JPH0578791A - 高温用高靱性フエライト系ステンレス鋼 - Google Patents
高温用高靱性フエライト系ステンレス鋼Info
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- JPH0578791A JPH0578791A JP24322691A JP24322691A JPH0578791A JP H0578791 A JPH0578791 A JP H0578791A JP 24322691 A JP24322691 A JP 24322691A JP 24322691 A JP24322691 A JP 24322691A JP H0578791 A JPH0578791 A JP H0578791A
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- stainless steel
- ferritic stainless
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 加熱、冷却が繰返されても、優れた耐熱疲労
特性および耐酸化性を示すと共に、溶接部靱性および常
温加工性にも優れた、高温用高靱性フェライト系ステン
レス鋼の開発。 【構成】 Ｃ：０．０２ｗｔ％以下、Ｎ：０．０３ｗｔ
％以下、Ｍｎ：１．５ｗｔ％以下、Ｃｒ：５ｗｔ％以上
１６ｗｔ％以下、Ｎｉ：１．０ｗｔ％以下、Ｎｂ：０．
４ｗｔ％以上１．５ｗｔ％以下、Ｃｏ：０．０４ｗｔ％
以上０．５ｗｔ％以下、Ａｌ：０．１ｗｔ％以上５．０
ｗｔ％以下、Ｓｉ：２．０ｗｔ％以下、かつ、Ａｌ＋Ｓ
ｉ：１．０ｗｔ％以上５．０ｗｔ％以下を含み、残部は
Ｆｅおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする高
温用高靱性フェライト系ステンレス鋼。
特性および耐酸化性を示すと共に、溶接部靱性および常
温加工性にも優れた、高温用高靱性フェライト系ステン
レス鋼の開発。 【構成】 Ｃ：０．０２ｗｔ％以下、Ｎ：０．０３ｗｔ
％以下、Ｍｎ：１．５ｗｔ％以下、Ｃｒ：５ｗｔ％以上
１６ｗｔ％以下、Ｎｉ：１．０ｗｔ％以下、Ｎｂ：０．
４ｗｔ％以上１．５ｗｔ％以下、Ｃｏ：０．０４ｗｔ％
以上０．５ｗｔ％以下、Ａｌ：０．１ｗｔ％以上５．０
ｗｔ％以下、Ｓｉ：２．０ｗｔ％以下、かつ、Ａｌ＋Ｓ
ｉ：１．０ｗｔ％以上５．０ｗｔ％以下を含み、残部は
Ｆｅおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする高
温用高靱性フェライト系ステンレス鋼。
Description
【０００１】本発明は、耐熱疲労特性、溶接部の靱性お
よび耐酸化性に優れた高温用高靱性フェライト系ステン
レス鋼に関する。本発明のフェライト系ステンレス鋼
は、自動車のエキゾースト マニホールドに好適であ
る。
よび耐酸化性に優れた高温用高靱性フェライト系ステン
レス鋼に関する。本発明のフェライト系ステンレス鋼
は、自動車のエキゾースト マニホールドに好適であ
る。
【０００２】
【従来の技術】従来より、自動車のエキゾースト マニ
ホールドのように、その環境温度が高温／室温間で繰返
し変化する部品用の材料には、耐酸化性、耐熱疲労特性
のよいことが要求されている。そして、一般には、鋳物
が用いられていた。
ホールドのように、その環境温度が高温／室温間で繰返
し変化する部品用の材料には、耐酸化性、耐熱疲労特性
のよいことが要求されている。そして、一般には、鋳物
が用いられていた。
【０００３】エキゾースト マニホールドを、鋳物で作
製していた当時は、鋳型でエキマニ形状に鋳込むため、
素材の室温での加工性は要求されなかった。しかし、近
年になり、その軽量化、即ち燃費向上のため、フェライ
ト系ステンレス製溶接パイプへの代替が検討されるよう
になってきた。そのためには、パイプをエキマニ形状に
加工する必要があり、加工性も考慮する必要がでてき
た。
製していた当時は、鋳型でエキマニ形状に鋳込むため、
素材の室温での加工性は要求されなかった。しかし、近
年になり、その軽量化、即ち燃費向上のため、フェライ
ト系ステンレス製溶接パイプへの代替が検討されるよう
になってきた。そのためには、パイプをエキマニ形状に
加工する必要があり、加工性も考慮する必要がでてき
た。
【０００４】そのような経緯において、最初にエキゾー
スト マニホールド用の材料として検討されたものは、
１８Ｃｒ−０．４Ｎｂ−０．４Ｃｕ鋼（組成は後記表Ａ
中の従来鋼の欄参照）である。また、特に耐熱疲労特性
を向上させた材料である、特開平３−７２０５３号公報
に開示されたような、Ａｌ含有フェライト系ステンレス
鋼の使用も検討され始めた。
スト マニホールド用の材料として検討されたものは、
１８Ｃｒ−０．４Ｎｂ−０．４Ｃｕ鋼（組成は後記表Ａ
中の従来鋼の欄参照）である。また、特に耐熱疲労特性
を向上させた材料である、特開平３−７２０５３号公報
に開示されたような、Ａｌ含有フェライト系ステンレス
鋼の使用も検討され始めた。
【０００５】エキゾースト マニホールドは、鋼を材料
とする時は、鋼で素パイプを製造した後、その素パイプ
を複雑な形状に加工することによって製造する。従っ
て、特に、溶接部の靱性に注意が必要である。しかし、
前記１８Ｃｒ−０．４Ｎｂ−０．４Ｃｕ鋼を用いると、
素パイプの加工の際、溶接部の脆性割れがしばしば生じ
た。また、前記Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼は、
Ａｌの添加によって耐酸化性、耐熱疲労特性は著しく向
上したが、同時に脆性劣化も著しく、溶接部の脆性割れ
の問題が残っていた。
とする時は、鋼で素パイプを製造した後、その素パイプ
を複雑な形状に加工することによって製造する。従っ
て、特に、溶接部の靱性に注意が必要である。しかし、
前記１８Ｃｒ−０．４Ｎｂ−０．４Ｃｕ鋼を用いると、
素パイプの加工の際、溶接部の脆性割れがしばしば生じ
た。また、前記Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼は、
Ａｌの添加によって耐酸化性、耐熱疲労特性は著しく向
上したが、同時に脆性劣化も著しく、溶接部の脆性割れ
の問題が残っていた。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】上述の如く、例えば自
動車エキゾースト マニホールドのような、拘束された
状態で加熱冷却を繰返し受けるような環境で用いられる
部品用の材料であって、９００℃以上の高温域まで加熱
され、その後室温まで冷却れても、優れた耐熱疲労特性
および耐酸化性を示すとともに、溶接部の靱性と常温加
工性にも優れた材料は知られていなかった。
動車エキゾースト マニホールドのような、拘束された
状態で加熱冷却を繰返し受けるような環境で用いられる
部品用の材料であって、９００℃以上の高温域まで加熱
され、その後室温まで冷却れても、優れた耐熱疲労特性
および耐酸化性を示すとともに、溶接部の靱性と常温加
工性にも優れた材料は知られていなかった。
【０００７】本発明は、このような実情に鑑みてなされ
たものであり、加熱、冷却が繰返されても、優れた耐熱
疲労特性および耐酸化性を示すと共に、溶接部靱性およ
び常温加工性にも優れた、高温用高靱性フェライト系ス
テンレス鋼の提供を目的とする。
たものであり、加熱、冷却が繰返されても、優れた耐熱
疲労特性および耐酸化性を示すと共に、溶接部靱性およ
び常温加工性にも優れた、高温用高靱性フェライト系ス
テンレス鋼の提供を目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】フェライト系ステンレス
鋼では、ある種の元素の添加とそれによる特定の性質の
変化について、いくつかの知見がある。一例をあげる
と、下記の通りである。 （ｉ）高温強度の向上には、Ｎｂ、Ｍｏの添加が有効で
ある。 (ii）耐熱疲労特性の向上には、Ａｌの添加が有効であ
る。 (iii) 耐酸化特性向上には、Ｓｉ、Ａｌ、希土類金属の
添加が有効である。 (iv) Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｓｉ、希土類金属の添加は、
いずれも靱性を著しく悪化させる。
鋼では、ある種の元素の添加とそれによる特定の性質の
変化について、いくつかの知見がある。一例をあげる
と、下記の通りである。 （ｉ）高温強度の向上には、Ｎｂ、Ｍｏの添加が有効で
ある。 (ii）耐熱疲労特性の向上には、Ａｌの添加が有効であ
る。 (iii) 耐酸化特性向上には、Ｓｉ、Ａｌ、希土類金属の
添加が有効である。 (iv) Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｓｉ、希土類金属の添加は、
いずれも靱性を著しく悪化させる。
【０００９】そこで、本発明者等は、上記（ｉ）〜(ii
i) の効果を享受した上で、上記(iv)の欠点を免れるた
めに、幅広く添加元素の影響を検討した。その結果、Ｃ
ｏを添加することにより、上記（ｉ）〜(iii) の効果を
享受した上で、特に溶接部の靱性を向上させることがで
きることを知見し、本発明を完成するに到ったものであ
る。
i) の効果を享受した上で、上記(iv)の欠点を免れるた
めに、幅広く添加元素の影響を検討した。その結果、Ｃ
ｏを添加することにより、上記（ｉ）〜(iii) の効果を
享受した上で、特に溶接部の靱性を向上させることがで
きることを知見し、本発明を完成するに到ったものであ
る。
【００１０】すなわち本発明は、Ｃ：０．０２ｗｔ％以
下、Ｎ：０．０３ｗｔ％以下、Ｍｎ：１．５ｗｔ％以
下、Ｃｒ：５ｗｔ％以上１６ｗｔ％以下、Ｎｉ：１．０
ｗｔ％以下、Ｎｂ：０．４ｗｔ％以上１．５ｗｔ％以
下、Ｃｏ：０．０４ｗｔ％以上０．５ｗｔ％以下、Ａ
ｌ：０．１ｗｔ％以上５．０ｗｔ％以下、Ｓｉ：２．０
ｗｔ％以下、かつ、Ａｌ＋Ｓｉ：１．０ｗｔ％以上５．
０ｗｔ％以下を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物
よりなることを特徴とする高温用高靱性フェライト系ス
テンレス鋼を提供するものである。
下、Ｎ：０．０３ｗｔ％以下、Ｍｎ：１．５ｗｔ％以
下、Ｃｒ：５ｗｔ％以上１６ｗｔ％以下、Ｎｉ：１．０
ｗｔ％以下、Ｎｂ：０．４ｗｔ％以上１．５ｗｔ％以
下、Ｃｏ：０．０４ｗｔ％以上０．５ｗｔ％以下、Ａ
ｌ：０．１ｗｔ％以上５．０ｗｔ％以下、Ｓｉ：２．０
ｗｔ％以下、かつ、Ａｌ＋Ｓｉ：１．０ｗｔ％以上５．
０ｗｔ％以下を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物
よりなることを特徴とする高温用高靱性フェライト系ス
テンレス鋼を提供するものである。
【００１１】前記高温用高靱性フェライト系ステンレス
鋼として、さらに、Ｍｏを０．１ｗｔ％以上４．５ｗｔ
％以下含むものが好ましい。
鋼として、さらに、Ｍｏを０．１ｗｔ％以上４．５ｗｔ
％以下含むものが好ましい。
【００１２】前記高温用高靱性フェライト系ステンレス
鋼として、さらに、Ｚｒおよび／またはＴｉを含み、そ
の含有量は、ＺｒとＴｉの合計で０．０５ｗｔ％以上
０．５ｗｔ％以下であるものが好ましい。
鋼として、さらに、Ｚｒおよび／またはＴｉを含み、そ
の含有量は、ＺｒとＴｉの合計で０．０５ｗｔ％以上
０．５ｗｔ％以下であるものが好ましい。
【００１３】前記高温用高靱性フェライト系ステンレス
鋼として、さらに、希土類金属を１種以上含み、その含
有量は、希土類金属合計で０．００５ｗｔ％以上０．３
ｗｔ％以下であるものが好ましい。
鋼として、さらに、希土類金属を１種以上含み、その含
有量は、希土類金属合計で０．００５ｗｔ％以上０．３
ｗｔ％以下であるものが好ましい。
【００１４】以下に、本発明を詳細に説明する。本願発
明のフェライト系ステンレス鋼は、Ｃ、Ｎ、Ｍｎ、Ｃ
ｒ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｓｉの含有量が各々限定
されている。各成分元素について、含有量の限定理由を
説明する。
明のフェライト系ステンレス鋼は、Ｃ、Ｎ、Ｍｎ、Ｃ
ｒ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｓｉの含有量が各々限定
されている。各成分元素について、含有量の限定理由を
説明する。
【００１５】Ｃは０．０２ｗｔ％以下である。Ｃは、靱
性には有害である。しかし、後述するように、Ｃｏ添加
によって、靱性は著しく向上するので、Ｃが含有されて
いても、０．０２ｗｔ％以下であれば実用上問題ないこ
とが明らかとなった。
性には有害である。しかし、後述するように、Ｃｏ添加
によって、靱性は著しく向上するので、Ｃが含有されて
いても、０．０２ｗｔ％以下であれば実用上問題ないこ
とが明らかとなった。
【００１６】Ｎは０．０３ｗｔ％以下である。Ｎは、Ｃ
と同じく、靱性に有害であるが、０．０３ｗｔ％以下で
あれば、実用上問題はない。
と同じく、靱性に有害であるが、０．０３ｗｔ％以下で
あれば、実用上問題はない。
【００１７】Ｍｎは１．５ｗｔ％以下である。Ｍｎは、
加工性を低下させるため、少ない程よいが、製造時の経
済性を考慮して、上限を１．５ｗｔ％に限定した。
加工性を低下させるため、少ない程よいが、製造時の経
済性を考慮して、上限を１．５ｗｔ％に限定した。
【００１８】Ｃｒは５ｗｔ％以上１６ｗｔ％以下であ
る。Ｃｒは、耐酸化性を付与する主要元素である。しか
し、５ｗｔ％未満では、十分な耐酸化性がなく、１６ｗ
ｔ％を超えると、熱延板とした際の靱性劣化及び耐熱疲
労性の劣化が著しいため、５ｗｔ％以上１６ｗｔ％以下
とした。
る。Ｃｒは、耐酸化性を付与する主要元素である。しか
し、５ｗｔ％未満では、十分な耐酸化性がなく、１６ｗ
ｔ％を超えると、熱延板とした際の靱性劣化及び耐熱疲
労性の劣化が著しいため、５ｗｔ％以上１６ｗｔ％以下
とした。
【００１９】Ｎｉは１．０ｗｔ％以下である。Ｎｉは、
オーステナイト形成元素であり、加工性を向上させるも
のの、含有量が多くなると、フェライト相の安定化に悪
影響を及ぼすため、１．０ｗｔ％以下に限定した。
オーステナイト形成元素であり、加工性を向上させるも
のの、含有量が多くなると、フェライト相の安定化に悪
影響を及ぼすため、１．０ｗｔ％以下に限定した。
【００２０】Ｎｂは０．４ｗｔ％以上１．５ｗｔ％以下
である。Ｎｂは、高温強度向上のために添加する。一般
に、Ｎｂ添加により靱性は劣化する（シャルピー吸収エ
ネルギーが低下する）が、本発明者等は、Ｃｏ添加によ
り、靱性は著しく改善されることを知見した。Ｎｂが
０．４ｗｔ％未満では、特に靱性劣化も小さく、Ｃｏを
添加する必要もないが、高温強度が十分ではなく、１．
５ｗｔ％を超えると、たとえＣｏを添加しても、靱性改
善効果が不十分であるため、０．４ｗｔ％以上１．５ｗ
ｔ％以下とした。
である。Ｎｂは、高温強度向上のために添加する。一般
に、Ｎｂ添加により靱性は劣化する（シャルピー吸収エ
ネルギーが低下する）が、本発明者等は、Ｃｏ添加によ
り、靱性は著しく改善されることを知見した。Ｎｂが
０．４ｗｔ％未満では、特に靱性劣化も小さく、Ｃｏを
添加する必要もないが、高温強度が十分ではなく、１．
５ｗｔ％を超えると、たとえＣｏを添加しても、靱性改
善効果が不十分であるため、０．４ｗｔ％以上１．５ｗ
ｔ％以下とした。
【００２１】Ｃｏは０．０４ｗｔ％以上０．５ｗｔ％以
下である。Ｃｏは、本発明にとって非常に重要な元素で
ある。図２に、溶接熱影響部の靱性をシュミレートした
ものである、鋼板熱処理後のシャルピー吸収エネルギー
を、Ｃｏ含有量との関係で示す。同図から明らかなよう
に、Ｃｏ含有量０．０４ｗｔ％以上で、かつ０．５ｗｔ
％以下であれば、著しい靱性改善効果がある。なお、図
２におけるシャルピー吸収エネルギーは、２０℃におけ
る値であり、この値が５ Kgf・m/cm2 以上あれば、十分
な靱性を有していると判断できる。
下である。Ｃｏは、本発明にとって非常に重要な元素で
ある。図２に、溶接熱影響部の靱性をシュミレートした
ものである、鋼板熱処理後のシャルピー吸収エネルギー
を、Ｃｏ含有量との関係で示す。同図から明らかなよう
に、Ｃｏ含有量０．０４ｗｔ％以上で、かつ０．５ｗｔ
％以下であれば、著しい靱性改善効果がある。なお、図
２におけるシャルピー吸収エネルギーは、２０℃におけ
る値であり、この値が５ Kgf・m/cm2 以上あれば、十分
な靱性を有していると判断できる。
【００２２】ＡｌとＳｉは、Ａｌが０．１ｗｔ％以上
５．０ｗｔ％以下であり、Ｓｉが２．０ｗｔ％以下であ
り、かつ、Ａｌ＋Ｓｉが１．０ｗｔ％以上５．０ｗｔ％
以下である。Ａｌ、Ｓｉは、耐酸化性、耐熱疲労性の向
上に有効であり、その効果は、両者合計の含有量が１．
０ｗｔ％以上となると顕著になる。しかし、５．０ｗｔ
％を超えると、靱性劣化が著しいため、５．０ｗｔ％を
上限とした。また、Ａｌが含有されない場合も靱性が低
下するため、Ａｌの下限は０．１ｗｔ％とし、一方、
５．０ｗｔ％を超えると、靱性が著しく低下するため、
上限は５．０ｗｔ％とした。Ｓｉは、２．０ｗｔ％を超
えると、シグマ相が析出し、脆化するため、２．０ｗｔ
％を上限とした。
５．０ｗｔ％以下であり、Ｓｉが２．０ｗｔ％以下であ
り、かつ、Ａｌ＋Ｓｉが１．０ｗｔ％以上５．０ｗｔ％
以下である。Ａｌ、Ｓｉは、耐酸化性、耐熱疲労性の向
上に有効であり、その効果は、両者合計の含有量が１．
０ｗｔ％以上となると顕著になる。しかし、５．０ｗｔ
％を超えると、靱性劣化が著しいため、５．０ｗｔ％を
上限とした。また、Ａｌが含有されない場合も靱性が低
下するため、Ａｌの下限は０．１ｗｔ％とし、一方、
５．０ｗｔ％を超えると、靱性が著しく低下するため、
上限は５．０ｗｔ％とした。Ｓｉは、２．０ｗｔ％を超
えると、シグマ相が析出し、脆化するため、２．０ｗｔ
％を上限とした。
【００２３】本発明のフェライト系ステンレス鋼は、上
述した範囲で各成分元素を含有し、残部はＦｅおよび不
可避的不純物であるが、上述した各成分元素に加え、Ｍ
ｏを０．１ｗｔ％以上４．５ｗｔ％以下、および／また
は、Ｚｒおよび／またはＴｉをＺｒとＴｉの合計で０．
０５ｗｔ％以上０．５ｗｔ％以下、および／または、希
土類金属のうちの１種以上を希土類金属合計で０．００
５ｗｔ％以上０．３ｗｔ％以下含有すると、さらによ
い。
述した範囲で各成分元素を含有し、残部はＦｅおよび不
可避的不純物であるが、上述した各成分元素に加え、Ｍ
ｏを０．１ｗｔ％以上４．５ｗｔ％以下、および／また
は、Ｚｒおよび／またはＴｉをＺｒとＴｉの合計で０．
０５ｗｔ％以上０．５ｗｔ％以下、および／または、希
土類金属のうちの１種以上を希土類金属合計で０．００
５ｗｔ％以上０．３ｗｔ％以下含有すると、さらによ
い。
【００２４】Ｍｏは、高温強度の向上に有効な成分元素
である。その効果は、０．１ｗｔ％以上で大きくなり、
４．５ｗｔ％では効果が飽和するため、０．１ｗｔ％以
上４．５ｗｔ％以下とした。
である。その効果は、０．１ｗｔ％以上で大きくなり、
４．５ｗｔ％では効果が飽和するため、０．１ｗｔ％以
上４．５ｗｔ％以下とした。
【００２５】ＺｒとＮｂの、または、ＴｉとＮｂの複合
添加は、Ｎｂ単独添加に比べ、再結晶温度を下げる効果
がある。そして、熱サイクルによる熱歪みを再結晶によ
り回復させると、それにより、耐熱疲労特性が向上す
る。また、ＺｒとＮｂのまたはＴｉとＮｂの複合添加
は、Ｎｂ単独添加に比べて、高温強度および耐酸化性を
も向上させる。その効果は、ＺｒあるいはＴｉのいずれ
か一方のみを用いる場合はその含有量が、また、Ｚｒと
Ｔｉの両者を用いる場合はその合計の含有量が、０．０
５ｗｔ％以上となると現れるが、０．５ｗｔ％を超える
と、加工性が低下する。そのため、Ｚｒおよび／または
Ｔｉを０．０５ｗｔ％以上０．５ｗｔ％以下に限定し
た。このようなフェライト系ステンレス鋼は、使用上限
温度が９００℃、９５０℃といった高温である場合にも
好適である。
添加は、Ｎｂ単独添加に比べ、再結晶温度を下げる効果
がある。そして、熱サイクルによる熱歪みを再結晶によ
り回復させると、それにより、耐熱疲労特性が向上す
る。また、ＺｒとＮｂのまたはＴｉとＮｂの複合添加
は、Ｎｂ単独添加に比べて、高温強度および耐酸化性を
も向上させる。その効果は、ＺｒあるいはＴｉのいずれ
か一方のみを用いる場合はその含有量が、また、Ｚｒと
Ｔｉの両者を用いる場合はその合計の含有量が、０．０
５ｗｔ％以上となると現れるが、０．５ｗｔ％を超える
と、加工性が低下する。そのため、Ｚｒおよび／または
Ｔｉを０．０５ｗｔ％以上０．５ｗｔ％以下に限定し
た。このようなフェライト系ステンレス鋼は、使用上限
温度が９００℃、９５０℃といった高温である場合にも
好適である。
【００２６】希土類金属とは、Ｌａ、Ｃｅ等のランタノ
イドのことであり、Ａｌおよび／またはＳｉの添加鋼に
おいて、耐酸化性を著しく高める成分である。この効果
は、０．００５ｗｔ％以上となると現れるが、約０．３
ｗｔ％でその効果は飽和すると共に、０．３ｗｔ％を超
えると靱性の悪化を招くため、０．００５ｗｔ％以上
０．３ｗｔ％以下とした。
イドのことであり、Ａｌおよび／またはＳｉの添加鋼に
おいて、耐酸化性を著しく高める成分である。この効果
は、０．００５ｗｔ％以上となると現れるが、約０．３
ｗｔ％でその効果は飽和すると共に、０．３ｗｔ％を超
えると靱性の悪化を招くため、０．００５ｗｔ％以上
０．３ｗｔ％以下とした。
【００２７】
【実施例】以下、実施例により、本発明を具体的に説明
する。
する。
【００２８】（実施例）表Ａに示す組成のフェライト系
ステンレス鋼（残部はＦｅと不可避的不純物である。）
の各々を、実験室にて、３０Ｋｇ鋼塊から通常の方法に
より３０ｍｍ厚に熱間圧延してシートバーを得、それを
さらに後記各試験にあわせて加工し、試験片を得た。後
記の方法で評価試験を行い、結果は表Ｂおよび図１、図
２に示した。
ステンレス鋼（残部はＦｅと不可避的不純物である。）
の各々を、実験室にて、３０Ｋｇ鋼塊から通常の方法に
より３０ｍｍ厚に熱間圧延してシートバーを得、それを
さらに後記各試験にあわせて加工し、試験片を得た。後
記の方法で評価試験を行い、結果は表Ｂおよび図１、図
２に示した。
【００２９】（試験方法） （１）耐熱疲労性試験 前記３０ｍｍ厚のシートバーを、１０００℃にて３０分
間加熱し、そこから耐熱疲労性試験用サンプル（平行部
１０φの丸棒試験片）を採取した。耐熱疲労性試験は、
サンプルを２００℃から９５０℃の間に完全拘束（２０
０℃→９５０℃→２００℃を１サイクル、９５０℃には
３０秒間保持）し、各サイクルの最大引張応力が、最大
引張応力の１〜３０サイクルでの平均値の７５％まで低
下した時点のサイクル数で評価した。表Ｂには、下記基
準で記載した。 ◎：２００サイクル以上 ○：１００サイクル以上２００サイクル未満 ×：１００サイクル未満
間加熱し、そこから耐熱疲労性試験用サンプル（平行部
１０φの丸棒試験片）を採取した。耐熱疲労性試験は、
サンプルを２００℃から９５０℃の間に完全拘束（２０
０℃→９５０℃→２００℃を１サイクル、９５０℃には
３０秒間保持）し、各サイクルの最大引張応力が、最大
引張応力の１〜３０サイクルでの平均値の７５％まで低
下した時点のサイクル数で評価した。表Ｂには、下記基
準で記載した。 ◎：２００サイクル以上 ○：１００サイクル以上２００サイクル未満 ×：１００サイクル未満
【００３０】（２）酸化試験 前記３０ｍｍ厚のシートバーを、通常の方法で、さらに
熱間圧延、焼鈍、冷間圧延し、２ｍｍ厚とし、仕上げ焼
鈍を施した。それから２ｍｍ×２０ｍｍ×３０ｍｍのサ
ンプルを切り出し、表面を＃３２０まで研磨した後、大
気中で室温と９００℃とを繰り返す（５００サイクル）
酸化試験に供し、酸化試験前後における重量変化を測定
し、表Ｂには酸化増量として記載した。なお、酸化試験
における９００℃の保持時間は３０分間とした。
熱間圧延、焼鈍、冷間圧延し、２ｍｍ厚とし、仕上げ焼
鈍を施した。それから２ｍｍ×２０ｍｍ×３０ｍｍのサ
ンプルを切り出し、表面を＃３２０まで研磨した後、大
気中で室温と９００℃とを繰り返す（５００サイクル）
酸化試験に供し、酸化試験前後における重量変化を測定
し、表Ｂには酸化増量として記載した。なお、酸化試験
における９００℃の保持時間は３０分間とした。
【００３１】（３）加工性試験 酸化試験用サンプルの作製と同様の方法で、仕上げ焼鈍
の工程までを行なった。それからＪＩＳ１３号Ｂ試験片
を切り出し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準じて圧延方向に引
張り、破断伸びを求めた。表Ｂには、下記基準で記載し
た。 ◎：３０％以上 ○：２５％以上３０％未満 ×：２５％未満
の工程までを行なった。それからＪＩＳ１３号Ｂ試験片
を切り出し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準じて圧延方向に引
張り、破断伸びを求めた。表Ｂには、下記基準で記載し
た。 ◎：３０％以上 ○：２５％以上３０％未満 ×：２５％未満
【００３２】（４）靱性試験 前記３０ｍｍ厚のシートバーを、通常の方法で、さらに
熱間圧延、焼鈍、冷間圧延し、２ｍｍ厚とし仕上げ焼鈍
を施した。
熱間圧延、焼鈍、冷間圧延し、２ｍｍ厚とし仕上げ焼鈍
を施した。
【００３３】溶接部の靱性をシュミレートするための後
熱処理条件の検討を行なった。すなわち、従来鋼から得
た後熱処理後のサンプルのシャルピー衝撃試験結果（Ｊ
ＩＳ Ｚ２２０２に準じ、２ｍｍ厚のサブサイズＶノッ
チシャルピー試験片使用）と、同じく従来鋼から製造し
たＴＩＧ溶接パイプのＴＩＧ溶接部の熱影響部（ＨＡ
Ｚ）、同ビート部、ＥＲＷパイプのＨＡＺ、同シーム部
から得たサンプルのシャルピー衝撃試験結果（パイプを
フラットにした後、Ｖノッチを、ＴＩＧビード部、ＥＲ
Ｗシーム部、ＴＩＧ、ＥＲＷのＨＡＺに入れた２ｍｍ厚
のサブサイズシャルピー試験片使用）とが、よく一致す
る後熱処理条件（２０℃のシャルピー吸収エネルギーが
５Kgf/cm2 未満となる条件）について検討した。なお、
従来鋼サンプルについては、１０５０℃、１１５０℃ま
たは１２５０℃に１０分間保持した後、水冷または空冷
し、その後２０℃にてシャルピー衝撃試験を行なった。
従来鋼から前記のように後熱処理して得たサンプルにつ
いての試験結果を図１に示した。なお、同図中、◎は、
２０℃のシャルピー吸収エネルギーが１０ Kgf・m/cm2
以上であること、○は、５ Kgf・m/cm2 以上１０ Kgf・
m/cm2 未満であること、×は、５ Kgf・m/cm2 未満であ
ることを示す。この結果、従来鋼から前記のようして得
たサンプルを、１２５０℃に１０分間保持した後、空冷
するという熱処理が、ＴＩＧ、ＥＲＷパイプの溶接部か
ら得たサンプルについてのシャルピー試験結果と一致す
ることが明らかとなった。
熱処理条件の検討を行なった。すなわち、従来鋼から得
た後熱処理後のサンプルのシャルピー衝撃試験結果（Ｊ
ＩＳ Ｚ２２０２に準じ、２ｍｍ厚のサブサイズＶノッ
チシャルピー試験片使用）と、同じく従来鋼から製造し
たＴＩＧ溶接パイプのＴＩＧ溶接部の熱影響部（ＨＡ
Ｚ）、同ビート部、ＥＲＷパイプのＨＡＺ、同シーム部
から得たサンプルのシャルピー衝撃試験結果（パイプを
フラットにした後、Ｖノッチを、ＴＩＧビード部、ＥＲ
Ｗシーム部、ＴＩＧ、ＥＲＷのＨＡＺに入れた２ｍｍ厚
のサブサイズシャルピー試験片使用）とが、よく一致す
る後熱処理条件（２０℃のシャルピー吸収エネルギーが
５Kgf/cm2 未満となる条件）について検討した。なお、
従来鋼サンプルについては、１０５０℃、１１５０℃ま
たは１２５０℃に１０分間保持した後、水冷または空冷
し、その後２０℃にてシャルピー衝撃試験を行なった。
従来鋼から前記のように後熱処理して得たサンプルにつ
いての試験結果を図１に示した。なお、同図中、◎は、
２０℃のシャルピー吸収エネルギーが１０ Kgf・m/cm2
以上であること、○は、５ Kgf・m/cm2 以上１０ Kgf・
m/cm2 未満であること、×は、５ Kgf・m/cm2 未満であ
ることを示す。この結果、従来鋼から前記のようして得
たサンプルを、１２５０℃に１０分間保持した後、空冷
するという熱処理が、ＴＩＧ、ＥＲＷパイプの溶接部か
ら得たサンプルについてのシャルピー試験結果と一致す
ることが明らかとなった。
【００３４】そこで、表Ａに示す組成のフェライト系ス
テンレス鋼の鋼塊各々から、前記のようにしてサンプル
を得、１２５０℃に１０分間保持した後空冷し、その後
２０℃にて、シャルピー衝撃試験を行なった。２０℃に
おけるシャルピー吸収エネルギーの測定結果を、前記と
同様、◎、○および×で、表Ｂと図２に示した。なお、
図２には、試験に供したフェライト系ステンレス鋼のＣ
ｏ含有量との関係を示した。
テンレス鋼の鋼塊各々から、前記のようにしてサンプル
を得、１２５０℃に１０分間保持した後空冷し、その後
２０℃にて、シャルピー衝撃試験を行なった。２０℃に
おけるシャルピー吸収エネルギーの測定結果を、前記と
同様、◎、○および×で、表Ｂと図２に示した。なお、
図２には、試験に供したフェライト系ステンレス鋼のＣ
ｏ含有量との関係を示した。
【００３５】
【表１】
【００３６】
【表２】
【００３７】
【表３】
【００３８】これらの結果より、下記の事実が明らかと
なった。まず、耐酸化性であるが、これは、ＡｌとのＳ
ｉの含有量合計とよく相関し、ＳｕＨ４０９、従来鋼、
ＳｕＳ３０４および比較鋼Ａを除く、Ａｌ＋Ｓｉが１．
０ｗｔ％以上５．０ｗｔ％以下の鋼は、いずれも非常に
良好な耐酸化性を示した。
なった。まず、耐酸化性であるが、これは、ＡｌとのＳ
ｉの含有量合計とよく相関し、ＳｕＨ４０９、従来鋼、
ＳｕＳ３０４および比較鋼Ａを除く、Ａｌ＋Ｓｉが１．
０ｗｔ％以上５．０ｗｔ％以下の鋼は、いずれも非常に
良好な耐酸化性を示した。
【００３９】次に、靱性であるが、図２より、Ａｌおよ
びＳｉ添加鋼の後熱処理後の靱性向上には、Ｃｏを０．
０４ｗｔ％以上０．５ｗｔ％以下含有せしめると、効果
があることが明らかである。比較鋼Ｄ、Ｈは、Ｃｏが無
添加であり、また、比較鋼Ｉは、Ｃｏ過剰添加鋼であ
り、いずれも靱性が低かった。
びＳｉ添加鋼の後熱処理後の靱性向上には、Ｃｏを０．
０４ｗｔ％以上０．５ｗｔ％以下含有せしめると、効果
があることが明らかである。比較鋼Ｄ、Ｈは、Ｃｏが無
添加であり、また、比較鋼Ｉは、Ｃｏ過剰添加鋼であ
り、いずれも靱性が低かった。
【００４０】Ｃｏ以外の成分と靱性との関係について延
べると、比較鋼Ｂ、Ｇは、Ａｌが過剰のため、靱性が低
く、かつ、常温加工性（破断伸び）も悪かった。また、
比較鋼Ｃは、Ｎｂが過剰のため、同じく靱性および常温
加工性が低く、比較鋼Ｅは、Ｃが過剰のため、靱性が低
かった。さらに、比較鋼Ｆは、Ｃｒが過剰のため、靱性
および常温加工性が低く、比較鋼Ｊは、Ｓｉが過剰のた
め、靱性が低かった。これらはいずれも、本発明鋼には
及ばない。
べると、比較鋼Ｂ、Ｇは、Ａｌが過剰のため、靱性が低
く、かつ、常温加工性（破断伸び）も悪かった。また、
比較鋼Ｃは、Ｎｂが過剰のため、同じく靱性および常温
加工性が低く、比較鋼Ｅは、Ｃが過剰のため、靱性が低
かった。さらに、比較鋼Ｆは、Ｃｒが過剰のため、靱性
および常温加工性が低く、比較鋼Ｊは、Ｓｉが過剰のた
め、靱性が低かった。これらはいずれも、本発明鋼には
及ばない。
【００４１】耐熱疲労特性については、本発明鋼はいず
れも、従来鋼よりも優れていた。また、常温加工性につ
いては、本発明鋼は、いずれも２５％以上の破断伸びを
示し、従来鋼と同等あるいはそれ以上であった。
れも、従来鋼よりも優れていた。また、常温加工性につ
いては、本発明鋼は、いずれも２５％以上の破断伸びを
示し、従来鋼と同等あるいはそれ以上であった。
【００４２】
【発明の効果】本発明により、加熱、冷却が繰返されて
も、優れた耐熱疲労特性および耐酸化性を示すと共に、
溶接部靱性および常温加工性にも優れた、高温用高靱性
フェライト系ステンレス鋼が提供される。従って、フェ
ライト系ステンレス鋼を素材とする高特性のエキゾース
ト マニホールドの製造が可能となる。
も、優れた耐熱疲労特性および耐酸化性を示すと共に、
溶接部靱性および常温加工性にも優れた、高温用高靱性
フェライト系ステンレス鋼が提供される。従って、フェ
ライト系ステンレス鋼を素材とする高特性のエキゾース
ト マニホールドの製造が可能となる。
【図１】従来鋼について、１０５０℃、１１５０℃また
は１２５０℃に１０分間保持し、水冷又は空冷を施した
後に測定したシャルピー吸収エネルギー（ｎ＝３の平
均）を示す図である。
は１２５０℃に１０分間保持し、水冷又は空冷を施した
後に測定したシャルピー吸収エネルギー（ｎ＝３の平
均）を示す図である。
【図２】Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼について、
１２５０℃に１０分間保持し、空冷を施した後に測定し
たシャルピー吸収エネルギー（ｎ＝３の平均）とＣｏ含
有量との関係を示す図である。
１２５０℃に１０分間保持し、空冷を施した後に測定し
たシャルピー吸収エネルギー（ｎ＝３の平均）とＣｏ含
有量との関係を示す図である。
Claims (4)
- 【請求項１】Ｃ：０．０２ｗｔ％以下、Ｎ：０．０３ｗ
ｔ％以下、Ｍｎ：１．５ｗｔ％以下、Ｃｒ：５ｗｔ％以
上１６ｗｔ％以下、Ｎｉ：１．０ｗｔ％以下、Ｎｂ：
０．４ｗｔ％以上１．５ｗｔ％以下、Ｃｏ：０．０４ｗ
ｔ％以上０．５ｗｔ％以下、Ａｌ：０．１ｗｔ％以上
５．０ｗｔ％以下、Ｓｉ：２．０ｗｔ％以下、かつ、Ａ
ｌ＋Ｓｉ：１．０ｗｔ％以上５．０ｗｔ％以下を含み、
残部はＦｅおよび不可避的不純物よりなることを特徴と
する高温用高靱性フェライト系ステンレス鋼。 - 【請求項２】さらに、Ｍｏを０．１ｗｔ％以上４．５ｗ
ｔ％以下含む請求項１に記載の高温用高靱性フェライト
系ステンレス鋼。 - 【請求項３】さらに、Ｚｒおよび／またはＴｉを含み、
その含有量は、ＺｒとＴｉの合計で０．０５ｗｔ％以上
０．５ｗｔ％以下である請求項１または２に記載の高温
用高靱性フェライト系ステンレス鋼。 - 【請求項４】さらに、希土類金属を１種以上含み、その
含有量は、希土類金属合計で０．００５ｗｔ％以上０．
３ｗｔ％以下である請求項１〜３のいずれかに記載の高
温用高靱性フェライト系ステンレス鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3243226A JP3004784B2 (ja) | 1991-09-24 | 1991-09-24 | 高温用高靱性フェライト系ステンレス鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3243226A JP3004784B2 (ja) | 1991-09-24 | 1991-09-24 | 高温用高靱性フェライト系ステンレス鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0578791A true JPH0578791A (ja) | 1993-03-30 |
| JP3004784B2 JP3004784B2 (ja) | 2000-01-31 |
Family
ID=17100716
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3243226A Expired - Fee Related JP3004784B2 (ja) | 1991-09-24 | 1991-09-24 | 高温用高靱性フェライト系ステンレス鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3004784B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20030051049A (ko) * | 2001-12-20 | 2003-06-25 | 현대자동차주식회사 | 내산화성을 향상시킨 배기 매니폴드용 페라이트계스테인리스강 |
| EP1382701A1 (en) * | 2001-04-19 | 2004-01-21 | National Institute for Materials Science | FERRITIC HEAT−RESISTANT STEEL AND METHOD FOR PRODUCTION THEREOF |
| WO2020080104A1 (ja) * | 2018-10-15 | 2020-04-23 | Ｊｆｅスチール株式会社 | フェライト系ステンレス鋼 |
| JP7323092B1 (ja) * | 2022-06-16 | 2023-08-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
| WO2023243133A1 (ja) * | 2022-06-16 | 2023-12-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
-
1991
- 1991-09-24 JP JP3243226A patent/JP3004784B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1382701A1 (en) * | 2001-04-19 | 2004-01-21 | National Institute for Materials Science | FERRITIC HEAT−RESISTANT STEEL AND METHOD FOR PRODUCTION THEREOF |
| EP1382701A4 (en) * | 2001-04-19 | 2004-12-08 | Nat Inst For Materials Science | HEAT-RESISTANT FERRITIC STEEL AND MANUFACTURING METHOD |
| KR20030051049A (ko) * | 2001-12-20 | 2003-06-25 | 현대자동차주식회사 | 내산화성을 향상시킨 배기 매니폴드용 페라이트계스테인리스강 |
| WO2020080104A1 (ja) * | 2018-10-15 | 2020-04-23 | Ｊｆｅスチール株式会社 | フェライト系ステンレス鋼 |
| JPWO2020080104A1 (ja) * | 2018-10-15 | 2021-02-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | フェライト系ステンレス鋼 |
| JP7323092B1 (ja) * | 2022-06-16 | 2023-08-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
| WO2023243133A1 (ja) * | 2022-06-16 | 2023-12-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3004784B2 (ja) | 2000-01-31 |
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