JPH01287253A - 耐酸化性および製造性に優れたa1含有フェライト系ステンレス鋼 - Google Patents
耐酸化性および製造性に優れたa1含有フェライト系ステンレス鋼Info
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- JPH01287253A JPH01287253A JP11683988A JP11683988A JPH01287253A JP H01287253 A JPH01287253 A JP H01287253A JP 11683988 A JP11683988 A JP 11683988A JP 11683988 A JP11683988 A JP 11683988A JP H01287253 A JPH01287253 A JP H01287253A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は自動車排ガス装置、暖房機部品、その他耐熱用
途に使用されるAl含有フェライト系ステンレス鋼に関
する。
途に使用されるAl含有フェライト系ステンレス鋼に関
する。
Al含有フェライト系ステンレス鋼は優れた耐高温酸化
性があり、スト−ブのチムニ−材などの暖房機部品、電
熱線など各種耐熱用途に巾広く使用されている。ストー
ブのチムニ−では燃焼効率の向上の結果、使用温度が上
昇する傾向にある。
性があり、スト−ブのチムニ−材などの暖房機部品、電
熱線など各種耐熱用途に巾広く使用されている。ストー
ブのチムニ−では燃焼効率の向上の結果、使用温度が上
昇する傾向にある。
また、最近ではこの材料を自動車排ガス浄化装置の触媒
コンバーター用基材に使用する動きがある。従来、触媒
コンバーターではセラミック担持体であったが、これを
金属担持体にかえる動きがあり、耐高温酸化性の観点か
らA1含有フェライト系ステンレス鋼が望ましいと考え
られている。この用途では局部的に著しい温度上昇があ
り、金属担持体は厳しい酸化条件下におかれる。また、
金属担持体は板厚数十μI11のものが用いられるため
さらに酸化条件が厳しくなる。本系鋼の耐高lIl!酸
化性は基本的には表面に形成されるAl、OJ皮膜によ
ってもたらされるものであるが、−ヒ述のように厳しい
酸化条件下ではA1含有量が低いと知時間で異常酸化を
起こすためAl含有量を高くする必要が生した。
コンバーター用基材に使用する動きがある。従来、触媒
コンバーターではセラミック担持体であったが、これを
金属担持体にかえる動きがあり、耐高温酸化性の観点か
らA1含有フェライト系ステンレス鋼が望ましいと考え
られている。この用途では局部的に著しい温度上昇があ
り、金属担持体は厳しい酸化条件下におかれる。また、
金属担持体は板厚数十μI11のものが用いられるため
さらに酸化条件が厳しくなる。本系鋼の耐高lIl!酸
化性は基本的には表面に形成されるAl、OJ皮膜によ
ってもたらされるものであるが、−ヒ述のように厳しい
酸化条件下ではA1含有量が低いと知時間で異常酸化を
起こすためAl含有量を高くする必要が生した。
しかし、Fe−Cr−ALIIIは従来より、475℃
脆性が生じやすく、スラブの割れ、あるいは熱延板の靭
性が劣るなど製造上の問題を抱えており、A[を増量す
ることでさらに問題が大きくなってきた。
脆性が生じやすく、スラブの割れ、あるいは熱延板の靭
性が劣るなど製造上の問題を抱えており、A[を増量す
ることでさらに問題が大きくなってきた。
本発明は以上の実情を鑑み、極薄材料でも十分な耐酸化
性を有し、異常酸化を発生せず、かつ製造性に優れたフ
ェライi〜系ステンレス鋼を提供することを目的とする
。
性を有し、異常酸化を発生せず、かつ製造性に優れたフ
ェライi〜系ステンレス鋼を提供することを目的とする
。
本発明は、自動車排ガス装置、暖房機部品、その他耐熱
用途に使用されるFe−Cr−Alフェライト系ステン
レス鋼において、5%程度のA1含有量で。
用途に使用されるFe−Cr−Alフェライト系ステン
レス鋼において、5%程度のA1含有量で。
○およびSを極低にし、微量のREMを添加し、とくに
、CおよびNをそれぞれ0.01%以下かつC+Nが0
.015%以下、Siを0.3%以下にすること、およ
び/またはさらにNbまたはVのうち1種または2種を
0.05%以下添加することにより、優れた耐酸化性を
有し、異常酸化を発生せず、靭性改善が可能で、製造性
に優れたフェライ1−系ステンレス鋼を提供できること
を知見した。
、CおよびNをそれぞれ0.01%以下かつC+Nが0
.015%以下、Siを0.3%以下にすること、およ
び/またはさらにNbまたはVのうち1種または2種を
0.05%以下添加することにより、優れた耐酸化性を
有し、異常酸化を発生せず、靭性改善が可能で、製造性
に優れたフェライ1−系ステンレス鋼を提供できること
を知見した。
上記目的は、
CおよびN:それぞれ0.01%以下かつC+Nが0.
015%以下、 Si : 0.5%以下、 Mn : 0.5%以下、 Cr:15〜26%、 S : 0.0020%以下、 A1:4〜6%、 0 : 0.0030%以下、 P : 0.03%以下、 REM : 0.01%以」10.1%以下、残部はF
eと不可避的不純物からなるフェライ1〜系ステンレス
鋼、 または上記成分組成に、さらにNbまたはVのうち1種
または2種を0.05%以下を含有するフェライ1〜系
ステンレス鋼によって達成される。
015%以下、 Si : 0.5%以下、 Mn : 0.5%以下、 Cr:15〜26%、 S : 0.0020%以下、 A1:4〜6%、 0 : 0.0030%以下、 P : 0.03%以下、 REM : 0.01%以」10.1%以下、残部はF
eと不可避的不純物からなるフェライ1〜系ステンレス
鋼、 または上記成分組成に、さらにNbまたはVのうち1種
または2種を0.05%以下を含有するフェライ1〜系
ステンレス鋼によって達成される。
次に本発明鋼において鋼組成の限定理由を以下に説明す
る。
る。
CおよびN:耐酸化性に対する影響としてCまたはN量
が増すと異常酸化が発生しやすくなる。
が増すと異常酸化が発生しやすくなる。
また、Fe−Cr−Al合金においてC十N九が多くな
ると熱延板の靭性が劣化し、製造性に悪影響を及ぼすの
でそれぞれ0.01%以下かつC+ Nを0.015%
以下とする。
ると熱延板の靭性が劣化し、製造性に悪影響を及ぼすの
でそれぞれ0.01%以下かつC+ Nを0.015%
以下とする。
Si:耐高温酸化性を改善するためには有効な元素であ
るが、Siは本系鋼を著しく硬質にし、靭性を劣化させ
るので、少ない方が望ましく、したがって0.5%以下
とする。
るが、Siは本系鋼を著しく硬質にし、靭性を劣化させ
るので、少ない方が望ましく、したがって0.5%以下
とする。
Mn : Mnは熱間加工性を改善する効果があるが、
MnSを形成し異常酸化の起点となるので低い方が望ま
しく、0.5%以下とする。
MnSを形成し異常酸化の起点となるので低い方が望ま
しく、0.5%以下とする。
Cr:耐酸化性を維持するために必要な基本元素である
が、15%未満ではその特性が得られず、また、26%
を超えて添加すると靭性を劣化させるので、」二限を2
6%とする。
が、15%未満ではその特性が得られず、また、26%
を超えて添加すると靭性を劣化させるので、」二限を2
6%とする。
S:Sは一般的にMnSを形成し異常酸化の起点になる
など耐酸化性に悪影響を及ぼす。また、本系鋼の場合、
1(口と結合し、介在物となってヘゲの原因となる。ま
た、耐酸化性に寄与する有効REM量を減少させてしま
う。したがってSを低減させることにより、有効REM
量が増加するため、高価なREMの添加量を減らすこと
ができる。よって低い方が望ましく 0.0020%以
下とする。
など耐酸化性に悪影響を及ぼす。また、本系鋼の場合、
1(口と結合し、介在物となってヘゲの原因となる。ま
た、耐酸化性に寄与する有効REM量を減少させてしま
う。したがってSを低減させることにより、有効REM
量が増加するため、高価なREMの添加量を減らすこと
ができる。よって低い方が望ましく 0.0020%以
下とする。
O:○もSと同様REMと結合し介在物となってヘゲの
原因になる。また、耐酸化性に寄与する有効REM量を
減少させてしまう。よってOを低減することにより有効
RE M lが増加するため、添加するREM量を低減
させることかてぎる。よって最高0.0030%までと
する。
原因になる。また、耐酸化性に寄与する有効REM量を
減少させてしまう。よってOを低減することにより有効
RE M lが増加するため、添加するREM量を低減
させることかてぎる。よって最高0.0030%までと
する。
Al : Cr・とならび本発明鋼の耐高温酸化性を維
持するためには不可欠な元素である。本発明の用途に対
して極薄材料では最近4%のA1を含有する必要がある
。一方6%を超えると通常の製造工程ではR1造が困廻
であるため最高6%までどする6REM : Fe−C
r−A1合金の耐酸化性を向」ニさせるために重要な元
素である。本系鋼で形成されろ酸化皮膜の保護性を名”
しく改善し、411す4A料に発イトしやすい異常酸化
を抑制し、また、酸化皮膜とマi・リックスの密着性を
良好にする。0.01%未満ではその効果が不十分てあ
り、逆に0.1% を超えると、熱間加工性、熱延板の
靭性を劣化させるとともにヘゲの原因となり、製品の欠
陥発生を多くする。また高価なため多量に添加すること
は経済的に問題である。よって最高0.1%とする。
持するためには不可欠な元素である。本発明の用途に対
して極薄材料では最近4%のA1を含有する必要がある
。一方6%を超えると通常の製造工程ではR1造が困廻
であるため最高6%までどする6REM : Fe−C
r−A1合金の耐酸化性を向」ニさせるために重要な元
素である。本系鋼で形成されろ酸化皮膜の保護性を名”
しく改善し、411す4A料に発イトしやすい異常酸化
を抑制し、また、酸化皮膜とマi・リックスの密着性を
良好にする。0.01%未満ではその効果が不十分てあ
り、逆に0.1% を超えると、熱間加工性、熱延板の
靭性を劣化させるとともにヘゲの原因となり、製品の欠
陥発生を多くする。また高価なため多量に添加すること
は経済的に問題である。よって最高0.1%とする。
P:耐酸化性に悪影響を及ぼすため低い力か望ましく、
また、熱延板の靭性に悪影響を及ぼすため0.03%以
下とする。
また、熱延板の靭性に悪影響を及ぼすため0.03%以
下とする。
Nbまたは■:木系鋼においてNbまたはVを適量添加
すると鋼中のC,Nと結合して熱延板の靭性を著しく改
善する効果がある。また、本系鋼は厳しい高温条件下で
用いられるため、高温強度に優れていることが必要であ
り、Nb、またはVを添加することは非常に有効である
。0.05%未満では以上のような効果はなく、また、
逆に0.5% を超えると鋼を硬質にするので範囲を0
.05%以」10.5%以下とする。
すると鋼中のC,Nと結合して熱延板の靭性を著しく改
善する効果がある。また、本系鋼は厳しい高温条件下で
用いられるため、高温強度に優れていることが必要であ
り、Nb、またはVを添加することは非常に有効である
。0.05%未満では以上のような効果はなく、また、
逆に0.5% を超えると鋼を硬質にするので範囲を0
.05%以」10.5%以下とする。
以下に本発明を具体的に説明する。
Fe−Cr−A1合金の耐酸化性は主に表面に形成され
るA1□03皮膜によって保持されるため、本合金の耐
酸化性はA1含有量に大きく依存している。通常2mm
厚程度の板厚の場合、例えばFe−18cr−3Al合
金は1200℃まで十分な耐酸化性を有するが、板厚が
減少するとともに急激に耐高温酸化性が劣化し、例えば
50μm厚では1050°Cで連続100時間で異常酸
化を生しる。第1図はC50、01,5%、Siユ0.
4%、Mn上0.4%、P :0.02%、S≦0.0
02%、N≦0.015%、Cr : 13−23%、
Al:2−6% を含有するFe−Cr−A1合金の5
0μm厚材の1150°Cでの酸化試験結果をCr量と
Al量で整理したものである。図中の黒丸は異常酸化を
発生したことを示し、白丸は健全であることを示してい
る。異常酸化を起こす境界は主にA1量、ついでCr量
に依存していることがわかる。この知見にもとづき4.
5%以」−〜C;%以下のAlを含有するフエライ1〜
系ステンレス鋼について1150°Cてさらに長時間の
大気酸化試験を50μmn厚材で行った結果を第2図に
示す。この図に示されるようにいずれの鋼種も およそ
200時間で異常酸化を発生しておりAI含有量を多く
しても異常酸化を発生する時期を遅くするだけて完全に
異常酸化を抑制するには至らなかった。これらの鋼につ
いて断面組織を観察すると、通常Fe−Cr−A1合金
に形成される健全な酸化皮膜が維持されず板厚方向に著
しく酸化が進行していた。
るA1□03皮膜によって保持されるため、本合金の耐
酸化性はA1含有量に大きく依存している。通常2mm
厚程度の板厚の場合、例えばFe−18cr−3Al合
金は1200℃まで十分な耐酸化性を有するが、板厚が
減少するとともに急激に耐高温酸化性が劣化し、例えば
50μm厚では1050°Cで連続100時間で異常酸
化を生しる。第1図はC50、01,5%、Siユ0.
4%、Mn上0.4%、P :0.02%、S≦0.0
02%、N≦0.015%、Cr : 13−23%、
Al:2−6% を含有するFe−Cr−A1合金の5
0μm厚材の1150°Cでの酸化試験結果をCr量と
Al量で整理したものである。図中の黒丸は異常酸化を
発生したことを示し、白丸は健全であることを示してい
る。異常酸化を起こす境界は主にA1量、ついでCr量
に依存していることがわかる。この知見にもとづき4.
5%以」−〜C;%以下のAlを含有するフエライ1〜
系ステンレス鋼について1150°Cてさらに長時間の
大気酸化試験を50μmn厚材で行った結果を第2図に
示す。この図に示されるようにいずれの鋼種も およそ
200時間で異常酸化を発生しておりAI含有量を多く
しても異常酸化を発生する時期を遅くするだけて完全に
異常酸化を抑制するには至らなかった。これらの鋼につ
いて断面組織を観察すると、通常Fe−Cr−A1合金
に形成される健全な酸化皮膜が維持されず板厚方向に著
しく酸化が進行していた。
以上のように極薄材料では酸化条件が厳しくなり、異常
酸化を起こしやすくなるため、CrおよびAl添加量を
増加させる必要がある。しかし、F(4−Cr−A1合
金は従来より475℃脆性が生じやすく、スラブの割れ
あるいは熱延板の靭性が劣るなど製造上の問題を抱えて
おり、CrおよびAlを増量することはさらにその問題
を大きくすることになり、耐酸化性を向上させるために
Alを増量すると通11!′の製造工程では製造不可能
となる。実験室的にFe−Cr−A1合金を30kg真
空溶解し、1200℃で2時間加熱後鍛造した結果、1
8〜20%CrをベースとするとA1添加量は6%が限
界であり、それ以上添加すると鍛造により割れが発生し
、以後の工程を進めることは不可能であった。このよう
にFe−Cr−A1合金はAI添加量が多くなると製造
が困難であり、耐酸化性向上を目的として添加量をむや
みに多くすることはできない。よってA1含有量が4〜
6%の範囲内で厳しい酸化条件に耐えられる鋼を開発す
る必要があった。
酸化を起こしやすくなるため、CrおよびAl添加量を
増加させる必要がある。しかし、F(4−Cr−A1合
金は従来より475℃脆性が生じやすく、スラブの割れ
あるいは熱延板の靭性が劣るなど製造上の問題を抱えて
おり、CrおよびAlを増量することはさらにその問題
を大きくすることになり、耐酸化性を向上させるために
Alを増量すると通11!′の製造工程では製造不可能
となる。実験室的にFe−Cr−A1合金を30kg真
空溶解し、1200℃で2時間加熱後鍛造した結果、1
8〜20%CrをベースとするとA1添加量は6%が限
界であり、それ以上添加すると鍛造により割れが発生し
、以後の工程を進めることは不可能であった。このよう
にFe−Cr−A1合金はAI添加量が多くなると製造
が困難であり、耐酸化性向上を目的として添加量をむや
みに多くすることはできない。よってA1含有量が4〜
6%の範囲内で厳しい酸化条件に耐えられる鋼を開発す
る必要があった。
従来、Fe−Cr−Al系のステンレス鋼に酸化特性を
向」ニさせるためにY、La、CeなどのREM を添
加した材料が知ら゛れでいる。特公昭38−1431号
にはFe−Cr−Al−Y (Y : 0.1〜3%)
系合金が示されており、また、触媒コンバーター用基材
として特開昭56−96726号にFe−Cr−^1−
Y、(Y : 0.1−1.0%)合金が示されている
。しかし、YなとのREMは希少金属であり、非常に高
価であるため、本発明鋼のような汎用性の高いものに多
量に添加することは経済的に問題である。一方、添加量
を少なくすると、その効果がなくなり、異1fr酸化を
発生したり、異常酸化を発生する前の段階で試験片を冷
却中に酸化スケールが表面からはく離する現象が起きた
。
向」ニさせるためにY、La、CeなどのREM を添
加した材料が知ら゛れでいる。特公昭38−1431号
にはFe−Cr−Al−Y (Y : 0.1〜3%)
系合金が示されており、また、触媒コンバーター用基材
として特開昭56−96726号にFe−Cr−^1−
Y、(Y : 0.1−1.0%)合金が示されている
。しかし、YなとのREMは希少金属であり、非常に高
価であるため、本発明鋼のような汎用性の高いものに多
量に添加することは経済的に問題である。一方、添加量
を少なくすると、その効果がなくなり、異1fr酸化を
発生したり、異常酸化を発生する前の段階で試験片を冷
却中に酸化スケールが表面からはく離する現象が起きた
。
また、REMを多量に添加した材料では熱間加工性が悪
く、熱延板に耳切れが発生した。さらLこ熱延板には多
量のヘゲおよび介在物が発生し後工程の冷間圧延中に破
断したり、板に穴があくなどの弊害の原因になり製品化
が難しく 50μm Jゾに圧延できたとしても欠陥の
多い製品となってしまうことがわかった。
く、熱延板に耳切れが発生した。さらLこ熱延板には多
量のヘゲおよび介在物が発生し後工程の冷間圧延中に破
断したり、板に穴があくなどの弊害の原因になり製品化
が難しく 50μm Jゾに圧延できたとしても欠陥の
多い製品となってしまうことがわかった。
以上の理由で経済的な面からも製造性の面からもREM
を多量に添加することはむずかしく、できるだけREM
添加量を低減し、なおかつ耐酸化性を付与できるように
種々の検討を行った。その結果鋼中に含まれるSを0.
0020%以下かつ○を0.0030%以下にし、RE
Mを0.01%以上、0.1%以下添加すればヘゲおよ
び介在物が極微になり、また、十分な耐酸化性が付与さ
れることがわかった。
を多量に添加することはむずかしく、できるだけREM
添加量を低減し、なおかつ耐酸化性を付与できるように
種々の検討を行った。その結果鋼中に含まれるSを0.
0020%以下かつ○を0.0030%以下にし、RE
Mを0.01%以上、0.1%以下添加すればヘゲおよ
び介在物が極微になり、また、十分な耐酸化性が付与さ
れることがわかった。
第1表に示す供試イ1を30に、真空溶解し、ツ;(′
θ電により鍛造、切削、熱延を行ったあと、焼鈍および
冷間圧延を繰り返して50μm厚の板材を製造した。
θ電により鍛造、切削、熱延を行ったあと、焼鈍および
冷間圧延を繰り返して50μm厚の板材を製造した。
供試材1〜3および7は耳切れ、ヘゲ、および介在物も
ほとんどなく良好な50μ+n厚材を得られた。
ほとんどなく良好な50μ+n厚材を得られた。
供試材4.6および8は熱延板に耳切れはほとんどなか
ったものの、ヘゲおよび介在物が多数観察された。冷間
圧延を行うとこれらが原因となって欠陥が多数発生した
ものの一応50μm厚に圧延することができた。供試材
5は鍛造および熱間圧延はできたものの熱延板には耳切
れが多数発生した。したがって、両耳をスリン1〜して
から後工程を推進した。しかし、ヘゲおよび介在物が多
いため冷間圧延中に破断および穴が多数発生し50μI
ll厚まで圧延することができなかった。50μm厚材
まで製造することができた供試材1〜4および6〜8に
ついて大気中1150℃で連続200時間の酸化試験を
行った。その結果を第1表にあわせて記す。供試材1〜
4.6.8は異常酸化を発生しておらず、うすい灰色の
健全な酸化皮膜が形成されていた。これに対して供試材
7は局部的に異常酸化が発生しており、また冷却過程で
スケールのはく離が起きた。
ったものの、ヘゲおよび介在物が多数観察された。冷間
圧延を行うとこれらが原因となって欠陥が多数発生した
ものの一応50μm厚に圧延することができた。供試材
5は鍛造および熱間圧延はできたものの熱延板には耳切
れが多数発生した。したがって、両耳をスリン1〜して
から後工程を推進した。しかし、ヘゲおよび介在物が多
いため冷間圧延中に破断および穴が多数発生し50μI
ll厚まで圧延することができなかった。50μm厚材
まで製造することができた供試材1〜4および6〜8に
ついて大気中1150℃で連続200時間の酸化試験を
行った。その結果を第1表にあわせて記す。供試材1〜
4.6.8は異常酸化を発生しておらず、うすい灰色の
健全な酸化皮膜が形成されていた。これに対して供試材
7は局部的に異常酸化が発生しており、また冷却過程で
スケールのはく離が起きた。
以−にの述べたように、Fe−Cr−A I系合金につ
いて極薄材料の耐酸化性を向上させるために、A1およ
びRFミ阿を必要以上に多量に添加しなくとも5%イ・
7゜度のAI五でSを0.0020%以下かつOを0.
0030%以下にし、さらに微量のREM を添加すれ
ば十分な耐酸化性を付与でき、なおかつRHM添加によ
る耳切れ、ヘゲ、および介在物の発生も非常に少なくす
ることができることがわかった。なお、Sを低減させる
ためにはCaを添加すること、また、脱硫フラックスを
用いることなどが有効である。
いて極薄材料の耐酸化性を向上させるために、A1およ
びRFミ阿を必要以上に多量に添加しなくとも5%イ・
7゜度のAI五でSを0.0020%以下かつOを0.
0030%以下にし、さらに微量のREM を添加すれ
ば十分な耐酸化性を付与でき、なおかつRHM添加によ
る耳切れ、ヘゲ、および介在物の発生も非常に少なくす
ることができることがわかった。なお、Sを低減させる
ためにはCaを添加すること、また、脱硫フラックスを
用いることなどが有効である。
以−にの耐酸化性、およびヘゲなとの欠陥に関する知見
にもとづき、高Cr−高A1鋼の製造性を検討した。第
3図は20Cr−5AIをヘースとして計測を0.07
%添加したものおよび添加していないものについてシャ
ルピー衝撃試験を行った結果である。
にもとづき、高Cr−高A1鋼の製造性を検討した。第
3図は20Cr−5AIをヘースとして計測を0.07
%添加したものおよび添加していないものについてシャ
ルピー衝撃試験を行った結果である。
試験は2.9mm厚の熱延ままの材料を用い、20℃、
50″C175°C1100°(:で行った。OEM添
加材けすへての温度において無添加材よりも衝撃値か低
く、無添加材が50°C以1−になると著しく衝撃値が
改沖されるのに対して添加材は温度が高くな1)でも無
毛加利と比較して衝撃値はかなり低い。従来より、F6
− Cr −A ]系合金は熱延板の靭性か悪く脆い材
料であるが、REMを添加することによってさらに靭性
が低下するものと考えられる。
50″C175°C1100°(:で行った。OEM添
加材けすへての温度において無添加材よりも衝撃値か低
く、無添加材が50°C以1−になると著しく衝撃値が
改沖されるのに対して添加材は温度が高くな1)でも無
毛加利と比較して衝撃値はかなり低い。従来より、F6
− Cr −A ]系合金は熱延板の靭性か悪く脆い材
料であるが、REMを添加することによってさらに靭性
が低下するものと考えられる。
第2表に示す鋼を200 kF、真空溶解した後、鍛造
により50 m m厚X 200mm Ill X l
−、に仕上げ、温間切削を行った。熱間圧延は1200
°C抽出て行い仕」二板厚は2.9uun厚とし、熱間
圧延終了後は475°C脆性を防止するため急水冷を行
った。熱間圧延鋼帯の巻き替え作業をコイルヒルトアン
プラインで実施したが、供試料2〜供試材5は順調に行
程を進めることができたものの、供試材1はレベラーロ
ーラー中で脆性的に破断した。熱延板の靭性を調へるた
めに熱延ままの材料を用いて20°Cてシャルピー衝撃
試験を行った結果をあわせて第2表に示す。供試材1は
靭性が非常に悪く、CおよびNを低減した供試材2はわ
ずかに靭性か良くなっているものの、また十分とはいえ
ない。しかし、CおよびNをそれぞれ0.01%以下か
つC+Nを0.015%以下にし、さらにSiを0.5
%以下にした供試材3は著しく靭性が改善される。これ
に加えて、NbまたはVを添加した供試材4および5は
さらに靭性が良くなっている。また、本系鋼は触媒コン
バーター基材などのように厳しい高温条件下で用いられ
るため高温強度が重要となり、これに対してもNbまた
は■の添加は有効である。
により50 m m厚X 200mm Ill X l
−、に仕上げ、温間切削を行った。熱間圧延は1200
°C抽出て行い仕」二板厚は2.9uun厚とし、熱間
圧延終了後は475°C脆性を防止するため急水冷を行
った。熱間圧延鋼帯の巻き替え作業をコイルヒルトアン
プラインで実施したが、供試料2〜供試材5は順調に行
程を進めることができたものの、供試材1はレベラーロ
ーラー中で脆性的に破断した。熱延板の靭性を調へるた
めに熱延ままの材料を用いて20°Cてシャルピー衝撃
試験を行った結果をあわせて第2表に示す。供試材1は
靭性が非常に悪く、CおよびNを低減した供試材2はわ
ずかに靭性か良くなっているものの、また十分とはいえ
ない。しかし、CおよびNをそれぞれ0.01%以下か
つC+Nを0.015%以下にし、さらにSiを0.5
%以下にした供試材3は著しく靭性が改善される。これ
に加えて、NbまたはVを添加した供試材4および5は
さらに靭性が良くなっている。また、本系鋼は触媒コン
バーター基材などのように厳しい高温条件下で用いられ
るため高温強度が重要となり、これに対してもNbまた
は■の添加は有効である。
以下、述べたようにFe−Cr−A1合金について種々
の検討を行った結果5%程度のA]含有量で0およびS
を極低にし、微量のltEMを添加すれば、ヘゲおよび
介在物のない良好な極薄材が得られ、なおかつ十分な耐
酸化性が得られる。また、CおよびNをそれぞれ0.0
1%以下かっC+Nを0.015%以下、また、Siを
0.5%以下、さらにはNbまたはVを添加することに
よって靭性に優れた熱延板が得られ破断することなく製
造できることが判明した。
の検討を行った結果5%程度のA]含有量で0およびS
を極低にし、微量のltEMを添加すれば、ヘゲおよび
介在物のない良好な極薄材が得られ、なおかつ十分な耐
酸化性が得られる。また、CおよびNをそれぞれ0.0
1%以下かっC+Nを0.015%以下、また、Siを
0.5%以下、さらにはNbまたはVを添加することに
よって靭性に優れた熱延板が得られ破断することなく製
造できることが判明した。
第3表に本発明の実施例の合金の化学組成を示す。それ
ぞれ電気炉で1トン78製造塊し、分塊圧延にて30m
m厚のスラブにした。この段階で比較鋼No、 9およ
びNo、15は割れたため以後の工程は不可となった。
ぞれ電気炉で1トン78製造塊し、分塊圧延にて30m
m厚のスラブにした。この段階で比較鋼No、 9およ
びNo、15は割れたため以後の工程は不可となった。
他の鋼はその後1200℃抽出て3mm厚まで熱間圧延
を行い、水冷した。その後焼鈍、脱スケールおよび冷間
圧延を繰り返し、板厚50μIl+厚幅200mmのコ
イルを作製した。このコイルより試験片を作製し、11
50℃で連続酸化試験および大気中1150℃×30分
加熱−10分空冷の繰り返し加熱試験を100サイクル
実施した。また、熱延ままの月料にてシャルピーm撃試
験を20°Cで行った。第4図に連続酸化試験の一例を
示す。比較鋼のNo、 ] 2およびNα13は試験開
始後200時間以内に異常酸化を発生し、最終的には試
験片全面が完全に酸化されてしまい全く原形がなくなっ
てしまった。しかし、本発明鋼のNα2はYを0.16
添加し、非常に高価である比較鋼No、14に劣らない
耐酸化性を示し、連続400時間以上加熱しても異常酸
化を発生しなかった。また、本発明鋼Na 7と、比較
鋼No、I3の1150℃X 100t+の時点でのス
ケール断面組織を観察した。
を行い、水冷した。その後焼鈍、脱スケールおよび冷間
圧延を繰り返し、板厚50μIl+厚幅200mmのコ
イルを作製した。このコイルより試験片を作製し、11
50℃で連続酸化試験および大気中1150℃×30分
加熱−10分空冷の繰り返し加熱試験を100サイクル
実施した。また、熱延ままの月料にてシャルピーm撃試
験を20°Cで行った。第4図に連続酸化試験の一例を
示す。比較鋼のNo、 ] 2およびNα13は試験開
始後200時間以内に異常酸化を発生し、最終的には試
験片全面が完全に酸化されてしまい全く原形がなくなっ
てしまった。しかし、本発明鋼のNα2はYを0.16
添加し、非常に高価である比較鋼No、14に劣らない
耐酸化性を示し、連続400時間以上加熱しても異常酸
化を発生しなかった。また、本発明鋼Na 7と、比較
鋼No、I3の1150℃X 100t+の時点でのス
ケール断面組織を観察した。
そのIl察結果を第5図および第6図に示す。比較fs
No、 13では局部的に母材部に酸化が著しく進行し
ているが1本発明11 No、 7は薄い均一な厚みの
酸化皮膜か形成されており、局部的な異マ;(は観βさ
れなかった。比較鋼No、 13はこの後200時間ま
でに試験片全体が原形がなくなるほど完全に酸化してし
まったが、本発明SRNo、 7は200時間まででは
異1:を酸化を発生しなかった。
No、 13では局部的に母材部に酸化が著しく進行し
ているが1本発明11 No、 7は薄い均一な厚みの
酸化皮膜か形成されており、局部的な異マ;(は観βさ
れなかった。比較鋼No、 13はこの後200時間ま
でに試験片全体が原形がなくなるほど完全に酸化してし
まったが、本発明SRNo、 7は200時間まででは
異1:を酸化を発生しなかった。
以上、製造および酸化試験の結果を第4表にまとめて示
す。この表に示されたように○およびSを極低にし、微
量のREMを添加すれば、ヘゲ、介在物のない良好な極
薄材が得られ、なおかつ十分な耐酸化性が得られる。ま
た、CおよびNをそれぞれ0.01%以下でかつC+N
を0.’OI5%以下、Siを0.5%以下、さらには
NbまたはVを添加することによって靭性に優れた熱延
板が得られ容易に製造することができる。
す。この表に示されたように○およびSを極低にし、微
量のREMを添加すれば、ヘゲ、介在物のない良好な極
薄材が得られ、なおかつ十分な耐酸化性が得られる。ま
た、CおよびNをそれぞれ0.01%以下でかつC+N
を0.’OI5%以下、Siを0.5%以下、さらには
NbまたはVを添加することによって靭性に優れた熱延
板が得られ容易に製造することができる。
なお第4表の評価記号は以下に示す内容を表わしている
。
。
第4表
=23−
鍛 造 性 0:鍛造可であったもの
×;鍛造不可であったもの
熱間圧延 O:耳われ、およびヘゲのない熱延板ができ
たもの ×:耳ねれ、またはヘゲの発生が多 かったもの 冷間圧延 0:冷延時に破断および穴などの欠陥が発生
せず良好な極薄材がで きたもの ・ X:冷延時に破断および穴などの欠陥が発生した
もの 耐酸化性 O:50μm厚の薄板で1150℃×200
時間の大気中連続酸化試験後異常 酸化が全く発生しなかったちの ×:50μm厚の薄板で1150℃×200時間の大気
中連続酸化試験で少な くとも局部的異常酸化が発生し たもの 耐はく離性 O:50μIll厚の薄板で大気中] 1
50 ”CX30分加熱−1O分空冷の断続加 熱試験を100サイクル行った後、 酸化スケールのはく離がないも の x:50μm厚の薄板で大気中1150℃×30分加熱
−IO分空冷の断続加 熱試験を100サイクル行った後、 酸化スケールのはく離があった もの 〔発明の効果〕 本発明鋼は鍛造性が良く、熱間圧延における耳ねれ、お
よびヘゲの発生がなく、また、耐酸化性、酸化スケール
の耐はく離性に優れており、なおかつ靭性が十分に付与
され、容易に製造することができ、自動車排ガス装置、
暖房機部品、その他耐熱用途に広く使用することができ
る。
たもの ×:耳ねれ、またはヘゲの発生が多 かったもの 冷間圧延 0:冷延時に破断および穴などの欠陥が発生
せず良好な極薄材がで きたもの ・ X:冷延時に破断および穴などの欠陥が発生した
もの 耐酸化性 O:50μm厚の薄板で1150℃×200
時間の大気中連続酸化試験後異常 酸化が全く発生しなかったちの ×:50μm厚の薄板で1150℃×200時間の大気
中連続酸化試験で少な くとも局部的異常酸化が発生し たもの 耐はく離性 O:50μIll厚の薄板で大気中] 1
50 ”CX30分加熱−1O分空冷の断続加 熱試験を100サイクル行った後、 酸化スケールのはく離がないも の x:50μm厚の薄板で大気中1150℃×30分加熱
−IO分空冷の断続加 熱試験を100サイクル行った後、 酸化スケールのはく離があった もの 〔発明の効果〕 本発明鋼は鍛造性が良く、熱間圧延における耳ねれ、お
よびヘゲの発生がなく、また、耐酸化性、酸化スケール
の耐はく離性に優れており、なおかつ靭性が十分に付与
され、容易に製造することができ、自動車排ガス装置、
暖房機部品、その他耐熱用途に広く使用することができ
る。
第1図は本発明鋼と同系の鋼の50μm厚材を大気中1
150℃X 100時間の連続酸化試験した場合の異常
酸化の発生の有無をCrおよびAl量で整理した図、 第2図は前記鋼材であって六1を4.5〜6%含有する
ものを大気「1月150°Cて連続酸化試験を行った場
合の酸化増量の経時変化を示した図、第3図は20Cr
−5,OA]鋼にRE 、11を0.07%1.6加し
たものおよび添加していないものについて2 、 !]
m +厚の熱延のままの材料を用いたシャルピー衝撃
値と試験温度との関係を示す図、 第4図は本発明鋼と比較鋼の50μ、、、/Tel:材
を、大気中1150℃で連続酸化試験を行った場合の酸
化増量の経時変化を示した図、 第5図および第6図はそれぞれ本発明鋼と比較鋼を大気
中1150℃×100時間連続酸化試、@を行った場合
の試験片の断面組織の写真である。
150℃X 100時間の連続酸化試験した場合の異常
酸化の発生の有無をCrおよびAl量で整理した図、 第2図は前記鋼材であって六1を4.5〜6%含有する
ものを大気「1月150°Cて連続酸化試験を行った場
合の酸化増量の経時変化を示した図、第3図は20Cr
−5,OA]鋼にRE 、11を0.07%1.6加し
たものおよび添加していないものについて2 、 !]
m +厚の熱延のままの材料を用いたシャルピー衝撃
値と試験温度との関係を示す図、 第4図は本発明鋼と比較鋼の50μ、、、/Tel:材
を、大気中1150℃で連続酸化試験を行った場合の酸
化増量の経時変化を示した図、 第5図および第6図はそれぞれ本発明鋼と比較鋼を大気
中1150℃×100時間連続酸化試、@を行った場合
の試験片の断面組織の写真である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、CおよびN:それぞれ0.01%以下かつC+Nが
0.015%以下、 Si:0.5%以下、 Mn:0.5%以下、 Cr:15〜26%、 S:0.0020%以下、 Al:4〜6%、 O:0.0030%以下、 P:0.03%以下、 REM:0.01%以上0.1%以下、 残部はFeと不可避的不純物からなるフェライト系ステ
ンレス鋼。 2、CおよびN:それぞれ0.01%以下かつC+Nが
0.015%以下、 Si:0.5%以下、 Mn:0.5%以下、 Cr:15〜26%、 S:0.0020%以下、 Al:4〜6%、 O:0.0030%以下、 P:0.030%以下、 REM:0.01%以上0.1%以下、 さらにNbまたはVのうち1種または2種を0.05%
以下、 残部はFeと不可避的不純物からなるフェライト系ステ
ンレス鋼。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP11683988A JPH01287253A (ja) | 1988-05-16 | 1988-05-16 | 耐酸化性および製造性に優れたa1含有フェライト系ステンレス鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP11683988A JPH01287253A (ja) | 1988-05-16 | 1988-05-16 | 耐酸化性および製造性に優れたa1含有フェライト系ステンレス鋼 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH01287253A true JPH01287253A (ja) | 1989-11-17 |
Family
ID=14696903
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP11683988A Pending JPH01287253A (ja) | 1988-05-16 | 1988-05-16 | 耐酸化性および製造性に優れたa1含有フェライト系ステンレス鋼 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH01287253A (ja) |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH03170642A (ja) * | 1989-11-28 | 1991-07-24 | Nippon Steel Corp | 燃焼排ガス中での耐酸性に優れた耐熱フェライト系ステンレス鋼箔 |
WO1993018196A1 (en) * | 1992-03-09 | 1993-09-16 | Nippon Steel Corporation | Fe-Cr-Al ALLOY STEEL SHEET AND PRODUCTION THEREOF |
WO1993022471A1 (en) * | 1992-04-30 | 1993-11-11 | Kawasaki Steel Corporation | Fe-Cr ALLOY EXCELLENT IN WORKABILITY |
US6207103B1 (en) * | 1997-08-01 | 2001-03-27 | Kawasaki Steel Corporation | Fe-Cr-Si steel sheets having excellent corrosion resistance and method for manufacturing the same |
Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS55115951A (en) * | 1979-02-28 | 1980-09-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Oxidation resistance improving method for ferritic chromium-containing steel |
JPS5741352A (en) * | 1980-08-23 | 1982-03-08 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Ferrite steel with superior oxidation resistance at high temperature |
-
1988
- 1988-05-16 JP JP11683988A patent/JPH01287253A/ja active Pending
Patent Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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JPS55115951A (en) * | 1979-02-28 | 1980-09-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Oxidation resistance improving method for ferritic chromium-containing steel |
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US6207103B1 (en) * | 1997-08-01 | 2001-03-27 | Kawasaki Steel Corporation | Fe-Cr-Si steel sheets having excellent corrosion resistance and method for manufacturing the same |
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