JPH08170155A - 内部粒界酸化の少ない耐熱用フェライト系ステンレス鋼 - Google Patents
内部粒界酸化の少ない耐熱用フェライト系ステンレス鋼Info
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- JPH08170155A JPH08170155A JP606695A JP606695A JPH08170155A JP H08170155 A JPH08170155 A JP H08170155A JP 606695 A JP606695 A JP 606695A JP 606695 A JP606695 A JP 606695A JP H08170155 A JPH08170155 A JP H08170155A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、自動車排気系材料や発電プラント
における高温部材として用いられ、高温使用時に生じる
酸素との親和力に強い微量添加元素の内部粒界酸化を防
止し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。 【構成】 内部酸化相の主な形成元素であるＡｌおよび
Ｔｉの固溶量を算出し、これを制限することで内部粒界
酸化の発生を抑制する。sol.Ａｌ≦０．０２０％−sol.
Ｔｉ≦０．１５％で内部酸化相深さは９００℃で１０μ
ｍ以下とすることが可能であることを見いだし、更に、
Ｓｉ≧１０×２８（sol.Ａｌ／２７＋sol.Ｔｉ／４８）
とし、sol.Ａｌ≦０．０１５％−sol.Ｔｉ≦０．１０％
以下で殆ど阻止できることを見いだした。
における高温部材として用いられ、高温使用時に生じる
酸素との親和力に強い微量添加元素の内部粒界酸化を防
止し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。 【構成】 内部酸化相の主な形成元素であるＡｌおよび
Ｔｉの固溶量を算出し、これを制限することで内部粒界
酸化の発生を抑制する。sol.Ａｌ≦０．０２０％−sol.
Ｔｉ≦０．１５％で内部酸化相深さは９００℃で１０μ
ｍ以下とすることが可能であることを見いだし、更に、
Ｓｉ≧１０×２８（sol.Ａｌ／２７＋sol.Ｔｉ／４８）
とし、sol.Ａｌ≦０．０１５％−sol.Ｔｉ≦０．１０％
以下で殆ど阻止できることを見いだした。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、自動車排気系部品や発
電プラントにおける高温部材に主として用いられるフェ
ライト系ステンレス鋼に関する。
電プラントにおける高温部材に主として用いられるフェ
ライト系ステンレス鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】フェライト系ステンレス鋼（Ｆｅ−Ｃｒ
合金）を高温に保持すると表面は、Ｃｒ2 Ｏ3 の緻密な
保護性の酸化皮膜が生成し、優れた耐酸化性を示す。こ
の優れた耐酸化性に加えて、加工性を向上させるため
Ｃ，Ｎを低めたＳＵＳ４１０L 、更にはＴｉやＮｂを添
加し侵入型固溶元素を固着したＴｙｐｅ４０９，ＳＵＳ
４３０LXやＳＵＳ４３６L が自動車排気管や発電排気ダ
クトや脱硝設備のケーシング材に用いられている。
合金）を高温に保持すると表面は、Ｃｒ2 Ｏ3 の緻密な
保護性の酸化皮膜が生成し、優れた耐酸化性を示す。こ
の優れた耐酸化性に加えて、加工性を向上させるため
Ｃ，Ｎを低めたＳＵＳ４１０L 、更にはＴｉやＮｂを添
加し侵入型固溶元素を固着したＴｙｐｅ４０９，ＳＵＳ
４３０LXやＳＵＳ４３６L が自動車排気管や発電排気ダ
クトや脱硝設備のケーシング材に用いられている。
【０００３】一方では、エンジン等の高効率化および高
出力化の観点から、燃焼排ガス温度が上昇する傾向にあ
り、排気系部材の耐酸化性を更に向上させる必要が生じ
ている。例えば特開平６−８８１６８号公報や特開平５
−１７１３６０号公報にあるように、Ｃｒ添加量を増加
させて、耐熱性を向上させるとともに、Ｔｉ，ＮｂやＭ
ｏを単独あるいは複合添加することで高温強度、加工
性、耐熱疲労性等の特性の改善を図り、今後の燃焼排ガ
ス温度の上昇に対応しようとするものである。これら
は、合金添加量が多量になり経済的には不利であるとい
える。また、耐酸化性についていえば、異常酸化が生じ
るかどうかの因子（例えば酸化増量や酸化減量）での判
断はなされているが、本発明の目的とする内部粒界酸化
の阻止に関しては、一切、考慮されていない。
出力化の観点から、燃焼排ガス温度が上昇する傾向にあ
り、排気系部材の耐酸化性を更に向上させる必要が生じ
ている。例えば特開平６−８８１６８号公報や特開平５
−１７１３６０号公報にあるように、Ｃｒ添加量を増加
させて、耐熱性を向上させるとともに、Ｔｉ，ＮｂやＭ
ｏを単独あるいは複合添加することで高温強度、加工
性、耐熱疲労性等の特性の改善を図り、今後の燃焼排ガ
ス温度の上昇に対応しようとするものである。これら
は、合金添加量が多量になり経済的には不利であるとい
える。また、耐酸化性についていえば、異常酸化が生じ
るかどうかの因子（例えば酸化増量や酸化減量）での判
断はなされているが、本発明の目的とする内部粒界酸化
の阻止に関しては、一切、考慮されていない。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】耐酸化性を考慮する時
に、先ず異常酸化の発生を抑制させることが一般的で、
これに関しては多くの研究がなされており、Ｃｒ，Ｓｉ
やＡｌ更にはＲＥＭの添加で、異常酸化の発生を抑制可
能なことが知られている（例えば〔材料とプロセスVOL.
4, 1991，P. 1784 や川崎製鉄技報 October，1976，P.
1）。しかし、通常酸化領域（酸化時間：ｔと酸化増
量：ｗの関係がほぼｗ∞√ｔとなる領域）でも、特に酸
素と親和力の強い微量添加元素が母相／酸化皮膜界面近
傍の母相粒界に酸化物として出現する場合がある。これ
は、微量添加元素と酸素との親和力が大きいこと、
微量添加元素の表面近傍までの拡散が可能であること、
が条件で発生すると考えられる。また、形態としては表
面近傍の母相粒界に優先的に出現するため疲労亀裂の起
点となることが懸念される（防食技術 VOL.35, 1986,
P.97)。今後の燃焼排ガス温度の上昇を考慮すると、微
量添加元素の拡散が容易となるため内部粒界酸化が発生
し易くなる。このため、今後の燃焼排ガス温度上昇の状
況下においては、この内部粒界酸化を抑制する必要があ
る。
に、先ず異常酸化の発生を抑制させることが一般的で、
これに関しては多くの研究がなされており、Ｃｒ，Ｓｉ
やＡｌ更にはＲＥＭの添加で、異常酸化の発生を抑制可
能なことが知られている（例えば〔材料とプロセスVOL.
4, 1991，P. 1784 や川崎製鉄技報 October，1976，P.
1）。しかし、通常酸化領域（酸化時間：ｔと酸化増
量：ｗの関係がほぼｗ∞√ｔとなる領域）でも、特に酸
素と親和力の強い微量添加元素が母相／酸化皮膜界面近
傍の母相粒界に酸化物として出現する場合がある。これ
は、微量添加元素と酸素との親和力が大きいこと、
微量添加元素の表面近傍までの拡散が可能であること、
が条件で発生すると考えられる。また、形態としては表
面近傍の母相粒界に優先的に出現するため疲労亀裂の起
点となることが懸念される（防食技術 VOL.35, 1986,
P.97)。今後の燃焼排ガス温度の上昇を考慮すると、微
量添加元素の拡散が容易となるため内部粒界酸化が発生
し易くなる。このため、今後の燃焼排ガス温度上昇の状
況下においては、この内部粒界酸化を抑制する必要があ
る。
【０００５】
【課題を解決するための手段】今後の燃焼排ガス温度上
昇を考慮し、高温使用に伴う材質劣化の一因となり得る
内部粒界酸化を９００℃の温度域まで抑制するため、
酸素との親和力が大きく、表面近傍までの拡散が可能
である微量添加元素であるＡｌおよびＴｉの固溶量を限
定するとともに、Ｓｉの添加量を増加させることで母相
／酸化皮膜界面での微量添加元素の酸化物形成反応を抑
制することとした。更に、特に粒界に出現するＡｌの内
部酸化を、ＡｌやＴｉよりも酸素との親和力の強いＣ
ａ，Ｍｇ，希土類元素を単独または複合添加することで
抑制することとした。
昇を考慮し、高温使用に伴う材質劣化の一因となり得る
内部粒界酸化を９００℃の温度域まで抑制するため、
酸素との親和力が大きく、表面近傍までの拡散が可能
である微量添加元素であるＡｌおよびＴｉの固溶量を限
定するとともに、Ｓｉの添加量を増加させることで母相
／酸化皮膜界面での微量添加元素の酸化物形成反応を抑
制することとした。更に、特に粒界に出現するＡｌの内
部酸化を、ＡｌやＴｉよりも酸素との親和力の強いＣ
ａ，Ｍｇ，希土類元素を単独または複合添加することで
抑制することとした。
【０００６】フェライト系ステンレス鋼の主な添加元素
の中で、酸素との親和力が大きく、表面近傍までの
拡散が可能である微量添加元素は、Ａｌ，ＴｉおよびＳ
ｉである。発明者らは、図１に示すように、比較鋼Ｃ１
の９００℃での内部酸化相の形態は、針状の粒界酸化相
と粒状の粒内酸化物が認められ、これらはそれぞれ、針
状：Ａｌ2 Ｏ3 、粒状：ＴｉＯ2 であることを発見し
た。また、この酸化物出現の形態は９００℃を超えると
顕著に起こる。これは、ＡｌやＴｉの拡散が容易になる
ためと考えられる。また、形態から考えると針状：Ａｌ
2 Ｏ3 の酸化物が材質劣化に寄与する可能性が大きいこ
とが予想される。
の中で、酸素との親和力が大きく、表面近傍までの
拡散が可能である微量添加元素は、Ａｌ，ＴｉおよびＳ
ｉである。発明者らは、図１に示すように、比較鋼Ｃ１
の９００℃での内部酸化相の形態は、針状の粒界酸化相
と粒状の粒内酸化物が認められ、これらはそれぞれ、針
状：Ａｌ2 Ｏ3 、粒状：ＴｉＯ2 であることを発見し
た。また、この酸化物出現の形態は９００℃を超えると
顕著に起こる。これは、ＡｌやＴｉの拡散が容易になる
ためと考えられる。また、形態から考えると針状：Ａｌ
2 Ｏ3 の酸化物が材質劣化に寄与する可能性が大きいこ
とが予想される。
【０００７】本発明は、特に粒界に生じる酸化物の出現
を抑制するための条件を詳細に検討することにより、下
記知見に基づき初めて達成されたものである。すなわち
Ｃｒはこの粒界酸化物の抑制には殆ど効果がなく、Ｓｉ
はその抑制効果を持つことを見いだした。また、内部粒
界酸化は固溶したＡｌおよびＴｉに大きく依存し、sol.
Ａｌ：０．０１５％以下、sol.Ｔｉ：０．１０％以下と
することで針状の粒界酸化物の出現を抑制できることを
見いだした。ただし、sol.Ａｌおよびsol.Ｔｉ量は標記
の式により算出される値であり、固溶Ａｌおよび固溶Ｔ
ｉ量はＣ，Ｎ含有量によっても影響される。すなわち高
温使用前に固溶しているＡｌおよびＴｉ量によって内部
酸化が出現するか否かが決まる。したがって、鋼材製造
にあたって最終焼鈍時に析出するＴｉ（Ｃ，Ｎ）やＡｌ
Ｎの析出に消費されたＡｌおよびＴｉは内部酸化形成に
寄与する固溶Ａｌおよび固溶Ｔｉとして換算すべきでな
い。このことから、下記式をもって内部酸化に寄与する
sol.Ａｌおよびsol.Ｔｉを算出し、これを制限すること
で内部粒界酸化相の少ないフェライト系ステンレス鋼が
得られることを見いだした。 sol.Ｔｉ* ＝Ｔｉ−４８×（Ｎ／１４＋Ｃ／１２） ・sol.Ｔｉ* ≧０の時 sol.Ｔｉ＝sol.Ｔｉ* sol.Ａｌ＝Ａｌ ・sol.Ｔｉ* ＜０かつＴｉ≦（４８／１４）Ｎの時 sol.Ｔｉ＝０ sol.Ａｌ＝Ａｌ−（２７／１４）×（Ｎ−（１４／４
８）×Ｔｉ） ・sol.Ｔｉ* ＜０かつＴｉ＞（４８／１４）Ｎの時 sol.Ｔｉ＝０ sol.Ａｌ＝Ａｌ
を抑制するための条件を詳細に検討することにより、下
記知見に基づき初めて達成されたものである。すなわち
Ｃｒはこの粒界酸化物の抑制には殆ど効果がなく、Ｓｉ
はその抑制効果を持つことを見いだした。また、内部粒
界酸化は固溶したＡｌおよびＴｉに大きく依存し、sol.
Ａｌ：０．０１５％以下、sol.Ｔｉ：０．１０％以下と
することで針状の粒界酸化物の出現を抑制できることを
見いだした。ただし、sol.Ａｌおよびsol.Ｔｉ量は標記
の式により算出される値であり、固溶Ａｌおよび固溶Ｔ
ｉ量はＣ，Ｎ含有量によっても影響される。すなわち高
温使用前に固溶しているＡｌおよびＴｉ量によって内部
酸化が出現するか否かが決まる。したがって、鋼材製造
にあたって最終焼鈍時に析出するＴｉ（Ｃ，Ｎ）やＡｌ
Ｎの析出に消費されたＡｌおよびＴｉは内部酸化形成に
寄与する固溶Ａｌおよび固溶Ｔｉとして換算すべきでな
い。このことから、下記式をもって内部酸化に寄与する
sol.Ａｌおよびsol.Ｔｉを算出し、これを制限すること
で内部粒界酸化相の少ないフェライト系ステンレス鋼が
得られることを見いだした。 sol.Ｔｉ* ＝Ｔｉ−４８×（Ｎ／１４＋Ｃ／１２） ・sol.Ｔｉ* ≧０の時 sol.Ｔｉ＝sol.Ｔｉ* sol.Ａｌ＝Ａｌ ・sol.Ｔｉ* ＜０かつＴｉ≦（４８／１４）Ｎの時 sol.Ｔｉ＝０ sol.Ａｌ＝Ａｌ−（２７／１４）×（Ｎ−（１４／４
８）×Ｔｉ） ・sol.Ｔｉ* ＜０かつＴｉ＞（４８／１４）Ｎの時 sol.Ｔｉ＝０ sol.Ａｌ＝Ａｌ
【０００８】なお、「内部粒界酸化の少ない」とは、大
気中で９００℃以下の温度範囲で使用した場合に、内部
粒界酸化相の深さが１０μｍ以下であることを意味する
ものである。
気中で９００℃以下の温度範囲で使用した場合に、内部
粒界酸化相の深さが１０μｍ以下であることを意味する
ものである。
【０００９】
【作用】以下に本発明の成分を特定した理由を説明す
る。 Ｃ：加工性を劣化させる上、特に９００℃付近での高温
強度が必要な場合には強化因子である固溶Ｎｂを低下さ
せてしまう（粗大Ｍ6 Ｃの形成による）ため高温使用に
伴う強度低下を招くため、低めが望ましく０．０３％以
下とした。一方では、Ｔｉの内部酸化防止には有効であ
り、加工性や高温強度および高温での組織安定性（析出
制御）とのバランスから０．００５〜０．０１５％が望
ましい範囲である。
る。 Ｃ：加工性を劣化させる上、特に９００℃付近での高温
強度が必要な場合には強化因子である固溶Ｎｂを低下さ
せてしまう（粗大Ｍ6 Ｃの形成による）ため高温使用に
伴う強度低下を招くため、低めが望ましく０．０３％以
下とした。一方では、Ｔｉの内部酸化防止には有効であ
り、加工性や高温強度および高温での組織安定性（析出
制御）とのバランスから０．００５〜０．０１５％が望
ましい範囲である。
【００１０】Ｎ：加工性を劣化させる上、オーステナイ
トフォーマーであるため低めが望ましく０．０３％以下
とした。また、ＡｌおよびＴｉの内部酸化防止には有効
であり、加工性とのバランスから０．００５〜０．０２
％が望ましい範囲である。
トフォーマーであるため低めが望ましく０．０３％以下
とした。また、ＡｌおよびＴｉの内部酸化防止には有効
であり、加工性とのバランスから０．００５〜０．０２
％が望ましい範囲である。
【００１１】Ｓｉ：耐酸化性および耐高温塩害性を向上
させる。特に耐酸化性に関しては酸化増量および内部粒
界酸化抑制に効果的であるため、０．５％以上とした。
また加工性を劣化させるため上限を２．０％とした。更
に、内部酸化を完全に抑制することが必要な場合は、１
０×２８×（sol.Ａｌ／２７＋sol.Ｔｉ／４８）≦Ｓｉ
とした。
させる。特に耐酸化性に関しては酸化増量および内部粒
界酸化抑制に効果的であるため、０．５％以上とした。
また加工性を劣化させるため上限を２．０％とした。更
に、内部酸化を完全に抑制することが必要な場合は、１
０×２８×（sol.Ａｌ／２７＋sol.Ｔｉ／４８）≦Ｓｉ
とした。
【００１２】Ｍｎ：オーステナイトフォーマーであるた
め低めが望ましく、また、加工性も劣化させるため１．
０％以下とした。 Ｃｒ：耐食性および耐酸化性を向上させるが、添加量の
増加により硬化するため１０〜２０％とした。また、比
較的腐食環境が厳しくなく耐食性をあまり必要とせず加
工性を重視する場合には低めが望ましく、Ｃｒを１０〜
１７％とした場合には、１０×２８×（sol.Ａｌ／２７
＋sol.Ｔｉ／４８）≦Ｓｉとした。
め低めが望ましく、また、加工性も劣化させるため１．
０％以下とした。 Ｃｒ：耐食性および耐酸化性を向上させるが、添加量の
増加により硬化するため１０〜２０％とした。また、比
較的腐食環境が厳しくなく耐食性をあまり必要とせず加
工性を重視する場合には低めが望ましく、Ｃｒを１０〜
１７％とした場合には、１０×２８×（sol.Ａｌ／２７
＋sol.Ｔｉ／４８）≦Ｓｉとした。
【００１３】sol.Ａｌ：Ａｌは強脱酸剤として有効であ
るが、母相中に固溶状態で残存したＡｌは高温酸化にお
いて酸化皮膜／母相界面で母相粒界にＡｌ2 Ｏ3 の形成
源となるため低めが望ましく９００℃までの内部粒界酸
化を１０μｍ以下とするために０．０２０％以下、殆ど
なくするためには０．０１５％以下とした。なお、sol.
Ａｌは計算により求めることが可能である（算出用式は
後述する）。
るが、母相中に固溶状態で残存したＡｌは高温酸化にお
いて酸化皮膜／母相界面で母相粒界にＡｌ2 Ｏ3 の形成
源となるため低めが望ましく９００℃までの内部粒界酸
化を１０μｍ以下とするために０．０２０％以下、殆ど
なくするためには０．０１５％以下とした。なお、sol.
Ａｌは計算により求めることが可能である（算出用式は
後述する）。
【００１４】sol.Ｔｉ：Ｔｉは加工性向上に有効な元素
であるが母相中に固溶状態で残存したＴｉは高温酸化に
おいて酸化皮膜／母相界面で母相粒界に酸化物（ＴｉＯ
2 ）の形成源となるため、Ｃ，Ｎを十分固着できる範囲
で低めが望ましく９００℃までの内部粒界酸化の深さを
１０μｍ以下とするために０．１５％以下、殆どなくす
るためには０．１０％以下とした。なお、sol.Ｔｉは下
記の通り計算により求めることが可能である。
であるが母相中に固溶状態で残存したＴｉは高温酸化に
おいて酸化皮膜／母相界面で母相粒界に酸化物（ＴｉＯ
2 ）の形成源となるため、Ｃ，Ｎを十分固着できる範囲
で低めが望ましく９００℃までの内部粒界酸化の深さを
１０μｍ以下とするために０．１５％以下、殆どなくす
るためには０．１０％以下とした。なお、sol.Ｔｉは下
記の通り計算により求めることが可能である。
【００１５】sol.Ａｌおよびsol.Ｔｉ量は下記の式によ
り算出される値とする。 sol.Ｔｉ* ＝Ｔｉ−４８×（Ｎ／１４＋Ｃ／１２） ・sol.Ｔｉ* ≧０の時 sol.Ｔｉ＝sol.Ｔｉ* sol.Ａｌ＝Ａｌ ・sol.Ｔｉ* ＜０かつＴｉ≦（４８／１４）Ｎの時 sol.Ｔｉ＝０ sol.Ａｌ＝Ａｌ−（２７／１４）×（Ｎ−（１４／４
８）×Ｔｉ） ・sol.Ｔｉ* ＜０かつＴｉ＞（４８／１４）Ｎの時 sol.Ｔｉ＝０ sol.Ａｌ＝Ａｌ
り算出される値とする。 sol.Ｔｉ* ＝Ｔｉ−４８×（Ｎ／１４＋Ｃ／１２） ・sol.Ｔｉ* ≧０の時 sol.Ｔｉ＝sol.Ｔｉ* sol.Ａｌ＝Ａｌ ・sol.Ｔｉ* ＜０かつＴｉ≦（４８／１４）Ｎの時 sol.Ｔｉ＝０ sol.Ａｌ＝Ａｌ−（２７／１４）×（Ｎ−（１４／４
８）×Ｔｉ） ・sol.Ｔｉ* ＜０かつＴｉ＞（４８／１４）Ｎの時 sol.Ｔｉ＝０ sol.Ａｌ＝Ａｌ
【００１６】上記した式において、ここで定義されるso
l.Ｔｉおよびsol.Ａｌは、酸化試験中に酸化物になり得
る量を意味するものである。すなわち、焼鈍時には母相
中のＣ，Ｎはその殆どがＴｉ（Ｃ，Ｎ）またはＡｌＮと
して析出するため、この析出に使用されず残存したＡｌ
およびＴｉが酸化試験中に酸化皮膜／母相界面付近まで
拡散しＯと結合するため、これらのＡｌ，Ｔｉを限定す
ることで高温保持時に生じる粒界内部酸化を防止する。
sol.Ｔｉ* ≧０の時、すなわち、Ｔｉ添加量がＣ，Ｎ量
に対して過剰の時は、Ｃ，Ｎは全てＴｉ（Ｃ，Ｎ）とな
り残存したＴｉおよび添加Ａｌ全量が酸化試験中に酸化
皮膜／母相界面付近まで拡散しＯと結合する。sol.Ｔｉ
* ＜０の時には、すなわち、Ｔｉ添加量がＣ，Ｎ量に対
して少なく、Ｎ過剰（Ｔｉ≦（４８／１４）Ｎ）の場合
には、まずＴｉＮが形成され、残存したＮがＡｌと結合
するため、sol.ＡｌはＴｉとの結合分を差し引いた値；
Ａｌ−（２７／１４）×（Ｎ−１４／４８×Ｔｉ）とな
る。一方、Ｔｉ過剰（Ｔｉ＞（４８／１４）Ｎ）の場合
には、ＮはＴｉＮの形で全て析出するため、添加Ａｌ全
量が内部酸化相形成に寄与する。上記の計算式で求め
た、sol.Ｔｉおよびsol.Ａｌがsol.Ｔｉ≦０．１５％、
sol.Ａｌ≦０．０２０％で、後述する９００℃×２００
ｈまでの内部粒界酸化相の深さ≦１０μｍを達成可能で
ある。
l.Ｔｉおよびsol.Ａｌは、酸化試験中に酸化物になり得
る量を意味するものである。すなわち、焼鈍時には母相
中のＣ，Ｎはその殆どがＴｉ（Ｃ，Ｎ）またはＡｌＮと
して析出するため、この析出に使用されず残存したＡｌ
およびＴｉが酸化試験中に酸化皮膜／母相界面付近まで
拡散しＯと結合するため、これらのＡｌ，Ｔｉを限定す
ることで高温保持時に生じる粒界内部酸化を防止する。
sol.Ｔｉ* ≧０の時、すなわち、Ｔｉ添加量がＣ，Ｎ量
に対して過剰の時は、Ｃ，Ｎは全てＴｉ（Ｃ，Ｎ）とな
り残存したＴｉおよび添加Ａｌ全量が酸化試験中に酸化
皮膜／母相界面付近まで拡散しＯと結合する。sol.Ｔｉ
* ＜０の時には、すなわち、Ｔｉ添加量がＣ，Ｎ量に対
して少なく、Ｎ過剰（Ｔｉ≦（４８／１４）Ｎ）の場合
には、まずＴｉＮが形成され、残存したＮがＡｌと結合
するため、sol.ＡｌはＴｉとの結合分を差し引いた値；
Ａｌ−（２７／１４）×（Ｎ−１４／４８×Ｔｉ）とな
る。一方、Ｔｉ過剰（Ｔｉ＞（４８／１４）Ｎ）の場合
には、ＮはＴｉＮの形で全て析出するため、添加Ａｌ全
量が内部酸化相形成に寄与する。上記の計算式で求め
た、sol.Ｔｉおよびsol.Ａｌがsol.Ｔｉ≦０．１５％、
sol.Ａｌ≦０．０２０％で、後述する９００℃×２００
ｈまでの内部粒界酸化相の深さ≦１０μｍを達成可能で
ある。
【００１７】９００℃×２００ｈまでの内部粒界酸化相
の深さ：疲労亀裂の起点にならないためには、高温で形
成される析出物（例えば炭化物や窒化物）のサイズより
も小さいことが必要であると考えられる。発明者の研究
から９００℃付近での炭化物および金属間化合物等の大
きさが最大でも１０μｍ程度であることから、１０μｍ
以下とした。
の深さ：疲労亀裂の起点にならないためには、高温で形
成される析出物（例えば炭化物や窒化物）のサイズより
も小さいことが必要であると考えられる。発明者の研究
から９００℃付近での炭化物および金属間化合物等の大
きさが最大でも１０μｍ程度であることから、１０μｍ
以下とした。
【００１８】Ｎｂ：高温強度および加工性を向上させる
が、靱性確保の観点から０．８％以下とした。 Ｍｏ，Ｗ：高温強度および耐高温塩害性向上に有効な添
加元素であるが、過剰添加は加工性および耐高温塩害性
を劣化させるため上限を２．０％とした。
が、靱性確保の観点から０．８％以下とした。 Ｍｏ，Ｗ：高温強度および耐高温塩害性向上に有効な添
加元素であるが、過剰添加は加工性および耐高温塩害性
を劣化させるため上限を２．０％とした。
【００１９】Ｃａ：特にＡｌ2 Ｏ3 の内部粒界酸化抑制
に有効で、０．０００５％以上の添加とした。一方、過
剰添加すると熱間加工性が劣化するため０．０１％以下
とした。 Ｍｇ：特にＡｌ2 Ｏ3 の内部粒界酸化抑制に有効で、
０．０００５％以上の添加とした。一方、過剰添加する
と熱間加工性が劣化するため０．０１％以下とした。 希土類元素：特にＡｌ2 Ｏ3 の内部粒界酸化抑制に有効
で、０．０１％以上の添加とした。一方、過剰添加する
と熱間加工性が劣化するため０．０５％以下とした。な
お、ここでいう希土類元素とは、Ｌａ，Ｃｅを主とした
ランタノイド系またはＹを意味する。
に有効で、０．０００５％以上の添加とした。一方、過
剰添加すると熱間加工性が劣化するため０．０１％以下
とした。 Ｍｇ：特にＡｌ2 Ｏ3 の内部粒界酸化抑制に有効で、
０．０００５％以上の添加とした。一方、過剰添加する
と熱間加工性が劣化するため０．０１％以下とした。 希土類元素：特にＡｌ2 Ｏ3 の内部粒界酸化抑制に有効
で、０．０１％以上の添加とした。一方、過剰添加する
と熱間加工性が劣化するため０．０５％以下とした。な
お、ここでいう希土類元素とは、Ｌａ，Ｃｅを主とした
ランタノイド系またはＹを意味する。
【００２０】
【実施例】表１に発明鋼および比較鋼の化学成分を示
す。これらの鋼は、真空高周波炉にて各１５kg溶製し、
加熱熱延〜酸洗（必要に応じて熱延板焼鈍を酸洗前に施
した）〜冷延〜焼鈍〜酸洗し、各試験に供試した。な
お、高ＣｒであるＣ４およびＣ７、高ＮｂであるＣ６、
高Ｍｏ，ＷのＣ３，Ｃ４およびＣ５について熱延板靱性
を確保する観点から熱延板焼鈍を施して供試した。
す。これらの鋼は、真空高周波炉にて各１５kg溶製し、
加熱熱延〜酸洗（必要に応じて熱延板焼鈍を酸洗前に施
した）〜冷延〜焼鈍〜酸洗し、各試験に供試した。な
お、高ＣｒであるＣ４およびＣ７、高ＮｂであるＣ６、
高Ｍｏ，ＷのＣ３，Ｃ４およびＣ５について熱延板靱性
を確保する観点から熱延板焼鈍を施して供試した。
【００２１】酸化試験は９００℃大気中で２００ｈまで
行い、その後各試料の断面組織を観察することで内部酸
化の形態を調査した。なお、内部粒界酸化は内部粒内酸
化に比べ優先的に生じるため、粒界酸化の深さ＝内部酸
化進展の深さとなるため、内部酸化相深さを測定し、こ
れを耐内部酸化性の指標とした。
行い、その後各試料の断面組織を観察することで内部酸
化の形態を調査した。なお、内部粒界酸化は内部粒内酸
化に比べ優先的に生じるため、粒界酸化の深さ＝内部酸
化進展の深さとなるため、内部酸化相深さを測定し、こ
れを耐内部酸化性の指標とした。
【００２２】図２に０．５％以上のＳｉを含む鋼の９０
０℃×２００ｈ大気中連続酸化試験後の、内部酸化相の
深さを測定した結果を示す。内部酸化相の深さはsol.Ａ
ｌ≦０．０２０％、sol.Ｔｉ≦０．１５％の領域で１０
μｍ以下（Ｐ２，Ｐ６，Ｐ９）、更にsol.Ａｌ≦０．０
１５％、sol.Ｔｉ≦０．１０％の領域（Ｐ１，Ｐ３，Ｐ
４，Ｐ７）で殆どなくなる。またＣａ，Ｍｇおよび希土
類元素（ＲＥＭ）を添加（Ｐ１０，Ｐ１１，Ｐ１２）す
ると、同程度のsol.Ａｌおよびsol.Ｔｉのこれらを添加
していない鋼と比較すると、耐内部酸化性に優れたもの
が得られる。
０℃×２００ｈ大気中連続酸化試験後の、内部酸化相の
深さを測定した結果を示す。内部酸化相の深さはsol.Ａ
ｌ≦０．０２０％、sol.Ｔｉ≦０．１５％の領域で１０
μｍ以下（Ｐ２，Ｐ６，Ｐ９）、更にsol.Ａｌ≦０．０
１５％、sol.Ｔｉ≦０．１０％の領域（Ｐ１，Ｐ３，Ｐ
４，Ｐ７）で殆どなくなる。またＣａ，Ｍｇおよび希土
類元素（ＲＥＭ）を添加（Ｐ１０，Ｐ１１，Ｐ１２）す
ると、同程度のsol.Ａｌおよびsol.Ｔｉのこれらを添加
していない鋼と比較すると、耐内部酸化性に優れたもの
が得られる。
【００２３】また、図３は発明鋼の添加Ｓｉ量と２８
（sol.Ａｌ／２７＋sol.Ｔｉ／４８）との関係を示す
が、１０×２８（sol.Ａｌ／２７＋sol.Ｔｉ／４８）≦
Ｓｉの領域で耐内部酸化性に特に優れている（Ｐ１，Ｐ
３，Ｐ４，Ｐ５，Ｐ８）。また、図２および図３より高
Ｓｉ化：１０×２８（sol.Ａｌ／２７＋sol.Ｔｉ／４
８）≦ＳｉはＴｉの内部酸化相抑制に有効に作用し、Ｃ
ａ，Ｍｇおよび希土類元素（ＲＥＭ）の添加はＡｌの内
部酸化相抑制に有効に作用する傾向にある。表２に各鋼
の機械的性質および内部酸化相深さを示す。低Ｓｉ（＜
０．５）であるＣ１およびＣ４は内部酸化相深さが大き
い。また、ＭｏおよびＷが２％以上添加されているＣ
３，Ｃ４およびＣ５、Ｃｒ量の高いＣ４およびＣ７は、
高耐力−低延性である。更にＣａ，Ｍｇおよび希土類元
素（ＲＥＭ）を過剰に添加する（Ｃ８，Ｃ９，Ｃ１０）
と圧延時に割れが多発してしまう。
（sol.Ａｌ／２７＋sol.Ｔｉ／４８）との関係を示す
が、１０×２８（sol.Ａｌ／２７＋sol.Ｔｉ／４８）≦
Ｓｉの領域で耐内部酸化性に特に優れている（Ｐ１，Ｐ
３，Ｐ４，Ｐ５，Ｐ８）。また、図２および図３より高
Ｓｉ化：１０×２８（sol.Ａｌ／２７＋sol.Ｔｉ／４
８）≦ＳｉはＴｉの内部酸化相抑制に有効に作用し、Ｃ
ａ，Ｍｇおよび希土類元素（ＲＥＭ）の添加はＡｌの内
部酸化相抑制に有効に作用する傾向にある。表２に各鋼
の機械的性質および内部酸化相深さを示す。低Ｓｉ（＜
０．５）であるＣ１およびＣ４は内部酸化相深さが大き
い。また、ＭｏおよびＷが２％以上添加されているＣ
３，Ｃ４およびＣ５、Ｃｒ量の高いＣ４およびＣ７は、
高耐力−低延性である。更にＣａ，Ｍｇおよび希土類元
素（ＲＥＭ）を過剰に添加する（Ｃ８，Ｃ９，Ｃ１０）
と圧延時に割れが多発してしまう。
【００２４】
【表１】
【００２５】
【表２】
【００２６】
【発明の効果】本発明は、自動車排気系材料や発電プラ
ントにおける高温部材として用いられ、今後の燃焼効率
向上に対応可能な高温時の内部粒界酸化を抑制防止した
フェライト系ステンレス鋼を得ることができる。
ントにおける高温部材として用いられ、今後の燃焼効率
向上に対応可能な高温時の内部粒界酸化を抑制防止した
フェライト系ステンレス鋼を得ることができる。
【図１】Ｃ１鋼の大気中９００℃×２００ｈ連続酸化試
験後の試料の断面組織スケッチを示す。内部酸化形態と
して、前述のように酸化皮膜／母相界面近傍で、母相粒
界に針状Ａｌ2 Ｏ3 、母相粒内にＴｉＯ2 が認められ
る。
験後の試料の断面組織スケッチを示す。内部酸化形態と
して、前述のように酸化皮膜／母相界面近傍で、母相粒
界に針状Ａｌ2 Ｏ3 、母相粒内にＴｉＯ2 が認められ
る。
【図２】内部酸化相深さのsol.Ａｌ−sol.Ｔｉマップで
あるが、内部酸化相深さが１０μｍ以下とするためには
sol.Ａｌ≦０．０２０％以下−sol.Ｔｉ≦０．１５％で
あることが必要で、殆どなくするためにはsol.Ａｌ≦
０．０１５％以下−sol.Ｔｉ≦０．１０％であることが
必要である。
あるが、内部酸化相深さが１０μｍ以下とするためには
sol.Ａｌ≦０．０２０％以下−sol.Ｔｉ≦０．１５％で
あることが必要で、殆どなくするためにはsol.Ａｌ≦
０．０１５％以下−sol.Ｔｉ≦０．１０％であることが
必要である。
【図３】Ｓｉ量と内部酸化相深さとの関係を示す。Ｓｉ
≧１０×２８（sol.Ａｌ／２７＋sol.Ｔｉ／４８）で内
部酸化相が殆どなくなる。
≧１０×２８（sol.Ａｌ／２７＋sol.Ｔｉ／４８）で内
部酸化相が殆どなくなる。
Claims (7)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０３％以下、 Ｎ ：０．０３％以下、 Ｓｉ：０．５〜２．０％、 Ｍｎ：１．０％以下、 Ｃｒ：１０〜２０％、 sol.Ａｌ：０．０２０％以下、 sol.Ｔｉ：０．１５％以下、 但し、sol.Ａｌおよびsol.Ｔｉ量は下記の式により算出
される値とする sol.Ｔｉ* ＝Ｔｉ−４８×（Ｎ／１４＋Ｃ／１２） ・sol.Ｔｉ* ≧０の時 sol.Ｔｉ＝sol.Ｔｉ* sol.Ａｌ＝Ａｌ ・sol.Ｔｉ* ＜０かつＴｉ≦（４８／１４）Ｎの時 sol.Ｔｉ＝０ sol.Ａｌ＝Ａｌ−（２７／１４）×（Ｎ−（１４／４
８）×Ｔｉ） ・sol.Ｔｉ* ＜０かつＴｉ＞（４８／１４）Ｎの時 sol.Ｔｉ＝０ sol.Ａｌ＝Ａｌ を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる内部粒
界酸化の少ない耐熱用フェライト系ステンレス鋼。 - 【請求項２】 請求項１の成分にさらに重量％で、 Ｎｂ：０．８％以下、 Ｍｏ：２．０％以下、 Ｗ ：２．０％以下 の１種以上を含むことを特徴とする耐熱用フェライト系
ステンレス鋼。 - 【請求項３】 重量％で、 Ｃ ：０．００５〜０．０１５％、 Ｎ ：０．００５〜０．０２％ としたことを特徴とする請求項１あるいは２記載の耐熱
用フェライト系ステンレス鋼。 - 【請求項４】 重量％で、 Ｃｒ：１０〜１７％、 sol.Ａｌ：０．０１５％以下、 sol.Ｔｉ：０．１０％以下とし、かつ １０×２８×（sol.Ａｌ／２７＋sol.Ｔｉ／４８）≦Ｓ
ｉ を満たすことを特徴とする請求項１，２あるいは３に記
載の耐熱用フェライト系ステンレス鋼。 - 【請求項５】 請求項１，２，３あるいは４において、
さらに重量％で、 Ｃａ：０．０００５〜０．０１％，Ｍｇ：０．０００５
〜０．０１％，希土類元素：０．０１０〜０．０５％の
１種以上を含むことを特徴とする耐熱用フェライト系ス
テンレス鋼。 - 【請求項６】 請求項１，２，３，４あるいは５に記載
の耐熱用フェライト系ステンレス鋼の鋼板薄板または鋼
管からなる自動車排気系部品。 - 【請求項７】 請求項１，２，３，４あるいは５に記載
の耐熱用フェライト系ステンレス鋼からなる発電用排気
系構造部材。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP606695A JPH08170155A (ja) | 1994-10-19 | 1995-01-18 | 内部粒界酸化の少ない耐熱用フェライト系ステンレス鋼 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6-253727 | 1994-10-19 | ||
| JP25372794 | 1994-10-19 | ||
| JP606695A JPH08170155A (ja) | 1994-10-19 | 1995-01-18 | 内部粒界酸化の少ない耐熱用フェライト系ステンレス鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08170155A true JPH08170155A (ja) | 1996-07-02 |
Family
ID=26340139
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP606695A Pending JPH08170155A (ja) | 1994-10-19 | 1995-01-18 | 内部粒界酸化の少ない耐熱用フェライト系ステンレス鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08170155A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN105925913A (zh) * | 2015-02-27 | 2016-09-07 | Posco公司 | 耐晶间腐蚀性优异的铁素体类不锈钢 |
| EP3428292A1 (en) | 2017-07-14 | 2019-01-16 | Daido Steel Co.,Ltd. | Ferritic stainless steel and heat-resistant member |
-
1995
- 1995-01-18 JP JP606695A patent/JPH08170155A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN105925913A (zh) * | 2015-02-27 | 2016-09-07 | Posco公司 | 耐晶间腐蚀性优异的铁素体类不锈钢 |
| JP2016164309A (ja) * | 2015-02-27 | 2016-09-08 | ポスコ | 耐粒界腐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼 |
| EP3428292A1 (en) | 2017-07-14 | 2019-01-16 | Daido Steel Co.,Ltd. | Ferritic stainless steel and heat-resistant member |
| US10689723B2 (en) | 2017-07-14 | 2020-06-23 | Daido Steel Co., Ltd. | Ferritic stainless steel and heat-resistant member |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
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