JP6881119B2 - フェライト系ステンレス鋼及び耐熱部材 - Google Patents
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Description
同文献には、
(A)このような方法により、析出Wを0.1%以下にすることができる点、及び
(B)これによって合金の熱膨張係数を著しく低下させることができる点
が記載されている。
(a)Nb含有フェライトステンレス鋼からなるスラブを仕上圧延温度890℃以上で熱間圧延し、
(b)熱延された帯鋼を水冷して巻取温度400℃以下で巻取ってコイルとし
(c)低温巻取後のコイルをさらに水中に浸漬する
Nb含有フェライト系ステンレス鋼熱延焼鈍コイルの製造方法が開示されている。
同文献には、
(A)帯鋼を単に水冷しただけでは、コイルに巻き取った後の復熱により、Laves相の生成による脆化や475℃脆化が生じる点、及び、
(B)400℃以下で帯鋼を巻き取り、かつ巻き取り後のコイルを水中に浸漬すると、復熱及びこれによる脆化を抑制できる点
が記載されている。
(a)Cuを含む耐熱フェライト系ステンレス鋼からなるスラブを熱間圧延して熱延コイルとし、
(b)熱延コイルを冷間圧延し、
(c)冷延板を980〜1070℃で焼鈍する
耐熱フェライト系ステンレス鋼板の製造方法が開示されている。
同文献には、
(A)Cuを添加すると、高温強度は向上するが、僅かな成分の違いにより耐酸化性が大きく異なる点、及び、
(B)成分を最適化すると、高温保持中における表層部でのγ相の生成が抑制され、耐酸化性の劣化を抑制できる点
が記載されている。
(a)0.3質量%以上のNbを含むフェライト系ステンレス鋼を熱間圧延し、
(b)熱延板をさらに冷間圧延し、
(c)冷延板を1000〜1100℃で最終焼鈍する
フェライト系ステンレス鋼の製造方法が開示されている。
同文献には、
(A)フェライト系ステンレス鋼にNiろう付けを施す場合には材料を1100℃以上の高温に曝す必要があるが、このような高温では、フェライト系ステンレス鋼は結晶粒の粗大化を起こし、靱性の低下を招きやすい点、及び
(B)0.3質量%以上のNbを添加すると、Niろう付け温度での結晶粒粗大化を抑止することができる点
が記載されている。
同文献には、
(A)フェライト系ステンレス鋼は、高温使用時に内部粒界酸化がおきやすい点、及び、
(B)フェライト系ステンレス鋼に含まれるAl及びTiの固溶量を限定し、かつ、Siの添加量を増加させると、900℃の温度域まで内部粒界酸化を抑制できる点
が記載されている。
また、本発明が解決しようとする他の課題は、高温強度に優れた耐熱部材を提供することにある。
(1)前記フェライト系ステンレス鋼は、
0.001≦C≦0.020mass%、
0.05≦Si≦0.50mass%、
0.1≦Mn≦1.0mass%、
15.0≦Cr≦25.0mass%、
Mo<0.50mass%、
0.50≦W≦5.00mass%、及び、
0.01≦Nb≦0.50mass%
を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる。
(2)前記フェライト系ステンレス鋼は、直径が0.50μm以上である粗大なLaves相の含有率(粗大Laves相率)が0.1%以下である。
(3)前記フェライト系ステンレス鋼は、平均結晶粒径が30μm以上200μm以下である。
(1)前記耐熱部材は、
0.001≦C≦0.020mass%、
0.05≦Si≦0.50mass%、
0.1≦Mn≦1.0mass%、
15.0≦Cr≦25.0mass%、
Mo<0.50mass%、
0.50≦W≦5.00mass%、及び、
0.01≦Nb≦0.50mass%
を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなるフェライト系ステンレス鋼からなる。
(2)前記フェライト系ステンレス鋼は、直径が0.50μm以上である粗大なLaves相の含有率(粗大Laves相率)が0.1%以下である。
(3)前記フェライト系ステンレス鋼は、平均結晶粒径が30μm以上200μm以下である。
(4)前記フェライト系ステンレス鋼は、直径が0.20μm以下である微細な前記Laves相の含有率(微細Laves相率)が0.05%以上である。
また、粗大なLaves相を消滅させた後、適切な温度で保持すると、結晶粒内に微細なLaves相を析出させることができる。微細なLaves相は、適量であれば靱性低下の原因となることはなく、むしろ高温強度の向上に寄与する場合がある。このような微細なLaves相の析出は、特に、熱処理時に適切な歪みを付与することによってさらに促進される。その結果、冷間加工性を損なうことなく、耐熱性が向上する。
[1. フェライト系ステンレス鋼]
本発明に係るフェライト系ステンレス鋼は、以下の構成を備えている。
(1)前記フェライト系ステンレス鋼は、
0.001≦C≦0.020mass%、
0.05≦Si≦0.50mass%、
0.1≦Mn≦1.0mass%、
15.0≦Cr≦25.0mass%、
Mo<0.50mass%、
0.50≦W≦5.00mass%、及び、
0.01≦Nb≦0.50mass%
を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる。
(2)前記フェライト系ステンレス鋼は、直径が0.50μm以上である粗大なLaves相の含有率(粗大Laves相率)が0.1%以下である。
(3)前記フェライト系ステンレス鋼は、平均結晶粒径が30μm以上200μm以下である。
[1.1.1. 主構成元素]
本発明に係るフェライト系ステンレス鋼は、以下のような元素を含み、残部がFe及び不可避的不純物からなる。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
Cは、代表的な固溶元素である。また、Cは、NbやTiなどの元素と炭化物を形成し、結晶粒成長を抑制する効果がある。このような効果を得るためには、C含有量は、0.001mass%以上である必要がある。C含有量は、好ましくは、0.003mass%以上、さらに好ましくは、0.005mass%以上である。
一方、C含有量が過剰になると、マトリックス強度が過度に上昇し、冷間加工性や衝撃特性が低下する。従って、C含有量は、0.020mass%以下である必要がある。C含有量は、好ましくは、0.015mass%以下、さらに好ましくは、0.011mass%以下である。
Siは、脱酸材として有効である。このような効果を得るためには、Si含有量は、0.05mass%以上である必要がある。Si含有量は、好ましくは、0.08mass%以上、さらに好ましくは、0.10mass%以上である。
一方、Siは、代表的な固溶強化元素でもある。そのため、Si含有量が過剰になると、マトリックス強度が過度に上昇し、冷間加工性や衝撃特性が低下する。従って、Si含有量は、0.50mass%以下である必要がある。Si含有量は、好ましくは、0.40mass%以下、さらに好ましくは、0.35mass%以下である。
Mnは、酸化スケールの耐剥離性を向上させる効果があるため、特に高温用途で使用する場合に添加される。また、Mnは、熱間加工性を阻害するSの粒界編析を抑制し、熱間加工性を向上させる。このような効果を得るためには、Mn含有量は、0.1mass%以上である必要がある。Mn含有量は、好ましくは、0.20mass%以上、さらに好ましくは、0.25mass%以上である。
一方、Mnはオーステナイト安定化元素であるため、Mn含有量が過剰になるとフェライト相が不安定化する。従って、Mn含有量は、1.0mass%以下である必要がある。Mn含有量は、好ましくは、0.80mass%以下、さらに好ましくは、0.50mass%以下である。
Crは、フェライト安定化元素であり、耐食性や耐酸化性の向上に寄与する。このような効果を得るためには、Cr含有量は、15.0mass%以上である必要がある。Cr含有量は、好ましくは、16.0mass%以上、さらに好ましくは、16.5mass%以上である。
一方、Cr含有量が過剰になると、脆化相であるσ相が形成されやすくなり、冷間加工性や衝撃特性が低下する。従って、Cr含有量は、25.0mass%以下である必要がある。Cr含有量は、好ましくは、21mass%以下、さらに好ましくは、18mass%以下である。
Moは、後述するWと同様の効果を示す元素である。Moは、フェライト安定化元素であり、固溶強化と、耐食性及び耐酸化性の向上に寄与する。しかし、Moは、WよりLaves相の形成能が強いため、少量の添加でもLaves相が析出する。しかも、Moを含むLaves相は、固溶温度が高いため、消滅させるためには、より高温での熱処理が必要となる。従って、Mo含有量は、0.50mass%未満である必要がある。Mo含有量は、好ましくは、0.30mass%以下、さらに好ましくは、0.20mass%以下、一層好ましくは、0.10mass%以下である。
Wは、本発明で最も重要な元素である。Wは、フェライト安定化元素であり、固溶強化と、耐食性及び耐酸化性の向上に寄与する。このような効果を得るためには、W含有量は、0.50mass%以上である必要がある。W含有量は、好ましくは、1.0mass%以上、さらに好ましくは、1.5mass%以上である。
一方、W含有量が過剰になると、粗大なLaves相が多量に析出する。本発明において、Laves相はFe2Wを基本とし、CrやNbが一部置換している。一般的に、Laves相は脆化相として知られており、粗大なLaves相は冷間加工性や衝撃特性を劣化させる原因となる。従って、W含有量は、5.00mass%以下である必要がある。W含有量は、好ましくは、3.0mass%以下、さらに好ましくは、2.5mass%以下である。
Nbは、冷間加工性や衝撃特性を向上させる効果がある。フェライト系ステンレス鋼において、固溶Cは冷間加工性や衝撃特性を劣化させる場合がある。Nbは炭化物を形成する元素であるため、材料中のCを固定してマトリックスへの固溶を抑制する。このような効果を得るためには、Nb含有量は、0.01mass%以上である必要がある。Nb含有量は、好ましくは、0.05mass%以上、さらに好ましくは、0.10mass%以上である。
一方、Nb含有量が過剰になると、粗大な炭化物やLaves相を形成し、冷間加工性や衝撃特性に悪影響を及ぼすことがある。従って、Nb含有量は、0.50mass%以下である必要がある。Nb含有量は、好ましくは、0.45mass%以下、さらに好ましくは、0.40mass%以下である。
本発明に係るフェライト系ステンレス鋼は、上述した主構成元素に加えて、以下のような1又は2以上の元素をさらに含んでいても良い。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
Cuは、低温靱性を改善する元素であり、さらに高温域ではCuの析出により高温強度向上にも寄与する。このような効果を得るためには、Cu含有量は、0.1mass%以上が好ましい。Cu含有量は、より好ましくは、0.2mass%以上、さらに好ましくは、0.50mass%以上である。
一方、Cuはオーステナイト安定化元素であるため、Cu含有量が過剰になると、フェライト相が不安定化する。さらに、熱間加工性や耐酸化性も劣化させる。従って、Cu含有量は、2.0mass%以下が好ましい。Cu含有量は、より好ましくは、1.8mass%以下、さらに好ましくは、1.5mass%以下である。
Niは、Cuと同様に、低温靱性を改善する元素である。このような効果を得るためには、Ni含有量は、0.1mass%以上が好ましい。Ni含有量は、より好ましくは、0.2mass%以上、さらに好ましくは、0.5mass%以上である。
一方、Niはオーステナイト安定化元素であるため、Ni含有量が過剰になると、フェライト相が不安定化する。さらに、熱間加工性や耐酸化性も劣化させる。従って、Ni含有量は、2.0mass%以下が好ましい。Ni含有量は、より好ましくは、1.8mass%以下、さらに好ましくは、1.5mass%以下である。
なお、Cu及びNiは、いずれか一方を添加しても良く、あるいは、双方を添加しても良い。
Alは、脱酸材として有効である。このような効果を得るためには、Al含有量は、0.001mass%以上が好ましい。Al含有量は、より好ましくは、0.002mass%以上、さらに好ましくは、0.003mass%以上である。
一方、Al含有量が過剰になると、脆化を促進し、また、アルミ窒化物を形成し破壊の起点になる等の問題がある。従って、Al含有量は、0.50mass%以下が好ましい。Al含有量は、より好ましくは、0.30mass%以下、さらに好ましくは、0.10mass%以下である。
Tiは、冷間加工性や衝撃特性を向上させる効果がある。フェライト系ステンレス鋼において、固溶Cは冷間加工性や衝撃特性を劣化させる場合がある。Tiは炭化物を形成する元素であるため、材料中のCを固定してマトリックスへの固溶を抑制する。このような効果を得るためには、Ti含有量は、0.01mass%以上が好ましい。Ti含有量は、より好ましくは、0.05mass%以上、さらに好ましくは、0.10mass%以上である。
一方、Ti含有量が過剰になると、粗大な炭化物を形成し、冷間加工性や衝撃特性に悪影響を及ぼすことがある。従って、Ti含有量は、0.50mass%以下が好ましい。Ti含有量は、より好ましくは、0.40mass%以下、さらに好ましくは、0.30mass%以下である。
Taは、冷間加工性や衝撃特性を向上させる効果がある。フェライト系ステンレス鋼において、固溶Cは冷間加工性や衝撃特性を劣化させる場合がある。Taは炭化物を形成する元素であるため、材料中のCを固定してマトリックスへの固溶を抑制する。このような効果を得るためには、Ta含有量は、0.01mass%以上が好ましい。Ta含有量は、より好ましくは、0.05mass%以上、さらに好ましくは、0.10mass%以上である。
一方、Ta含有量が過剰になると、粗大な炭化物を形成し、冷間加工性や衝撃特性に悪影響を及ぼすことがある。従って、Ta含有量は、0.50mass%以下が好ましい。Ta含有量は、より好ましくは、0.40mass%以下、さらに好ましくは、0.30mass%以下である。
なお、Ti及びTaは、いずれか一方を添加しても良く、あるいは、双方を添加しても良い。
Bは、熱間加工性の確保に有効な元素である。このような効果を得るためには、B含有量は、0.0001mass%以上が好ましい。B含有量は、より好ましくは、0.0003mass%以上、さらに好ましくは、0.0005mass%以上である。
一方、B含有量が過剰になると、かえって熱間加工性が低下する。従って、B含有量は、0.0080mass%以下が好ましい。B含有量は、より好ましくは、0.0060mass%以下、さらに好ましくは、0.0050mass%以下である。
Mgは、Bと同様に熱間加工性の確保に有効な元素である。このような効果を得るためには、Mg含有量は、0.0005mass%以上が好ましい。Mg含有量は、より好ましくは、0.0010mass%以上、さらに好ましくは、0.0015mass%以上である。
一方、Mgの必要以上の添加は、熱間加工性改善効果が飽和するため、実益がない。従って、Mg含有量は、0.0100mass%以下が好ましい。Mg含有量は、より好ましくは、0.0080mass%以下、さらに好ましくは、0.0050mass%以下である。
Caは、B及びMgと同様に熱間加工性の確保に有効な元素である。このような効果を得るためには、Ca含有量は、0.0005mass%以上が好ましい。Ca含有量は、より好ましくは、0.0010mass%以上、さらに好ましくは、0.0015mass%以上である。
一方、Caの必要以上の添加は、熱間加工性改善効果が飽和するため、実益がない。従って、Ca含有量は、0.0100mass%以下が好ましい。Ca含有量は、より好ましくは、0.0080mass%以下、さらに好ましくは、0.0050mass%以下である。
なお、B、Mg、及びCaは、いずれか1種を添加しても良く、あるいは、2種以上を添加しても良い。
不可避的不純物であって、特に含有量を制限すべきものとしては、以下のようなものがある。
Pは、固溶強化元素である。そのため、P含有量が過剰になると、マトリックス強度が過度に上昇し、冷間加工性や衝撃特性が低下する。従って、P含有量は、0.050mass%以下が好ましい。P含有量は、より好ましくは、0.040mass%以下、さらに好ましくは、0.035mass%以下である。
O含有量が過剰になると、酸化物の生成が促され、加工性が低下する。従って、O含有量は、0.0300mass%以下が好ましい。O含有量は、より好ましくは、0.0200mass%以下、さらに好ましくは、0.0150mass%以下である。
N含有量が過剰になると、硬質な窒化物を生成し、加工性が低下する。従って、N含有量は、0.0350mass%以下が好ましい。N含有量は、より好ましくは、0.0300mass%以下、さらに好ましくは、0.0250mass%以下である。
フェライト系ステンレス鋼は、溶解・鋳造時等にLaves相が析出しやすい。析出したLaves相の固溶温度は、鋼全体の成分が決まると、一義的に定まる。Laves相の固溶温度が高くなるほど、粗大なLaves相を消滅させるために必要な熱処理温度が高くなり、結晶粒の粗大化を招きやすい。結晶粒を粗大化させることなく、粗大なLaves相を消滅させるためには、Laves相の固溶温度は、950℃以下が好ましい。固溶温度は、好ましくは、930℃以下、さらに好ましくは、900℃以下である。
Wは、Moに比べて固溶強化能が小さいため、Mo添加鋼と同等以上の効果を得るためには、多量のWを添加する必要がある。しかし、多量のWを添加すると、溶解・鋳造時等に粗大なLaves相が析出しやすくなる。粗大なLaves相は、衝撃値や加工性を低下させる原因となる。そのため、後述するように、本発明においては熱処理により粗大なLaves相を消滅させている。しかしながら、熱処理が不十分であると、粗大なLaves相が残存し、衝撃値や加工性の向上も不十分となる。
ここで、「粗大なLaves相」とは、直径が0.50μm以上であるものをいう。
また、「粗大Laves相率」とは、フェライト系ステンレス鋼の重量に対する、粗大なLaves相の重量の割合をいう。
一般に、平均結晶粒径が過度に大きくなると、冷間加工性が低下する。これは、結晶粒が粗大になるほど、冷間加工時に均一変形しにくくなるためである。Mo添加鋼は、Laves相の固溶温度が高いため、Laves相を消滅させるためには、より高温での熱処理が必要となる。その結果、結晶粒が粗大化しやすい。一方、W添加鋼は、Laves相の固溶温度が低いため、結晶粒を粗大化させることなく、Laves相を消滅させることができる。
一方、平均結晶粒径が過度に小さくなると、高温環境下で使用する場合、高温強度が低下する場合がある。従って、平均結晶粒径は、30μm以上が好ましい。平均結晶粒径は、好ましくは、40μm以上、さらに好ましくは、50μm以上である。
ここで、「平均結晶粒径」とは、倍率100倍で無作為に選んだ5視野を観察した時に、観察視野内に含まれる結晶粒の粒径の平均値をいう。
「結晶粒の粒径」とは、結晶粒の長軸と短軸の平均値をいう。
粗大なLaves相をマトリックスに固溶させた後、鋼を所定の温度に曝すと、結晶粒内に微細なLaves相が析出する。微細なLaves相は、高温強度、特にクリープ特性を向上させる作用がある。このような微細なLaves相の析出は、歪みを導入することによって促進される。一般に、歪みの導入量が多くなるほど、微細なLaves相の析出が促進される。
一方、歪みの導入量が過剰になると、高温環境下においてLaves相が粗大化してしまい、高温強度に寄与する微細なLaves相が得られない場合がある。従って、歪みの導入量は、0.50以下が好ましい。歪みの導入量は、より好ましくは、0.40以下、さらに好ましくは、0.30以下である。
ここで、「歪みの導入量」とは、電子後方散乱回折(EBSD:Electron Backscatter Diffraction)により得られる結晶方位データを用いて算出される塑性ひずみ量をいう。
上述したように、微細なLaves相は、高温強度、特にクリープ特性を向上させる作用がある。耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼を得るためには、微細なLaves相の含有率(微細Laves相率)は、0.05%以上が好ましい。微細Laves相率は、より好ましくは、0.10%以上、さらに好ましくは、0.20%以上である。
一方、微細Laves相率が大きくなりすぎると、脆化が促進する場合がある。従って、微細Laves相率は、1.00%以下が好ましい。微細Laves相率は、より好ましくは、0.80%以下、さらに好ましくは、0.50%以下である。
ここで、「微細なLaves相」とは、直径が0.20μm以下であるものをいう。
また、「微細Laves相率」とは、フェライト系ステンレス鋼の重量に対する、微細なLaves相の重量の割合をいう。
本発明に係るフェライト系ステンレス鋼は、500℃〜700℃の温度域で使用される部材の材料として好適である。500℃〜700℃は、微細なLaves相の析出温度域に相当する。そのため、粗大なLaves相を消滅させたフェライト系ステンレス鋼をこの温度域で使用すると、微細なLaves相が析出し、耐熱性が向上する。また、この時に適度な応力が負荷されると、応力集中箇所に優先的に微細なLaves相が析出するため、クリープ特性が向上する。
本発明に係るフェライト系ステンレス鋼は、
(a)所定の組成になるように配合された原料を溶解・鋳造し、
(b)得られた鋳塊を熱間加工し、
(c)必要に応じて、熱間加工後の鋼材をさらに冷間加工し、
(d)熱間加工後又は冷間加工後の鋼材に対して焼鈍を行い、粗大なLaves相を消滅させる
ことにより製造することができる。
まず、所定の組成になるように配合された原料を溶解・鋳造する(溶解・鋳造工程)。本発明において、溶解・鋳造の方法及び条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて種々の方法及び条件を選択することができる。
次に、得られた鋳塊に対して熱間加工を行う(熱間加工工程)。熱間加工は、鋳造組織を破壊するため、及び、目的とする形状を有する鋼材を得るために行われる。熱間加工の方法及び条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて種々の方法及び条件を選択することができる。
次に、必要に応じて、熱間加工後の鋼材に対してさらに冷間加工を行う(冷間加工工程)。冷間加工は、目的とする形状・寸法を持つ鋼材を得るために行われる。冷間加工の方法及び条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて種々の方法及び条件を選択することができる。
次に、熱間加工後又は冷間加工後の鋼材に対して焼鈍を行う(焼鈍工程)。焼鈍は、粗大なLaves相を消滅させるために行う。焼鈍温度が低すぎると、粗大なLaves相が多量に残存し、冷間加工性や衝撃特性が低下する。従って、焼鈍温度は、Laves相の固溶温度−15℃以上が好ましい。焼鈍温度は、より好ましくは、固溶温度−10℃以上、さらに好ましくは、固溶温度−5℃以上である。
一方、焼鈍温度が高すぎると、結晶粒が粗大化する。従って、焼鈍温度は、固溶温度+50℃以下が好ましい。熱処理温度は、より好ましくは、固溶温度+30℃以下、さらに好ましくは、固溶温度+15℃以下である。
[2.5.1. 歪み導入処理]
焼鈍後の鋼材に対して、必要に応じて、歪みを導入する処理をさらに行っても良い。歪み導入処理の方法及び条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて種々の方法及び条件を選択することができる。歪みの導入方法としては、例えば、
(a)冷間あるいは温間での圧延やスエージング加工、
(b)冷間あるいは温間での型鍛造、
(c)冷間あるいは温間での転造加工(ボルト成形等)、
などがある。
焼鈍後の鋼材、又は歪み導入処理後の鋼材に対し、微細なLaves相を析出させる処理をさらに行っても良い。析出処理温度が低すぎると、微細なLaves相が十分に析出しない。従って、析出処理温度は、500℃以上が好ましい。析出処理温度は、より好ましくは、550℃以上、さらに好ましくは、600℃以上である。
一方、析出処理温度が高すぎると、Laves相が粗大化する場合がある。従って、析出処理温度は、700℃以下が好ましい。析出処理温度は、より好ましくは、680℃以下、さらに好ましくは、650℃以下である。
本発明に係る耐熱部材は、本発明に係るフェライト系ステンレス鋼を用いたものからなる。耐熱部材の形状、使用温度域等は、特に限定されない。フェライト系ステンレス鋼に関する詳細については、上述した通りであるので、説明を省略する。
自動車のO2センサーやA/Fセンサーには、熱膨張係数の小さいセラミックス素子が用いられているため、センサーのハウジングにも熱膨張係数の小さいフェライト系ステンレス鋼(SUS430)を使用するのが一般的である。しかし、近年、自動車の燃焼モードを制御するために使用されるセンサーの数が増加傾向にあり、また燃焼効率の向上のために排ガス温度も上昇傾向にある。排ガス温度の上昇に伴い、センサーのハウジングにもより高い耐熱性が要求されるようになり、現行のSUS430では耐用が困難な状況になっている。一方、生産性を考慮した場合、冷間加工性も要求される。すなわち、センサーのハウジングに用いられる材料には、耐熱性と冷間加工性の両立が要求されている。
一方、Moと同様の効果がある元素としてWが知られている。しかし、Wを単独で添加した耐熱性フェライト系ステンレス鋼が提案された例は、ほとんどない。これは、Wの固溶強化能がMoのそれに比べて小さく、Mo添加鋼と同等の強度を得るためには、多量のW添加が必要となるためである。
(a)Moは、Wに比べて、脆化相である粗大なLaves相が析出しやすいこと、
(b)Laves相が冷間加工性及び衝撃特性に影響すること、
(c)微細なLaves相は、むしろクリープ特性を向上させること、及び、
(d)粗大なLaves相の析出を抑制することで、冷間加工性、衝撃特性、及びクリープ特性を同時に向上できること
を見出した。
これに対し、本発明に係るフェライト系ステンレス鋼は、熱膨張係数が小さいため、温度の上昇/下降に伴う緩みや隙間が生じにくい。また、冷間加工性が優れるため、金型寿命も長くなる。さらに、Laves相を活用するため、ボルトで要求されるリラクセーション特性も高い。他にも、高温で使用される皿バネや板バネにも利用可能である。
[1. 試料の作製]
真空誘導炉にて、表1に示す化学成分の鋼塊150kgを溶製した。これを熱間鍛造して、25mm角のバーを製造した。粗大なLaves相を固溶させるために、このバーを900℃で4時間保持した後、空冷した。なお、Laves相の固溶温度が900℃以上の材料については、さらに、Laves相の固溶温度+30℃での焼鈍も行った。
[2.1. 結晶粒径]
焼鈍後のバーの縦断面(幅の1/4に相当する位置)をナイタールでエッチングした。縦断面を光学顕微鏡にて観察し、倍率:100倍で5視野撮影した。各視野に含まれる結晶粒の長軸と短軸を測定し、その平均値を結晶粒径とした。
アセチルアセトン水溶液を用いて、焼鈍後のバーの電解抽出を行い、残渣を採取した。なお、電解抽出では、Laves相の他にNbCなどの炭化物も抽出される。そのため、XRDによる回折ピークの半値幅より相比を導出し、残渣の重量に相比を掛け合わせたものをLaves相の重量とし、これを用いてトータルLaves相率を算出した。
同様に、トータル体積に対する微細Laves相の体積比と、前記したトータルLaves相率とを掛け合わせて、微細Laves相率として算出した。
Laves相率は、焼鈍後及びクリープ試験後に評価した。なお、クリープ試験後の評価については、クリープ歪みが1.0%に到達した時点でクリープ試験を終了し、試験片の平行部を用いて電解抽出を行った。
焼鈍後の材料からφ15mm×22.5mmの圧縮試験片をそれぞれ5個ずつ作製し、圧縮試験を実施した。圧縮試験の歪み速度は6s-1とし、室温で試験を実施した。圧下率70%で表面の割れ及びしわの状態を評価した。
JIS Z2242に準拠し、焼鈍後の材料から深さ2mmのVノッチ試験片を作製し、シャルピー衝撃試験を実施した。衝撃試験は、室温から最高80℃まで5℃間隔で実施し、15J/cm2以上の衝撃特性が得られる下限温度を衝撃値の評価基準とした。下限温度が低いほど、衝撃特性が高いことを表す。
焼鈍後の材料からクリープ試験片を作製し、650℃/80MPaの条件でクリープ試験を実施した。クリープ特性は、クリープ歪みが1.0%に到達する時間で評価した。到達時間が長いほど、クリープ特性が高いことを表す。
[3.1. 900℃で焼鈍した材料の特性]
表2に、900℃で熱処理した材料の特性を示す。なお、表2中、粗大Laves相率は焼鈍後(クリープ試験前)の値であり、微細Laves相率はクリープ試験後の値である。表2より、以下のことがわかる。
(1)実施例1〜23は、概ねLaves相の固溶温度が低い。そのため、焼鈍温度が900℃でもLaves相がほぼ完全に固溶し、結晶粒径の粗大化も抑制された。また、冷間加工性、衝撃特性、及びクリープ特性のいずれも良好であった。一部の実施例では、900℃で粗大なLaves相が完全に固溶しないものもあったが、Wのみを添加しているため、粗大Laves相率が小さく、特性への影響は小かった。
(3)Cuを添加している実施例19、20、21は、特にクリープ特性が高い。これは、クリープ試験中に、Laves相に加えて、Cuも微細析出するためである。
(5)比較例3は、SUS444相当であり、高温強度上昇のためにMoが添加されている。また、比較例4は、MoとWが添加されている。これらのクリープ特性は高いが、焼鈍温度が900℃では粗大なLaves相が残存している。そのため、冷間加工時に割れが生じた。また、衝撃特性も必ずしも良好では無かった。
(7)製造条件を最適化すると、15J/cm2以上の衝撃特性が得られる下限温度が40℃以下であり、かつ、650℃/80MPaの条件でクリープ試験を実施した時のクリープ歪みが1.0%に到達する時間が160時間以上である材料が得られる。
一部の実施例及び比較例(実施例7、8、11、12、16、及び比較例3〜5)では、Laves相の固溶温度が900℃以上になっている。そこで、粗大なLaves相をほぼ完全に固溶させるため、Laves相の固溶温度+30℃で焼鈍処理を実施し、特性を評価した。表3に、結果を示す。表3より、以下のことがわかる。
(2)一方、比較例3〜5では、焼鈍温度を上昇させると、粗大なLaves相はほぼ完全に固溶するが、結晶粒が粗大化した。そのため、冷間加工性はやや改善されるものの、衝撃特性が低下した。
一方、比較例3〜5は、Laves相の固溶温度が高いため、焼鈍温度が低い時には残存した粗大なLaves相が冷間加工性を低下させ、焼鈍温度が高い時には、粗大なLaves相は固溶するが結晶粒が粗大化するために、衝撃特性が低下することがわかった。
Claims (12)
- 以下の構成を備えたフェライト系ステンレス鋼。
(1)前記フェライト系ステンレス鋼は、
0.001≦C≦0.020mass%、
0.05≦Si≦0.50mass%、
0.1≦Mn≦1.0mass%、
15.0≦Cr≦25.0mass%、
Mo<0.50mass%、
1.40≦W≦2.50mass%、及び、
0.01≦Nb≦0.40mass%
を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる。
(2)前記フェライト系ステンレス鋼は、直径が0.50μm以上である粗大なLaves相の含有率(粗大Laves相率)が0.1%以下である。
但し、「粗大Laves相率」とは、前記フェライト系ステンレス鋼の重量に対する、粗大なLaves相(=直径が0.50μm以上であるLaves相)の重量の割合をいう。
(3)前記フェライト系ステンレス鋼は、平均結晶粒径が30μm以上200μm以下である。 - 歪みの導入量が0.01以上である請求項1に記載のフェライト系ステンレス鋼。
- 直径が0.20μm以下である微細な前記Laves相の含有率(微細Laves相率)が0.05%以上である請求項1又は2に記載のフェライト系ステンレス鋼。
但し、「微細Laves相率」とは、前記フェライト系ステンレス鋼の重量に対する、微細なLaves相(=直径が0.20μm以下のLaves相)の重量の割合をいう。 - 前記Laves相の固溶温度が950℃以下である請求項1から3までのいずれか1項に記載のフェライト系ステンレス鋼。
- 500℃〜700℃の温度域で使用される部材に用いられる請求項1から4までのいずれか1項に記載のフェライト系ステンレス鋼。
- 0.1≦Cu≦2.0mass%、及び/又は、
0.1≦Ni≦2.0mass%
をさらに含む請求項1から5までのいずれか1項に記載のフェライト系ステンレス鋼。 - 0.001≦Al≦0.50mass%
をさらに含む請求項1から6までのいずれか1項に記載のフェライト系ステンレス鋼。 - 0.01≦Ti≦0.50mass%、及び/又は、
0.01≦Ta≦0.50mass%
をさらに含む請求項1から7までのいずれか1項に記載のフェライト系ステンレス鋼。 - 0.0001≦B≦0.0080mass%、
0.0005≦Mg≦0.0100mass%、及び
0.0005≦Ca≦0.0100mass%
からなる群から選ばれるいずれか1以上の元素をさらに含む請求項1から8までのいずれか1項に記載のフェライト系ステンレス鋼。 - 以下の構成を備えた耐熱部材。
(1)前記耐熱部材は、
0.001≦C≦0.020mass%、
0.05≦Si≦0.50mass%、
0.1≦Mn≦1.0mass%、
15.0≦Cr≦25.0mass%、
Mo<0.50mass%、
0.50≦W≦5.00mass%、及び、
0.01≦Nb≦0.50mass%
を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなるフェライト系ステンレス鋼からなる。
(2)前記フェライト系ステンレス鋼は、直径が0.50μm以上である粗大なLaves相の含有率(粗大Laves相率)が0.1%以下である。
但し、「粗大Laves相率」とは、前記フェライト系ステンレス鋼の重量に対する、粗大なLaves相(=直径が0.50μm以上であるLaves相)の重量の割合をいう。
(3)前記フェライト系ステンレス鋼は、平均結晶粒径が30μm以上200μm以下である。
(4)前記フェライト系ステンレス鋼は、直径が0.20μm以下である微細な前記Laves相の含有率(微細Laves相率)が0.05%以上である。
但し、「微細Laves相率」とは、前記フェライト系ステンレス鋼の重量に対する、微細なLaves相(=直径が0.20μm以下のLaves相)の重量の割合をいう。 - 以下の構成をさらに備えた請求項10に記載の耐熱部材。
(5)前記フェライト系ステンレス鋼は、歪みの導入量が0.01以上である。 - 以下の構成をさらに備えた請求項10又は11に記載の耐熱部材。
(6)前記耐熱部材は、500℃〜700℃の温度域で使用される。
(7)前記フェライト系ステンレス鋼は、
(a)0.1≦Cu≦2.0mass%、及び/又は、0.1≦Ni≦2.0mass%、
(b)0.001≦Al≦0.50mass%、
(c)0.01≦Ti≦0.50mass%、及び/又は、0.01≦Ta≦0.50mass%、並びに、
(d)0.0001≦B≦0.0080mass%、0.0005≦Mg≦0.0100mass%、及び0.0005≦Ca≦0.0100mass%からなる群から選ばれるいずれか1以上の元素
をさらに含む。
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