４〜１５％Ｃｒ−０．３５〜０．４５％Ｎｂ−０．２５〜０．３５％Ｖ−０．０１５〜０．０２５％Ｎの成分系をベースとして、Ｓｉ、Ａｌの含有量を種々に変化させた鋼を実験室的に溶製して研究鋼塊とし、この鋼塊を、熱間圧延し、熱延板焼鈍し、冷間圧延し、仕上げ焼鈍して、板厚２ｍｍの冷延焼鈍板とした。次いで、上記冷延焼鈍板から図６に示した形状、寸法の疲労試験片を作製し、下記の高温疲労試験に供した。なお、比較として、ＳＵＳ４４４についても、同様の試験を行った。
０．００５〜０．０１０％Ｃ−０．１５〜０．３０％Ｍｎ−１４〜１５％Ｃｒ−０．３５〜０．４５％Ｎｂ−０．２５〜０．３５％Ｖ−０．０１５〜０．０２５％Ｎの成分系をベースとして、Ｓｉ、Ａｌの含有量を種々に変化させた鋼を実験室的に溶製して研究鋼塊とし、この鋼塊を、熱間圧延し、熱延板焼鈍し、冷間圧延し、仕上げ焼鈍して、板厚２ｍｍの冷延焼鈍板とした。次いで、上記冷延焼鈍板から図６に示した形状、寸法の疲労試験片を作製し、下記の高温疲労試験に供した。なお、比較として、ＳＵＳ４４４についても、同様の試験を行った。
＜高温疲労試験＞
８００℃において、上記試験片に１３００Ｈｚで鋼板表面に８５ＭＰａの曲げ応力（両振り）を付与するシェンク式疲労試験を行い、破断までの振動回数（疲労寿命）を測定し、高温疲労特性を評価した。
８００℃において、上記試験片に１３００Ｈｚで鋼板表面に８５ＭＰａの曲げ応力（両振り）を付与するシェンク式疲労試験を行い、破断までの振動回数（疲労寿命）を測定し、高温疲労特性を評価した。
図７は上記高温疲労試験における高温疲労寿命に及ぼすＡｌ含有量の影響を示したものであり、図８は上記高温疲労試験における高温疲労寿命に及ぼすＳｉ含有量−Ａｌ含有量（Ｓｉ−Ａｌ）の影響を示したものである。これらの図から、Ａｌ含有量が０．３０％超でかつＳｉ≧Ａｌを満たせばＳＵＳ４４４の高温疲労寿命（３０×１０５サイクル）と同等以上が得られることがわかる。したがって、優れた高温疲労特性を得る観点から、Ａｌ含有量が０．３０％超でかつＳｉ≧Ａｌを満たすことが必要である。
本発明は、以上のような基礎実験の結果に基づき、さらに検討を加えた結果完成されたものである。
以下、本発明に係るフェライト系ステンレス鋼について詳細に説明する。
まず、本発明の成分組成について説明する。
まず、本発明の成分組成について説明する。
Ｃ：０．０１５％以下
Ｃは、鋼の強度を増加させる元素であるが、０．０１５％を超えて含有すると、靭性および成形性の低下が顕著となる。よって、本発明では、Ｃ含有量を０．０１５％以下とする。なお、成形性の観点からは、Ｃ含有量は低いほど好ましく、０．０１０％以下とするのが望ましい。
Ｃは、鋼の強度を増加させる元素であるが、０．０１５％を超えて含有すると、靭性および成形性の低下が顕著となる。よって、本発明では、Ｃ含有量を０．０１５％以下とする。なお、成形性の観点からは、Ｃ含有量は低いほど好ましく、０．０１０％以下とするのが望ましい。
Ｓｉ：１．０％以下
Ｓｉは、耐酸化性を向上させる元素であり、脱酸材としても用いられる。また、Ｓｉは、後述するように、Ａｌとともに高温疲労特性向上に有効な元素である。しかし、１．０％を超えて含有させると加工性が低下する。このため、Ｓｉ含有量を１．０％以下とする。
一方、自動車排気系部材は実際には水蒸気を含んだガス中で使用されるため、耐水蒸気酸化特性も重要となる。Ｓｉは耐水蒸気酸化特性向上に有効な元素であり、０．４％以上含有することでその効果が得られる。Ｓｉによって耐水蒸気酸化性が改善される理由は十分に解明されているわけではないが、Ｓｉ含有量を０．４％以上とすることにより、鋼板表面に緻密なＳｉ酸化物層が連続的に生成し、外部からのガス成分の侵入が抑制されるためと考えられる。したがって、耐水蒸気酸化特性が必要とされる場合にはＳｉ含有量を０．４〜１．０％とすることが好ましい。より厳しい水蒸気含有雰囲気下での耐酸化性が求められる場合には、Ｓｉ含有量を０．５％以上とすることが好ましい。
Ｓｉは、耐酸化性を向上させる元素であり、脱酸材としても用いられる。また、Ｓｉは、後述するように、Ａｌとともに高温疲労特性向上に有効な元素である。しかし、１．０％を超えて含有させると加工性が低下する。このため、Ｓｉ含有量を１．０％以下とする。
一方、自動車排気系部材は実際には水蒸気を含んだガス中で使用されるため、耐水蒸気酸化特性も重要となる。Ｓｉは耐水蒸気酸化特性向上に有効な元素であり、０．４％以上含有することでその効果が得られる。Ｓｉによって耐水蒸気酸化性が改善される理由は十分に解明されているわけではないが、Ｓｉ含有量を０．４％以上とすることにより、鋼板表面に緻密なＳｉ酸化物層が連続的に生成し、外部からのガス成分の侵入が抑制されるためと考えられる。したがって、耐水蒸気酸化特性が必要とされる場合にはＳｉ含有量を０．４〜１．０％とすることが好ましい。より厳しい水蒸気含有雰囲気下での耐酸化性が求められる場合には、Ｓｉ含有量を０．５％以上とすることが好ましい。
Ｍｎ：０．５％以下
Ｍｎは、脱酸剤として作用するが、過剰に含有すると高温でγ相が生成しやすくなり、耐熱性を低下させるだけでなく、耐酸化性も低下させる。このため、Ｍｎ含有量を０．５％以下とする。好ましくは、０．３５％以下であり、さらに好ましくは０．３％以下である。
Ｍｎは、脱酸剤として作用するが、過剰に含有すると高温でγ相が生成しやすくなり、耐熱性を低下させるだけでなく、耐酸化性も低下させる。このため、Ｍｎ含有量を０．５％以下とする。好ましくは、０．３５％以下であり、さらに好ましくは０．３％以下である。
Ｐ：０．０４０％以下
Ｐは、靭性を低下させる元素であり、できるだけ低減するのが望ましい。このため、Ｐ含有量を０．０４０％以下とする。好ましくは、０．０３０％以下である。
Ｐは、靭性を低下させる元素であり、できるだけ低減するのが望ましい。このため、Ｐ含有量を０．０４０％以下とする。好ましくは、０．０３０％以下である。
Ｓ：０．０１０％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、ステンレス鋼の基本特性である耐食性を低下させる元素でもあり、できるだけ低減するのが望ましい。このため、Ｓ含有量を０．０１０％以下とする。
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、ステンレス鋼の基本特性である耐食性を低下させる元素でもあり、できるだけ低減するのが望ましい。このため、Ｓ含有量を０．０１０％以下とする。
Ｃｒ：１２〜２３％
Ｃｒは、耐酸化性を向上させる元素であり、本発明では重要な元素である。しかし、その含有量が１２％未満では、十分な耐酸化性が得られない。一方、Ｃｒは、室温において固溶強化により鋼を硬質化・低延性化し、２３％を超えて含有するとこれらが顕著となって加工性が劣化する。このため、Ｃｒ含有量を１２〜２３％の範囲とする。
Ｃｒは、耐酸化性を向上させる元素であり、本発明では重要な元素である。しかし、その含有量が１２％未満では、十分な耐酸化性が得られない。一方、Ｃｒは、室温において固溶強化により鋼を硬質化・低延性化し、２３％を超えて含有するとこれらが顕著となって加工性が劣化する。このため、Ｃｒ含有量を１２〜２３％の範囲とする。
Ｎ：０．０１５〜０．０４０％、Ｖ：０．１５〜０．６０％、かつＶ×Ｎ：０．００３〜０．０１５
Ｖ、Ｎは本発明で重要な元素である。Ｖ、Ｎを含有することにより６００〜８００℃でこれらがＶＮとして微細に析出し、鋼材を高強度化することで熱疲労特性を向上させる。その効果はＮ含有量が０．０１５％以上およびＶ含有量が０．１５％以上で認められる。しかし過剰に含有することにより鋼の靱性および成形性を劣化させるだけでなく、ＶＮが粗大化し熱疲労寿命を低下させてしまう。このため、Ｎの含有量を０．０１５〜０．０４０％の範囲、Ｖの含有量をＶ：０．１５〜０．６０％の範囲とする。また、Ｖ、Ｎがそれぞれ上記の範囲内であってもＶ×Ｎが０．００３〜０．０１５を満たさなければ所望の熱疲労寿命が得られない。このため、Ｖ×Ｎを０．００３〜０．０１５とした。
Ｖ、Ｎは本発明で重要な元素である。Ｖ、Ｎを含有することにより６００〜８００℃でこれらがＶＮとして微細に析出し、鋼材を高強度化することで熱疲労特性を向上させる。その効果はＮ含有量が０．０１５％以上およびＶ含有量が０．１５％以上で認められる。しかし過剰に含有することにより鋼の靱性および成形性を劣化させるだけでなく、ＶＮが粗大化し熱疲労寿命を低下させてしまう。このため、Ｎの含有量を０．０１５〜０．０４０％の範囲、Ｖの含有量をＶ：０．１５〜０．６０％の範囲とする。また、Ｖ、Ｎがそれぞれ上記の範囲内であってもＶ×Ｎが０．００３〜０．０１５を満たさなければ所望の熱疲労寿命が得られない。このため、Ｖ×Ｎを０．００３〜０．０１５とした。
Ｎｂ：１０（Ｃ＋Ｎ）〜０．６０％
Ｎｂは、Ｃ、Ｎを固定し、耐鋭敏化特性、成形性、溶接部の耐粒界腐食性を高める作用を有するとともに、高温強度を上昇させて熱疲労特性を向上させる有益な元素である。しかし、その含有量が１０（Ｃ＋Ｎ）よりも少ないとＣ、Ｎの固定が不十分となり、鋼材の鋭敏化が認められるようになる。鋭敏化が発生すると溶接部における耐食性、耐酸化性が著しく低下するため、Ｎｂを１０（Ｃ＋Ｎ）以上添加することが必要となる。Ｎｂ量によっては母材部でも同様の現象が発生することがある。一方、その含有量が０．６０％を超えると、Ｌａｖｅｓ相が析出しやすくなり、脆化するのみならず、本発明で重要なＶＮの析出が抑制され、熱疲労特性が低下してしまう。このため、Ｎｂ含有量を１０（Ｃ＋Ｎ）〜０．６０％の範囲とする。好ましくは、０．５５％以下であり、さらに好ましくは０．５０％以下である。
Ｎｂは、Ｃ、Ｎを固定し、耐鋭敏化特性、成形性、溶接部の耐粒界腐食性を高める作用を有するとともに、高温強度を上昇させて熱疲労特性を向上させる有益な元素である。しかし、その含有量が１０（Ｃ＋Ｎ）よりも少ないとＣ、Ｎの固定が不十分となり、鋼材の鋭敏化が認められるようになる。鋭敏化が発生すると溶接部における耐食性、耐酸化性が著しく低下するため、Ｎｂを１０（Ｃ＋Ｎ）以上添加することが必要となる。Ｎｂ量によっては母材部でも同様の現象が発生することがある。一方、その含有量が０．６０％を超えると、Ｌａｖｅｓ相が析出しやすくなり、脆化するのみならず、本発明で重要なＶＮの析出が抑制され、熱疲労特性が低下してしまう。このため、Ｎｂ含有量を１０（Ｃ＋Ｎ）〜０．６０％の範囲とする。好ましくは、０．５５％以下であり、さらに好ましくは０．５０％以下である。
Ｍｏ：０．１％以下（０を含む）
Ｍｏは、高価な元素であり、本発明の目的からも積極的には添加しない。溶解原料であるスクラップ等からの混入量は高々０．１％であるため、Ｍｏ含有量を０．１％以下（０を含む）とする。
Ｍｏは、高価な元素であり、本発明の目的からも積極的には添加しない。溶解原料であるスクラップ等からの混入量は高々０．１％であるため、Ｍｏ含有量を０．１％以下（０を含む）とする。
Ｗ：０．１％以下（０を含む）
Ｗは、Ｍｏと同様に高価な元素であり、本発明の目的からも積極的には添加しない。溶解原料であるスクラップ等からの混入量は高々０．１％であるため、Ｗ含有量を０．１％以下（０を含む）とする。
Ｗは、Ｍｏと同様に高価な元素であり、本発明の目的からも積極的には添加しない。溶解原料であるスクラップ等からの混入量は高々０．１％であるため、Ｗ含有量を０．１％以下（０を含む）とする。
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｔａ：０．０１％以下（０を含む）
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｔａは、Ｃ、Ｎを固定して、耐食性、成形性、溶接部の粒界腐食性を向上させる作用を有するが、本発明で重要なＶＮの析出を抑制し、たとえ本発明で規定するＶ、Ｎ量を満たしていても、これらが０．０１％を超えて含有されると熱疲労特性を低下させてしまう。このため、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｔａの含有量をいずれも０．０１％以下（０を含む）とする。
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｔａは、Ｃ、Ｎを固定して、耐食性、成形性、溶接部の粒界腐食性を向上させる作用を有するが、本発明で重要なＶＮの析出を抑制し、たとえ本発明で規定するＶ、Ｎ量を満たしていても、これらが０．０１％を超えて含有されると熱疲労特性を低下させてしまう。このため、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｔａの含有量をいずれも０．０１％以下（０を含む）とする。
Ａｌ：０．３０％超１．０％以下
Ａｌは、耐酸化性および耐高温塩害腐食性の向上に有効であるのみならず、固溶強化元素として働いて高温疲労特性を向上させる効果を有する元素であり、本発明において重要な元素である。しかし、その含有量が０．３０％以下では、高温疲労特性を向上させる効果が不十分となる。一方、Ａｌ含有量が１．０％超えでは、鋼が硬質化し、加工性が著しく低下する。このため、Ａｌ含有量を０．３％超１．０％以下とする。より好ましくは０．３５〜０．８０％であり、さらに好ましくは０．３５〜０．５０％である。
Ａｌは、耐酸化性および耐高温塩害腐食性の向上に有効であるのみならず、固溶強化元素として働いて高温疲労特性を向上させる効果を有する元素であり、本発明において重要な元素である。しかし、その含有量が０．３０％以下では、高温疲労特性を向上させる効果が不十分となる。一方、Ａｌ含有量が１．０％超えでは、鋼が硬質化し、加工性が著しく低下する。このため、Ａｌ含有量を０．３％超１．０％以下とする。より好ましくは０．３５〜０．８０％であり、さらに好ましくは０．３５〜０．５０％である。
Ｓｉ≧Ａｌ
上述のように、Ａｌは固溶強化元素として働き、高温疲労特性を向上させるが、高温で窒化物や酸化物を形成しやすいため、固溶強化元素として効果を発揮させるためにはＳｉとともに含有させる必要がある。そして、Ｓｉ含有量をＡｌ含有量以上とすることで、Ｓｉを優先的に酸化させ、鋼板表面に緻密な酸化被膜を形成する。そのため窒素や酸素の金属内部への侵入が抑制され、Ａｌは固溶状態を保つことができる。逆にＳｉ含有量がＡｌ含有量よりも少ない場合は、Ａｌが優先的に酸化物や窒化物を形成するため、固溶強化元素としての効果は得られず、高温疲労特性を向上させることはできない。このため、本発明ではＳｉ≧Ａｌを満たすことが必要となる。
上述のように、Ａｌは固溶強化元素として働き、高温疲労特性を向上させるが、高温で窒化物や酸化物を形成しやすいため、固溶強化元素として効果を発揮させるためにはＳｉとともに含有させる必要がある。そして、Ｓｉ含有量をＡｌ含有量以上とすることで、Ｓｉを優先的に酸化させ、鋼板表面に緻密な酸化被膜を形成する。そのため窒素や酸素の金属内部への侵入が抑制され、Ａｌは固溶状態を保つことができる。逆にＳｉ含有量がＡｌ含有量よりも少ない場合は、Ａｌが優先的に酸化物や窒化物を形成するため、固溶強化元素としての効果は得られず、高温疲労特性を向上させることはできない。このため、本発明ではＳｉ≧Ａｌを満たすことが必要となる。
Ｎｉ：０．５％以下
Ｎｉは、靱性を向上させる元素であるが、高価であるばかりか、強力なγ相形成元素であり高温でγ相が生成し耐酸化性を低下させる。このため、Ｎｉ含有量を０．５％以下とする。
Ｎｉは、靱性を向上させる元素であるが、高価であるばかりか、強力なγ相形成元素であり高温でγ相が生成し耐酸化性を低下させる。このため、Ｎｉ含有量を０．５％以下とする。
本発明のフェライト系ステンレス鋼は、上記成分に加えてさらに、下記の成分を含有させてもよい。
Ｂ：０．０００４〜０．００２０％、Ｃｏ：０．０５〜０．１％の１種または２種
Ｂは、加工性、特に二次加工性を向上させる有効な元素である。このような効果は０．０００４％以上で有効に発揮されるが、０．００２０％を超えて含有すると、ＢＮを生成し、加工性が低下する。このため、Ｂを含有させる場合には、その含有量を０．０００４〜０．００２０％の範囲とする。
Ｃｏは、靭性の向上に有効な元素である。このような効果は０．０５％以上で発揮されるが、Ｃｏは高価な元素であり、また、その含有量が０．１％を超えても上記効果は飽和する。このため、Ｃｏを含有させる場合は、その含有量を０．０２〜０．１％とする。
Ｂは、加工性、特に二次加工性を向上させる有効な元素である。このような効果は０．０００４％以上で有効に発揮されるが、０．００２０％を超えて含有すると、ＢＮを生成し、加工性が低下する。このため、Ｂを含有させる場合には、その含有量を０．０００４〜０．００２０％の範囲とする。
Ｃｏは、靭性の向上に有効な元素である。このような効果は０．０５％以上で発揮されるが、Ｃｏは高価な元素であり、また、その含有量が０．１％を超えても上記効果は飽和する。このため、Ｃｏを含有させる場合は、その含有量を０．０２〜０．１％とする。
次に、本発明のフェライト系ステンレス鋼の製造方法について説明する。
本発明のフェライト系ステンレス鋼は、一般的なフェライト系ステンレス鋼の製造方法により製造することができ、その製造条件は特に限定されるものではない。例えば、本発明範囲内の組成の溶鋼を、転炉、電気炉等の溶製炉を利用し、あるいはさらに取鍋精錬、真空精錬等の精錬を利用した溶製方法で溶製し、連続鋳造法、造塊法で鋼片としたのち、熱間圧延、熱延板焼鈍、酸洗、冷間圧延、仕上げ焼鈍、酸洗の各工程を順次経て冷延焼鈍板とするのが好ましい。また、冷間圧延は、1回または中間焼鈍を含む2回以上の冷間圧延としてもよい。冷間圧延、仕上げ焼鈍、酸洗の工程は繰り返し行ってもよい。なお、場合によっては、熱延板焼鈍は省略してもよい。さらに、鋼板表面の光沢性が要求される場合にはスキンパス等を施しても加工性の良好な鋼板として製造できる。
本発明のフェライト系ステンレス鋼は、一般的なフェライト系ステンレス鋼の製造方法により製造することができ、その製造条件は特に限定されるものではない。例えば、本発明範囲内の組成の溶鋼を、転炉、電気炉等の溶製炉を利用し、あるいはさらに取鍋精錬、真空精錬等の精錬を利用した溶製方法で溶製し、連続鋳造法、造塊法で鋼片としたのち、熱間圧延、熱延板焼鈍、酸洗、冷間圧延、仕上げ焼鈍、酸洗の各工程を順次経て冷延焼鈍板とするのが好ましい。また、冷間圧延は、1回または中間焼鈍を含む2回以上の冷間圧延としてもよい。冷間圧延、仕上げ焼鈍、酸洗の工程は繰り返し行ってもよい。なお、場合によっては、熱延板焼鈍は省略してもよい。さらに、鋼板表面の光沢性が要求される場合にはスキンパス等を施しても加工性の良好な鋼板として製造できる。
表１に示すＮｏ．１〜３９の成分組成を有する鋼を用いて、以下に示す試験を行った。Ｎｏ．１〜３９の成分組成のうち、Ｎｏ．１〜１４は本発明の範囲内の本発明例、Ｎｏ．１５〜３９は本発明の範囲から外れる比較例である。なお、比較例のうち、Ｎｏ．３０、３１、３２、３３、３４は、それぞれ特許第４３６９５９６号公報（特許文献５）、特開平７−７０７０９号公報（特許文献６）、特開平６−１５８１６２号公報、特開２０００−１４４３４４号公報、特開２０１０−４３３２４号公報で実施例として開示された成分組成に相当するものであり、Ｎｏ．３５はＳＵＳ４４４に相当するものである。また、Ｎｏ．３６、３７、３８、３９は、それぞれ特開２０１０−１５６００８号公報（特許文献７）、特開２０１０−４３３２７号公報（特許文献９）、特開２００２−３０３４６号公報（特許文献１０）、特開平６−１８４６３７号公報（特許文献１１）で実施例として開示された成分組成に相当するものである。
上記Ｎｏ．１〜３９の成分組成を有する鋼の５０ｋｇ鋼塊を作製し、これら鋼塊を１１７０℃に加熱後、熱間圧延により５ｍｍ厚の熱延板とした。次いで、これら熱延板に対し、熱延板焼鈍（焼鈍温度：１０４０℃）−酸洗−冷間圧延（冷延圧下率：６０％）−仕上げ焼鈍（焼鈍温度：１０４０℃、平均冷却速度：３０℃/ｓ）−酸洗を順次施し、２ｍｍ厚の冷延焼鈍板とした。
これら冷延焼鈍板から試験片を作製し、酸化試験に供した。酸化試験は、試験片の表面を＃３２０のエメリー紙で研磨後、大気中１０００℃で２００時間の連続酸化を行い、耐酸化性はその際の酸化増量により評価した。
また、上記冷延焼鈍板から作製した試験片を、水蒸気雰囲気中酸化試験に供した。水蒸気雰囲気酸化試験は、各冷延焼鈍板から３０ｍｍ×２０ｍｍの試験片を切り出し、試験片上部に４ｍｍφの穴をあけ、表面および端面を＃３２０のエメリー紙で研磨後、脱脂した。この試験片を、９５０℃に加熱された１０％ＣＯ２−２０％Ｈ２Ｏ−５％Ｏ２−ｂａｌ．Ｎ２ガスを０．５Ｌ／ｍｉｎで流し、水蒸気雰囲気とした炉中に、２００時間保持した。試験後、試験片の質量を測定し、予め測定しておいた試験前の質量との差を求め、酸化増量（ｇ／ｍ２）を算出した。評価は２回実施し、その平均値で最終的に評価した。
さらに、上記冷延焼鈍板から１５ｍｍ×１０ｍｍを切り出し、Ｌ断面において、シュウ酸エッチング（ＪＩＳ Ｇ ５７１）を行った。エッチングには１０％シュウ酸溶液を用い、室温で１Ａ／ｃｍ２の電流を９０ｍｉｎ間流した。その後の組織を観察し、粒界の著しい腐食（溝状組織）が見られたものを鋭敏化材と判断した。
さらに、上記冷延焼鈍板から、図６に示した形状、寸法の疲労試験片を作製し、高温疲労試験に供した。高温疲労試験では、８００℃において、上記試験片に２２Ｈｚで鋼板表面に８５ＭＰａの曲げ応力（両振り）を付与するシェンク式疲労試験を行い、破断までの振動回数（疲労寿命）を測定し、高温疲労特性を評価した。
一方、上記Ｎｏ．１〜３９の鋼塊を１１７０℃に加熱後、熱間圧延により１５０ｍｍ幅、３５ｍｍ厚の熱延シートバーとした。鍛造加工により３０mm□のバーとし、１０４０℃で焼鈍後、機械加工により熱疲労試験片に加工し、熱疲労寿命の評価に供した。
熱疲労試験は、拘束率０．８で２００℃−８５０℃間を繰り返し昇温・降温させた。昇温・降温は５℃／ｓ、８５０℃保持時間は1分の条件で実施した。熱疲労寿命の定義は図１の評価のときと同じである。
得られた結果を表２に示す。表２から明らかなように、本発明例は、いずれもＳＵＳ４４４と同等以上の熱疲労寿命および高温疲労特性を示しており、本願発明の目標が達成されていることが確認された。一方、本発明範囲を外れる比較例では両特性を同時に満足しておらず、本発明の目標が達成されないことが確認された。また、比較例のうちＮｂの含有量が１０（Ｃ＋Ｎ）より少ないものについては鋭敏化が発生した。
また、本発明例のうち、Ｓｉが０．４％以上であるものは、優れた耐水蒸気酸化性も得られることが確認された。
本発明の鋼は、自動車等の排気系部材用として好適であるだけでなく、同様の特性が要求される火力発電システムの排気系部材や固体酸化物タイプの燃料電池用部材としても好適に用いることができる。
Claims (3)
- ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０１５％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ａｌ：０．３０％超１．０％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：１４．４〜１４．８％、Ｎｉ：０．５％以下、Ｎ：０．０１５〜０．０４０％、Ｎｂ：１０（Ｃ＋Ｎ）〜０．６０％、Ｖ：０．１５〜０．６０％、Ｔｉ：０．０１％以下（０を含む）、Ｚｒ：０．０１％以下（０を含む）、Ｔａ：０．０１％以下（０を含む）、Ｍｏ：０．１％以下（０を含む）、Ｗ：０．１％以下（０を含む）を含有し、かつ０．００３≦Ｖ×Ｎ≦０．０１５、Ｓｉ≧Ａｌを満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする熱疲労特性と高温疲労特性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
- 上記の成分組成に加えてさらに、ｍａｓｓ％で、Ｂ：０．０００４〜０．００２０％、Ｃｏ：０．０５〜０．１％の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の熱疲労特性と高温疲労特性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
- Ｓｉを０．４〜１．０％の範囲で含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の熱疲労特性と高温疲労特性と耐水蒸気酸化性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2011171178A JP5796398B2 (ja) | 2010-10-26 | 2011-08-04 | 熱疲労特性と高温疲労特性に優れたフェライト系ステンレス鋼 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2010239504 | 2010-10-26 | ||
| JP2010239504 | 2010-10-26 | ||
| JP2011171178A JP5796398B2 (ja) | 2010-10-26 | 2011-08-04 | 熱疲労特性と高温疲労特性に優れたフェライト系ステンレス鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2012107314A JP2012107314A (ja) | 2012-06-07 |
| JP5796398B2 true JP5796398B2 (ja) | 2015-10-21 |
Family
ID=46493217
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2011171178A Active JP5796398B2 (ja) | 2010-10-26 | 2011-08-04 | 熱疲労特性と高温疲労特性に優れたフェライト系ステンレス鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP5796398B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101930860B1 (ko) * | 2013-03-19 | 2018-12-19 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 스테인리스 열연 강판 |
| CN106636956A (zh) * | 2016-12-22 | 2017-05-10 | 苏州劲元油压机械有限公司 | 一种高强度抗磨损液压油缸缸体 |
Family Cites Families (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4622171B2 (ja) * | 2000-07-25 | 2011-02-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 常温加工性および高温での機械特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 |
| JP5208450B2 (ja) * | 2006-07-04 | 2013-06-12 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 熱疲労特性に優れたＣｒ含有鋼 |
| JP4949122B2 (ja) * | 2007-05-15 | 2012-06-06 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 耐熱疲労性に優れた自動車排気系用フェライト系ステンレス鋼板 |
| JP4386144B2 (ja) * | 2008-03-07 | 2009-12-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐熱性に優れるフェライト系ステンレス鋼 |
| JP5343446B2 (ja) * | 2008-08-13 | 2013-11-13 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 熱疲労特性、耐酸化性および耐高温塩害腐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼 |
-
2011
- 2011-08-04 JP JP2011171178A patent/JP5796398B2/ja active Active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2012107314A (ja) | 2012-06-07 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US9279172B2 (en) | Heat-resistance ferritic stainless steel | |
| JP4702493B1 (ja) | 耐熱性に優れるフェライト系ステンレス鋼 | |
| JP5387057B2 (ja) | 耐熱性と靭性に優れるフェライト系ステンレス鋼 | |
| JP5141296B2 (ja) | 高温強度と靭性に優れるフェライト系ステンレス鋼 | |
| JP5152387B2 (ja) | 耐熱性と加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼 | |
| JP5540637B2 (ja) | 耐熱性に優れるフェライト系ステンレス鋼 | |
| WO2011118854A1 (ja) | 耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法 | |
| JP5012243B2 (ja) | 高温強度、耐熱性および加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼 | |
| JP2012102376A (ja) | 耐酸化性に優れたフェライト系ステンレス鋼 | |
| JP5125600B2 (ja) | 高温強度、耐水蒸気酸化性および加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼 | |
| JP5796398B2 (ja) | 熱疲労特性と高温疲労特性に優れたフェライト系ステンレス鋼 | |
| JP5239642B2 (ja) | 熱疲労特性、高温疲労特性および耐酸化性に優れるフェライト系ステンレス鋼 | |
| JP5810722B2 (ja) | 熱疲労特性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼 | |
| JP5417764B2 (ja) | 熱疲労特性と耐酸化性に優れるフェライト系ステンレス鋼 | |
| JP2009235572A (ja) | 耐熱性と形状凍結性に優れるフェライト系ステンレス鋼 | |
| JP5428397B2 (ja) | 耐熱性と加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼 | |
| JP5343446B2 (ja) | 熱疲労特性、耐酸化性および耐高温塩害腐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼 | |
| JP5239645B2 (ja) | 熱疲労特性、高温疲労特性、耐酸化性および耐高温塩害腐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼 | |
| JP5796397B2 (ja) | 熱疲労特性と耐酸化性に優れたフェライト系ステンレス鋼 | |
| JP5343445B2 (ja) | 熱疲労特性、耐酸化性および靭性に優れるフェライト系ステンレス鋼 | |
| JP5343444B2 (ja) | 熱疲労特性、耐酸化性および加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼 | |
| JP5239644B2 (ja) | 熱疲労特性、高温疲労特性、耐酸化性および靭性に優れるフェライト系ステンレス鋼 | |
| JP5239643B2 (ja) | 熱疲労特性、高温疲労特性、耐酸化性および加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20140220 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20150212 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20150217 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20150331 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20150721 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20150803 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5796398 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |