RU2443796C1 - Ferritic stainless steel with excellent heat resistance and viscosity - Google Patents
Ferritic stainless steel with excellent heat resistance and viscosity Download PDFInfo
- Publication number
- RU2443796C1 RU2443796C1 RU2010140956/02A RU2010140956A RU2443796C1 RU 2443796 C1 RU2443796 C1 RU 2443796C1 RU 2010140956/02 A RU2010140956/02 A RU 2010140956/02A RU 2010140956 A RU2010140956 A RU 2010140956A RU 2443796 C1 RU2443796 C1 RU 2443796C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- less
- steel
- content
- resistance
- viscosity
- Prior art date
Links
- 229910001220 stainless steel Inorganic materials 0.000 title claims description 23
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 14
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 13
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims abstract description 12
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims abstract description 12
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 claims abstract description 11
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 10
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 3
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims abstract description 3
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 abstract description 143
- 239000010959 steel Substances 0.000 abstract description 143
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 abstract description 46
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 abstract description 46
- 230000000694 effects Effects 0.000 abstract description 23
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 abstract description 9
- 150000002910 rare earth metals Chemical class 0.000 abstract description 9
- 239000000126 substance Substances 0.000 abstract description 7
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 abstract description 3
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 abstract description 2
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 abstract description 2
- WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N tungsten Chemical compound [W] WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 2
- 239000010937 tungsten Substances 0.000 abstract description 2
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract 2
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract 2
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract 2
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract 1
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract 1
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract 1
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract 1
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract 1
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract 1
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract 1
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract 1
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract 1
- 239000005864 Sulphur Substances 0.000 abstract 1
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract 1
- QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N Zirconium Chemical compound [Zr] QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract 1
- 239000004411 aluminium Substances 0.000 abstract 1
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract 1
- 239000010941 cobalt Substances 0.000 abstract 1
- 229910017052 cobalt Inorganic materials 0.000 abstract 1
- GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N cobalt atom Chemical compound [Co] GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract 1
- 239000010949 copper Substances 0.000 abstract 1
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 abstract 1
- 239000011572 manganese Substances 0.000 abstract 1
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 abstract 1
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 abstract 1
- 239000010955 niobium Substances 0.000 abstract 1
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract 1
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 abstract 1
- 239000010936 titanium Substances 0.000 abstract 1
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium atom Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract 1
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 40
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 21
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 12
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 12
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 12
- 238000009661 fatigue test Methods 0.000 description 11
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 10
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 10
- 125000004122 cyclic group Chemical group 0.000 description 10
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 9
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 9
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 8
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 8
- 238000009863 impact test Methods 0.000 description 6
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 description 5
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 4
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 3
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 3
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 3
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 3
- 239000007858 starting material Substances 0.000 description 3
- 230000004584 weight gain Effects 0.000 description 3
- 235000019786 weight gain Nutrition 0.000 description 3
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 description 2
- 238000011161 development Methods 0.000 description 2
- 239000000446 fuel Substances 0.000 description 2
- 239000011261 inert gas Substances 0.000 description 2
- 239000000463 material Substances 0.000 description 2
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 2
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 2
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 2
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 2
- 238000000034 method Methods 0.000 description 2
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 2
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 2
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 2
- 239000003923 scrap metal Substances 0.000 description 2
- 239000010935 stainless steel Substances 0.000 description 2
- 239000002436 steel type Substances 0.000 description 2
- 150000003606 tin compounds Chemical class 0.000 description 2
- 208000025599 Heat Stress disease Diseases 0.000 description 1
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 1
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 1
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 description 1
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 1
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 1
- 230000008021 deposition Effects 0.000 description 1
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 1
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 1
- 238000005530 etching Methods 0.000 description 1
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 1
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 1
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 1
- 230000006698 induction Effects 0.000 description 1
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000009847 ladle furnace Methods 0.000 description 1
- 229910001068 laves phase Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002932 luster Substances 0.000 description 1
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 1
- 238000005554 pickling Methods 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 238000003825 pressing Methods 0.000 description 1
- 238000011160 research Methods 0.000 description 1
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 1
- 238000012549 training Methods 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
Abstract
Description
Область техники, к которой относится изобретениеFIELD OF THE INVENTION
Настоящее изобретение относится к Cr-содержащей стали, и в частности относится к ферритной нержавеющей стали, обладающей жаростойкостью (сопротивлением термической усталости и сопротивлением окислению) и имеющей превосходную вязкость, которая может применяться для изготовления элементов выхлопной системы, которые эксплуатируются под воздействием высокотемпературных окружающих сред, т.е., для изготовления выхлопных труб автомобилей и мотоциклов, выходных трактов картеров гидротрансформаторов и тепловых электростанций и т.п.The present invention relates to Cr-containing steel, and in particular relates to ferritic stainless steel having heat resistance (resistance to thermal fatigue and oxidation resistance) and having excellent viscosity, which can be used to manufacture exhaust system elements that are operated under high temperature environments, i.e., for the manufacture of exhaust pipes for automobiles and motorcycles, exhaust ducts for crankcases of torque converters and thermal power plants, etc.
Уровень техникиState of the art
Детали выхлопной системы, которые эксплуатируются под воздействием сред выхлопной системы автомобилей, например коллекторы, выхлопные трубы, корпуса конвертеров и глушители, должны обладать превосходным сопротивлением термической усталости и сопротивлением окислению (в дальнейшем, оба свойства вместе называются «жаростойкостью»). В условиях, когда требуется высокая жаростойкость, в настоящее время широко используются Cr-содержащие стали, включающие Nb и Si, например сталь типа 429 (14Cr-0,9Si-0,4Nb). Однако сопротивление термической усталости стали типа 429 стало недостаточным, поскольку при улучшении рабочих характеристик двигателя температура выхлопного газа поднимается до температур свыше 900°C.Exhaust system parts that are operated under the influence of vehicle exhaust systems, such as manifolds, exhaust pipes, converter housings and silencers, must have excellent thermal fatigue resistance and oxidation resistance (hereinafter, both properties are collectively referred to as “heat resistance”). In conditions where high heat resistance is required, Cr-containing steels, including Nb and Si, for example, type 429 steel (14Cr-0.9Si-0.4Nb) are currently widely used. However, the thermal fatigue resistance of type 429 steel became insufficient, since with an improvement in engine performance, the temperature of the exhaust gas rises to temperatures above 900 ° C.
Для решения этой проблемы, например, была разработана Cr-содержащая сталь, которая обладает повышенной жаропрочностью, благодаря введению в ее состав Nb и Mo, т.е., сталь SUS444 (19Cr-0,5Nb-2Mo) в соответствии со стандартом JIS G4305 и ферритная нержавеющая сталь, включающая Nb, Mo и W (например, см. публикацию не прошедшей экспертизу японской патентной заявки №2004-018921). Однако, поскольку в настоящее время редкие металлы, такие как Мо и W, значительно возросли в цене, потребовалась разработка сталей, обладающих жаростойкостью, эквивалентной жаростойкости сталей, содержащих Mo, W или аналогичные элементы, при использовании недорогих исходных материалов.To solve this problem, for example, Cr-containing steel was developed, which has increased heat resistance due to the introduction of Nb and Mo, i.e., SUS444 steel (19Cr-0.5Nb-2Mo) in accordance with JIS G4305 and ferritic stainless steel including Nb, Mo, and W (for example, see Japanese Examined Patent Application Publication No. 2004-018921). However, since rare metals such as Mo and W are currently significantly increased in price, the development of steels with heat resistance equivalent to the heat resistance of steels containing Mo, W or similar elements using inexpensive starting materials was required.
Например, в документе WO 2003/004714 описывается ферритная нержавеющая сталь, используемая для изготовления деталей контура выхлопного газа автомобиля, в состав которой не входят дорогие элементы, такие как Mo и W, при этом в сталь, содержащую Cr: от 10 до 20 мас.%, введены следующие легирующие элементы, обеспечивающие превосходную жаростойкость: Nb: 0,50 мас.% или менее, Cu: от 0,8 до 2,0 мас.% и V: от 0,03 до 0,20 мас.%; в публикации не прошедшей экспертизу японской патентной заявки №2006-117985 описывается ферритная нержавеющую сталь, обладающая превосходным сопротивлением термической усталости, при этом, в сталь, содержащую Cr от 10 до 20 мас.%, добавлены: Ti: от 0,05 до 0,30 мас.%, Nb: от 0,10 до 0,60 мас.%, Cu: от 0,8 до 2,0 мас.% и В: от 0,0005 до 0,02 мас.%; в публикации не прошедшей экспертизу японской патентной заявки №2000-297355 описывается ферритная нержавеющая сталь для выхлопной системы автомобиля, при этом в сталь, содержащую Cr от 15 до 25 мас.%, добавлено: Cu: от 1 до 3 мас.%. Эти все стали характеризуются тем, что при введении в состав стали Cu сопротивление термической усталости возрастает.For example, document WO 2003/004714 describes ferritic stainless steel used to make parts of an automobile exhaust gas circuit, which does not include expensive elements such as Mo and W, while in steel containing Cr: from 10 to 20 wt. %, the following alloying elements have been introduced, providing excellent heat resistance: Nb: 0.50 wt.% or less, Cu: from 0.8 to 2.0 wt.% and V: from 0.03 to 0.20 wt.%; Japanese Patent Publication No. 2006-117985, which has not passed the examination, describes ferritic stainless steel having excellent thermal fatigue resistance, while in a steel containing Cr from 10 to 20 wt.%, Ti is added: from 0.05 to 0, 30 wt.%, Nb: from 0.10 to 0.60 wt.%, Cu: from 0.8 to 2.0 wt.% And B: from 0.0005 to 0.02 wt.%; Japanese Unexamined Patent Application Publication No. 2000-297355 describes ferritic stainless steel for an automobile exhaust system, while in a steel containing Cr from 15 to 25 wt.%, Cu is added: from 1 to 3 wt.%. These all steels are characterized in that when Cu is introduced into the composition of the steel, the resistance to thermal fatigue increases.
Однако согласно исследованиям, проведенным авторами настоящего изобретения, было установлено, что добавка Cu в соответствии с технологией, описанной в вышеупомянутых патентных документах, повышает сопротивление термической усталости, но снижает сопротивление окислению стали и, в целом, жаростойкость стали ухудшается. Кроме того, сталь SUS444 содержит Cr в количестве, превышающем его содержание в стали типа 429, и также содержит большое количество Mo. Так или иначе, остается проблема, состоящая в том, что вязкость материала основы является низкой.However, according to studies conducted by the inventors of the present invention, it was found that the addition of Cu in accordance with the technology described in the aforementioned patent documents increases the resistance to thermal fatigue, but reduces the oxidation resistance of the steel and, in general, the heat resistance of the steel is deteriorated. In addition, SUS444 steel contains Cr in an amount exceeding its content in type 429 steel, and also contains a large amount of Mo. One way or another, the problem remains that the viscosity of the base material is low.
Соответственно, задача настоящего изобретения состоит в том, чтобы создать ферритную нержавеющую сталь, которая обладает превосходным сопротивлением термической усталости и превосходным сопротивлением окислению, а также обладает вязкостью, эквивалентной или превышающей вязкость стали типа 429, не содержащую дорогие элементы, такие как Mo и W, при разработке технологии изготовления которой может быть предотвращено снижение сопротивления окислению, вызванное добавкой Cu. В настоящем изобретении термин «превосходное сопротивление термической усталости и сопротивление окислению» означает, что имеются характеристики, которые являются эквивалентными или превышают характеристики стали SUS444 и, в частности, что сопротивление окислению при температуре 950°C и сопротивление термической усталости при циклической термической нагрузке в диапазоне температур от 100°C до 850°C являются эквивалентными или превышают указанные характеристики стали SUS444. Кроме того, термин «вязкость, которая является эквивалентной вязкости стали типа 429», означает, что отношение поверхности хрупкого излома к общей поверхности излома листа холоднокатаной стали толщиной 2 мм эквивалентно этому показателю стали типа 429 при испытании на ударную вязкость по Шарпи при температуре -40°C.Accordingly, an object of the present invention is to provide a ferritic stainless steel that has excellent thermal fatigue resistance and excellent oxidation resistance, and also has a viscosity equivalent to or higher than the viscosity of type 429 steel without expensive elements such as Mo and W, in the development of manufacturing technology which can be prevented by a decrease in oxidation resistance caused by the addition of Cu. In the present invention, the term “excellent thermal fatigue resistance and oxidation resistance” means that there are characteristics that are equivalent to or exceed the characteristics of SUS444 steel and, in particular, that the oxidation resistance at a temperature of 950 ° C and thermal fatigue resistance at cyclic thermal load in the range temperatures from 100 ° C to 850 ° C are equivalent or exceed the specified characteristics of SUS444 steel. In addition, the term “viscosity, which is equivalent to the viscosity of type 429 steel,” means that the ratio of the surface of brittle fracture to the total fracture surface of a sheet of cold-rolled
Раскрытие изобретенияDisclosure of invention
В настоящем изобретении предлагается ферритная нержавеющая сталь, включающая: C: 0,015 мас.% или менее, Si: 0,5 мас.% или менее, Mn: 0,5 мас.% или менее, P: 0,04 мас.% или менее, S: 0,006 мас.% или менее, Cr: от 16 до 20 мас.%, N: 0,015 мас.% или менее, Nb: от 0,3 до 0,55 мас.%, Ti: 0,01 мас.% или менее, Mo: 0,1 мас.% или менее, W: 0,1 мас.% или менее, Cu: от 1,0 до 2,5 мас.%, Al: от 0,2 до 1,2 мас.% и остальное Fe и неизбежные примеси.The present invention provides ferritic stainless steel comprising: C: 0.015 wt.% Or less, Si: 0.5 wt.% Or less, Mn: 0.5 wt.% Or less, P: 0.04 wt.% Or less, S: 0.006 wt.% or less, Cr: from 16 to 20 wt.%, N: 0.015 wt.% or less, Nb: from 0.3 to 0.55 wt.%, Ti: 0.01 wt. wt.% or less, Mo: 0.1 wt.% or less, W: 0.1 wt.% or less, Cu: from 1.0 to 2.5 wt.%, Al: from 0.2 to 1, 2 wt.% And the rest of Fe and inevitable impurities.
Кроме того, в дополнение к вышеупомянутому составу компонентов, ферритная нержавеющая сталь согласно настоящему изобретению может включать один или несколько элементов, выбранных от группы, состоящей из: B: 0,003 мас.% или менее, РЗМ: 0,08 мас.% или менее, Zr: 0,5 мас.% или менее, V: 0,5 мас.% или менее, Co: 0,5 мас.% или менее и Ni: 0,5 мас.% или менее.In addition, in addition to the above composition of the components, the ferritic stainless steel according to the present invention may include one or more elements selected from the group consisting of: B: 0.003 wt.% Or less, REM: 0.08 wt.% Or less, Zr: 0.5 wt.% Or less, V: 0.5 wt.% Or less, Co: 0.5 wt.% Or less and Ni: 0.5 wt.% Or less.
Согласно настоящему изобретению, ферритная нержавеющая сталь, которая обладает жаростойкостью (сопротивлением термической усталости и сопротивлением окислению), эквивалентной или превышающей жаростойкость стали SUS444, а также обладающая вязкостью, эквивалентной или превышающей вязкость стали типа 429 (ссылка на сталь №29, химический состав которой представлен в таблице 1), является недорогой, так как не содержит дорогие элементы Мо или W. В связи с этим, сталь согласно настоящему изобретению, соответственно, может использоваться для изготовления деталей выхлопной системы автомобиля.According to the present invention, ferritic stainless steel that has a heat resistance (resistance to thermal fatigue and oxidation resistance) equivalent to or higher than the heat resistance of SUS444 steel, and also having a viscosity equivalent to or higher than the viscosity of type 429 steel (reference to steel No. 29, the chemical composition of which is presented table 1), is inexpensive, because it does not contain expensive elements Mo or W. In this regard, the steel according to the present invention, respectively, can be used for the manufacture of parts of the exhaust system of the car.
Краткое описание чертежейBrief Description of the Drawings
Фиг.1 - вид образца для испытания на термическую усталость.Figure 1 - view of the sample for testing for thermal fatigue.
Фиг.2 - диаграмма, показывающая температурные условия и условия заневоливания при испытании на термическую усталость.FIG. 2 is a diagram showing temperature conditions and conditions of regressing during a thermal fatigue test.
Фиг.3 - график, показывающий влияние содержания Cu на сопротивление термической усталости.Figure 3 is a graph showing the effect of the Cu content on the resistance to thermal fatigue.
Фиг.4 - график, показывающий влияние содержания Al на сопротивление окислению (прирост массы при окислении).Figure 4 is a graph showing the effect of Al content on oxidation resistance (mass gain upon oxidation).
Фиг.5 - график, показывающий влияние содержания Al на сопротивление окислению (количество отслоившейся окалины).5 is a graph showing the effect of Al content on oxidation resistance (amount of exfoliated scale).
Фиг.6 - график, показывающий влияние содержания Si на сопротивление окислению (количество отслоившейся окалины).6 is a graph showing the effect of the Si content on the oxidation resistance (amount of exfoliated scale).
Фиг.7 - график, показывающий влияние содержания Mn на вязкость (отношение поверхности хрупкого излома к общей поверхности излома).Fig. 7 is a graph showing the effect of the Mn content on viscosity (ratio of brittle fracture surface to total fracture surface).
Фиг.8 - график, показывающий влияние содержания Al на вязкость (отношение поверхности хрупкого излома к общей поверхности излома).Fig. 8 is a graph showing the effect of Al content on viscosity (ratio of brittle fracture surface to total fracture surface).
Фиг.9 - график, показывающий влияние содержания Ti на вязкость (отношение поверхности хрупкого излома к общей поверхности излома).Fig. 9 is a graph showing the effect of Ti content on viscosity (ratio of brittle fracture surface to total fracture surface).
Осуществление изобретенияThe implementation of the invention
Авторы настоящего изобретения провели интенсивные исследования для разработки ферритной нержавеющей стали, обладающей превосходным сопротивлением термической усталости и превосходной коррозионной стойкостью, а также превосходной вязкостью, без введения дорогих элементов, таких как Mo или W, при этом в стали предотвращается снижение коррозионной стойкости, вызванной добавкой Cu, что является проблемой при обычной технологии. В результате, было установлено, что может быть обеспечена высокая жаропрочность в широком диапазоне температур, и сопротивление термической усталости может быть повышено при совместной добавке Nb в диапазоне от 0,3 до 0,55 мас.% и Cu в диапазоне от 1,0 до 2,5 мас.%; и что снижение коррозионной стойкости, связанное с добавкой Cu, может быть предотвращено посредством введения Al в количестве от 0,2 мас.% или более; и что, поэтому, жаростойкость (сопротивление термической усталости и сопротивление окислению), эквивалентная или превышающая жаропрочность стали SUS444, может быть получена регулировкой количества Nb, Cu, и Al в соответствующих упомянутых выше диапазонах. Кроме того, было установлено, что стойкость к отслаиванию окалины при циклическом испытании на окисление сталей, содержащих Cu и Al, может быть улучшена при оптимизации добавляемого количества Si (0,5 мас.% или менее); и что вязкость может быть повышена до уровня, эквивалентного или превышающего уровень вязкости стали типа 429, при оптимизации добавляемого количества Mn, Al и Ti (Mn: 0,5 мас.% или менее, Al: 1,2 мас.% или менее, Ti: 0,01 мас.% или менее). Тем самым, было осуществлено настоящее изобретение.The inventors of the present invention conducted intensive research to develop ferritic stainless steel having excellent thermal fatigue resistance and excellent corrosion resistance, as well as excellent toughness, without introducing expensive elements such as Mo or W, while reducing the corrosion resistance caused by the addition of Cu in steel , which is a problem with conventional technology. As a result, it was found that high heat resistance can be ensured in a wide temperature range, and the resistance to thermal fatigue can be increased by co-adding Nb in the range from 0.3 to 0.55 wt.% And Cu in the range from 1.0 to 2.5 wt.%; and that the decrease in corrosion resistance associated with the addition of Cu can be prevented by introducing Al in an amount of from 0.2 wt.% or more; and that, therefore, heat resistance (resistance to thermal fatigue and oxidation resistance) equivalent to or greater than the heat resistance of SUS444 steel can be obtained by adjusting the amount of Nb, Cu, and Al in the respective ranges mentioned above. In addition, it was found that the resistance to scale peeling during a cyclic oxidation test of steels containing Cu and Al can be improved by optimizing the added amount of Si (0.5 wt.% Or less); and that the viscosity can be increased to a level equivalent to or higher than the viscosity level of type 429 steel, while optimizing the added amount of Mn, Al and Ti (Mn: 0.5 wt.% or less, Al: 1.2 wt.% or less, Ti: 0.01 wt.% Or less). Thus, the present invention has been completed.
Прежде всего, будут описаны основные эксперименты, которые позволили разработать настоящее изобретение.First of all, the basic experiments that have allowed to develop the present invention will be described.
Были приготовлены стали путем добавления различного количества Cu к основе, имеющей в своем составе компоненты: C: от 0,005 до 0,007 мас.%, N: от 0,004 до 0,006 мас.%, Si: 0,3 мас.%, Mn: 0,2 мас.%, Cr: 17 мас.%, Nb: 0,45 мас.% и Al: 0,35 мас.%, из которых в лабораторных условиях были отлиты 50 кг стальные слитки. Стальные слитки нагревали до температуры 1170°C и затем подвергали горячей прокатке для получения листовых заготовок толщиной 30 мм и шириной 150 мм. Затем из листовых заготовок ковали прутки с поперечным сечением 35×35 мм. Прутки отжигали при температуре 1030°C и затем подвергали механической обработке, чтобы изготовить образцы для испытания на термическую усталость, имеющие размеры, показанные на фиг.1. Затем, как показано на фиг.2, образцы подвергали циклической температурной обработке, при которой циклически проводили нагрев до температуры 850°C и охлаждение до температуры 100°C, при степени заневоливания 0,35, и проводили измерения для определения долговечности образцов при испытании на термическую усталость. К тому же, долговечность при испытании на термическую усталость определялась как наименьшее количество циклов до достижения напряжения (рассчитанного при делении нагрузки, измеренной при температуре 100°C, на поперечное сечение нагреваемого параллельного участка испытываемого образца, показанного на фиг. 1), которое начинает непрерывно уменьшаться по отношению к напряжению предыдущего цикла. Этот показатель эквивалентен количеству циклов до появления трещины в испытываемом образце. Для сравнения, сталь SUS444 (сталь, содержащая Cr: 18 мас.%, Mo: 2 мас.% и Nb: 0,5 мас.%), была подвергнута тому же самому испытанию.Steel was prepared by adding various amounts of Cu to a base having components in its composition: C: from 0.005 to 0.007 wt.%, N: from 0.004 to 0.006 wt.%, Si: 0.3 wt.%, Mn: 0. 2 wt.%, Cr: 17 wt.%, Nb: 0.45 wt.% And Al: 0.35 wt.%, Of which 50 kg of steel ingots were cast under laboratory conditions. Steel ingots were heated to a temperature of 1170 ° C and then hot rolled to produce
На фиг.3 представлены результаты испытания на термическую усталость. Результаты, представленные на графике подтверждают, что при добавке Cu в сталь в количестве 1,0 мас.% или более долговечность при термической усталости эквивалентна или превышает долговечность при термической усталости (приблизительно 1100 циклов), полученную при испытании стали SUS444, и поэтому для повышения долговечности при термической усталости эффективной является добавка Cu в количестве 1 мас.% или более.Figure 3 presents the results of the thermal fatigue test. The results presented in the graph confirm that when Cu is added to steel in an amount of 1.0 wt.% Or more, the fatigue life is equivalent to or greater than the heat fatigue life (approximately 1100 cycles) obtained when testing SUS444 steel and therefore to increase longevity during thermal fatigue is effective the addition of Cu in an amount of 1 wt.% or more.
Затем были приготовлены стали путем добавления различного количества Al к основе, имеющей в своем составе компоненты: C: 0,006 мас.%, N: 0,007 мас.%, Mn: 0,2 мас.%, Si: 0,3 мас.%, Cr: 17 мас.%, Nb: 0,49 мас.% и Cu: 1,5 мас.%, из которых в лабораторных условиях были отлиты 50 кг стальные слитки. Стальные слитки подвергали горячей прокатке, горячекатаные листы отжигали, подвергали холодной прокатке и окончательно отжигали для формирования холоднокатаных отожженных листов толщиной 2 мм. Полученные таким образом холоднокатаные стальные листы разрезали на испытываемые образцы размером 30×20 мм. Далее, в верхней части каждого испытываемого образца выполняли отверстие диаметром 4 мм. Затем переднюю поверхность и торцевую поверхность каждого образца полировали наждачной бумагой #320 и образец обезжиривали и подвергали испытаниям, указанным ниже.Then, steels were prepared by adding various amounts of Al to a base having components in its composition: C: 0.006 wt.%, N: 0.007 wt.%, Mn: 0.2 wt.%, Si: 0.3 wt.%, Cr: 17 wt.%, Nb: 0.49 wt.% And Cu: 1.5 wt.%, Of which 50 kg of steel ingots were cast under laboratory conditions. Steel ingots were hot rolled, hot rolled sheets were annealed, cold rolled and finally annealed to form 2 mm thick cold rolled annealed sheets. The cold-rolled steel sheets thus obtained were cut into test samples measuring 30 × 20 mm. Further, a hole with a diameter of 4 mm was made in the upper part of each test sample. Then, the front surface and end surface of each sample was polished with # 320 sandpaper and the sample was degreased and subjected to the tests indicated below.
Испытание при непрерывном окислении на воздухеContinuous Air Oxidation Test
Испытываемый образец выдерживали в течение 300 часов в воздушной печи, нагретой до температуры 950°C. Затем, вычисляли разность массы испытываемого образца до и после испытания при нагреве для определения прироста массы образца на единицу поверхности (г/м2) при окислении.The test sample was kept for 300 hours in an air oven heated to a temperature of 950 ° C. Then, the mass difference of the test sample was calculated before and after the test when heated to determine the weight gain of the sample per unit surface (g / m 2 ) during oxidation.
Испытание при циклическом окислении на воздухеAir cyclic oxidation test
Испытываемый образец подвергали циклической термической обработке на базе 600 циклов, при которой образец нагревали до температуры 950°C в течение 25 мин и охлаждали до температуры 100°C в течение 1 мин на воздухе. Затем определяли количество окалины (г/м2), отслоившейся от поверхности испытываемого образца, исходя из разности массы образца до и после испытания. При этом скорость нагрева и скорость охлаждения при испытании составляли 5°C/сек и 1,5°C/сек соответственно.The test sample was subjected to cyclic heat treatment based on 600 cycles, in which the sample was heated to a temperature of 950 ° C for 25 min and cooled to a temperature of 100 ° C for 1 min in air. Then, the amount of scale (g / m 2 ) exfoliated from the surface of the test sample was determined based on the difference in sample weight before and after the test. The heating rate and cooling rate during the test were 5 ° C / s and 1.5 ° C / s, respectively.
На фиг.4 представлены результаты измерения прироста массы при окислении. На фиг.5 представлены результаты измерения количества отслоившейся окалины. Эти результаты подтверждают, что при введении в сталь добавки Al в количестве 0,2 мас.% или более получена коррозионная стойкость стали, эквивалентная или превышающая коррозионную стойкость стали SUS444 (прирост массы при окислении составлял 27 г/м2 или менее, количество отслоившейся окалины составляло менее 4 г/м2).Figure 4 presents the measurement results of the mass gain during oxidation. Figure 5 presents the results of measuring the amount of exfoliated scale. These results confirm that when Al was added to the steel in an amount of 0.2 wt.% Or more, the corrosion resistance of the steel was obtained, equivalent to or higher than the corrosion resistance of SUS444 steel (the weight gain during oxidation was 27 g / m 2 or less, the amount of exfoliated scale was less than 4 g / m 2 ).
Затем были приготовлены стали путем добавления различного количества Si к основе, имеющей в своем составе компоненты: C: 0,006 мас.%, N: 0,007 мас.%, Mn: 0,2 мас.%, Al: 0,45 мас.%, Cr: 17 мас.%, Nb: 0,49 мас.% и Cu: 1,5 мас.%, из которых в лабораторных условиях были отлиты 50 кг стальные слитки. Далее, были приготовлены холоднокатаные отожженные листы толщиной 2 мм, как указано выше, которые подвергали указанному выше циклическому испытанию на окисление и измеряли количество отслоившейся окалины. Результаты представлены на фиг.6. Эти результаты подтверждают, что когда содержание Si в стали превышает 0,5%, даже при добавлении Al в соответствующем количестве, наблюдается уменьшение адгезии окалины, в связи с чем, увеличивается количество отслоившейся окалины, и не может быть получена жаростойкость, эквивалентная жаростойкости стали SUS444.Then, steels were prepared by adding various amounts of Si to the base, which had in its composition components: C: 0.006 wt.%, N: 0.007 wt.%, Mn: 0.2 wt.%, Al: 0.45 wt.%, Cr: 17 wt.%, Nb: 0.49 wt.% And Cu: 1.5 wt.%, Of which 50 kg of steel ingots were cast under laboratory conditions. Next, cold-rolled annealed sheets of 2 mm thickness were prepared as described above, which were subjected to the aforementioned cyclic oxidation test and the amount of exfoliated scale was measured. The results are presented in Fig.6. These results confirm that when the Si content in the steel exceeds 0.5%, even when Al is added in an appropriate amount, there is a decrease in the adhesion of the scale, and therefore, the amount of exfoliated scale increases, and heat resistance equivalent to that of SUS444 steel cannot be obtained. .
На конечном этапе были приготовлены стали путем добавления различного количества Mn, Al, и Ti к основе, имеющей в своем составе компоненты: C: от 0,006 до 0,007 мас.%, N: от 0,006 до 0,007 мас.%, Si: 0,3 мас.%, Cr: 17 мас.%, Nb: 0,45 мас.% и Cu: 1,5 мас.%, из которых в лабораторных условиях были отлиты 50 кг стальные слитки. Стальные слитки были подвергнуты горячей прокатке, горячекатаные листы отжигали, подвергали холодной прокатке и заключительному отжигу для формирования холоднокатаных отожженных листов толщиной 2 мм. Нестандартные образцы для испытания на ударную вязкость по Шарпи вырезали из холоднокатаных отожженных листов и испытание на ударную вязкость по Шарпи проводили при температуре -40°C, после чего оценивали вязкость стали, исходя из соотношения между измеренной поверхностью хрупкого излома и общей поверхностью излома.At the final stage, steels were prepared by adding various amounts of Mn, Al, and Ti to a base containing components: C: from 0.006 to 0.007 wt.%, N: from 0.006 to 0.007 wt.%, Si: 0.3 wt.%, Cr: 17 wt.%, Nb: 0.45 wt.% and Cu: 1.5 wt.%, of which 50 kg of steel ingots were cast under laboratory conditions. The steel ingots were hot rolled, the hot rolled sheets were annealed, cold rolled and finally annealed to form 2 mm thick cold rolled annealed sheets. Non-standard Charpy impact test specimens were cut from cold-rolled annealed sheets and the Charpy impact test was carried out at a temperature of -40 ° C, after which the steel viscosity was estimated based on the ratio between the measured surface of brittle fracture and the total fracture surface.
На фиг.7 показано влияние содержания Mn на вязкость стали, когда количество Al и Ti составляет 0,25 мас.% и 0,006 мас.% соответственно; на фиг.8 показано влияние содержания Al на вязкость стали, когда количество Mn и Ti составляет 0,1 мас.% и 0,005 мас.% соответственно; и на фиг.9 показано влияние содержания Ti на вязкость стали, когда количество Al и Mn составляет 0,25 мас.% и 0,1 мас.% соответственно. Эти результаты подтверждают, что для получения вязкости, эквивалентной или превышающей вязкость стали типа 429, необходимо в стали следующее содержание компонентов: Mn: 0,3 мас.% или менее, Al: 1,2 мас.% или менее и Ti: 0,01 мас.% или менее.7 shows the effect of the Mn content on the viscosity of steel when the amounts of Al and Ti are 0.25 wt.% And 0.006 wt.%, Respectively; on Fig shows the effect of Al content on the viscosity of the steel when the amount of Mn and Ti is 0.1 wt.% and 0.005 wt.%, respectively; and FIG. 9 shows the effect of the Ti content on the steel viscosity when the amounts of Al and Mn are 0.25 wt.% and 0.1 wt.%, respectively. These results confirm that in order to obtain a viscosity equivalent to or higher than the viscosity of type 429 steel, the following component content is necessary in the steel: Mn: 0.3 wt.% Or less, Al: 1.2 wt.% Or less, and Ti: 0. 01 wt.% Or less.
Настоящее изобретение было выполнено при дальнейших исследованиях, основываясь на вышеописанных полученных данных.The present invention was carried out in further studies based on the above data obtained.
Далее, будет описан химический состав ферритной нержавеющей стали согласно настоящему изобретению.Next, the chemical composition of ferritic stainless steel according to the present invention will be described.
С: 0,015 мас.% или менееC: 0.015 wt.% Or less
C является элементом, эффективным для повышения прочности стали, но при его содержании, превышающем 0,015 мас.%, значительно снижается вязкость и формуемость стали. Поэтому, согласно настоящему изобретению в стали установлено содержание C: 0,015 мас.% или менее. К тому же, с точки зрения обеспечения формуемости, предпочтительным является более низкое содержание C, при этом предпочтительным является содержание C: 0,008 мас.% или менее. С другой стороны, для обеспечения прочности стали, требуемой для изготовления деталей выхлопной системы, предпочтительным является содержание C: 0,001 мас.% или более. В связи с этим более предпочтительное содержание С в стали находится в диапазоне от 0,002 до 0,008 мас.%.C is an element effective in increasing the strength of steel, but when its content exceeds 0.015 wt.%, The viscosity and formability of the steel is significantly reduced. Therefore, according to the present invention, a C content of 0.015% by mass or less is established in the steel. In addition, from the viewpoint of providing formability, a lower C content is preferable, with a C content of 0.008 wt.% Or less being preferred. On the other hand, to ensure the strength of steel required for the manufacture of parts of the exhaust system, a content of C: 0.001 mass% or more is preferred. In this regard, a more preferred content of C in steel is in the range from 0.002 to 0.008 wt.%.
Si: 0,5 мас.% или менееSi: 0.5 wt.% Or less
Si добавляют в качестве раскисляющего элемента. Предпочтительно, добавлять Si в количестве 0,05 мас.% или более. Кроме того, Si обладает эффектом повышения коррозионной стойкости, на которую делается акцент в настоящем изобретении, но этот эффект невысок по сравнению с эффектом, которым обладает Al. С другой стороны, как показано на фиг.6, при добавке Si в избыточном количестве, превышающем 0,5 мас.%, снижается сопротивление к отслаиванию окалины, в результате чего, жаростойкость не может быть эквивалентной или превышающей жаростойкость стали SUS444. В связи с этим в стали верхний предел содержания Si установлен 0,5 мас.%.Si is added as a deoxidizing element. Preferably, Si is added in an amount of 0.05 wt.% Or more. In addition, Si has the effect of improving the corrosion resistance, which is emphasized in the present invention, but this effect is low compared with the effect that Al has. On the other hand, as shown in FIG. 6, with the addition of Si in an excess amount exceeding 0.5 wt.%, The resistance to scale peeling decreases, as a result, the heat resistance cannot be equivalent to or higher than the heat resistance of SUS444 steel. In this regard, in steel, the upper limit of the Si content is set to 0.5 wt.%.
Mn: 0,5 мас.% или менееMn: 0.5 wt.% Or less
Mn является элементом, который повышает прочность стали и также обладает раскисляющим эффектом. Предпочтительно, чтобы добавка Mn составляла 0,05 мас.% или более. Однако при избытке содержания Mn имеется тенденция к образованию у фазы при высокой температуре и к уменьшению жаростойкости. Кроме того, как показано на фиг. 7, когда содержание Mn превышает 0,5 мас.%, не достигается вязкость, эквивалентная или превышающая вязкость стали типа 429, и задача настоящего изобретения не может быть достигнута. Поэтому, в стали согласно настоящему изобретению содержание Mn установлено 0,5 мас.% или менее.Mn is an element that increases the strength of steel and also has a deoxidizing effect. Preferably, the addition of Mn is 0.05 wt.% Or more. However, with an excess of Mn content, there is a tendency to the formation of the phase at high temperature and to a decrease in heat resistance. Furthermore, as shown in FIG. 7, when the Mn content exceeds 0.5 wt.%, A viscosity equivalent to or higher than the viscosity of type 429 steel is not achieved, and the object of the present invention cannot be achieved. Therefore, in the steel according to the present invention, the Mn content is set to 0.5 wt.% Or less.
Р: 0,04 мас.% или менееP: 0.04 wt.% Or less
P является вредным элементом, который снижает вязкость, и желательно, чтобы его содержание было низким, насколько это возможно. Поэтому, согласно настоящему изобретению в стали содержание Р установлено 0,04 мас.% или менее, предпочтительно, 0,03 мас.% или менее.P is a harmful element that reduces viscosity, and it is desirable that its content be as low as possible. Therefore, according to the present invention, the content of P in steel is set to 0.04 wt.% Or less, preferably 0.03 wt.% Or less.
S: 0.006 мас.% или менееS: 0.006 wt.% Or less
S является вредным элементом, который снижает удлинение и величину R, и неблагоприятно влияет на формуемость, а также снижает коррозионную стойкость, которая является основным свойством нержавеющих сталей. В связи с этим, желательно в стали снизить содержание S, насколько это возможно. Поэтому, согласно настоящему изобретению в стали содержание S установлено 0,006 мас.% или менее и, предпочтительно, 0,003 мас.% или менее.S is a harmful element that reduces elongation and R value, and adversely affects the formability, and also reduces the corrosion resistance, which is the main property of stainless steels. In this regard, it is desirable to reduce the content of S in steel as much as possible. Therefore, according to the present invention, the content of S in steel is set to 0.006 wt.% Or less, and preferably 0.003 wt.% Or less.
Cr: от 16 до 20 мас.%Cr: from 16 to 20 wt.%
Cr является важным элементом, эффективным для повышения коррозионной стойкости и сопротивления окислению, которые относятся к характерным свойствам нержавеющих сталей, но достаточное сопротивление окислению не может быть достигнуто при содержании в стали Cr менее 16 мас.%. С другой стороны, Cr является элементом, повышающим твердость и снижающим пластичность стали в результате упрочнения твердого раствора стали при комнатной температуре. В частности, при содержании в стали Cr более 20 мас.% становятся существенными вышеупомянутые неблагоприятные эффекты, приводящие к тому, что не могут быть получены обрабатываемость и вязкость, эквивалентные или превышающие указанные характеристики стали типа 429. Поэтому, согласно настоящему изобретению в стали содержание Cr установлено в диапазоне от 16 до 20 мас.%, предпочтительно, в диапазоне от 16 до 19 мас.%.Cr is an important element effective in increasing the corrosion resistance and oxidation resistance, which are related to the characteristic properties of stainless steels, but sufficient oxidation resistance cannot be achieved when the content of Cr steel is less than 16 wt.%. On the other hand, Cr is an element that increases the hardness and reduces the ductility of steel as a result of hardening of a solid solution of steel at room temperature. In particular, when the content in the Cr steel is more than 20 wt.%, The above-mentioned adverse effects become significant, leading to the fact that workability and toughness equivalent or exceeding the specified characteristics of steel of type 429. cannot be obtained. Therefore, according to the present invention, the content of Cr in steel set in the range from 16 to 20 wt.%, preferably in the range from 16 to 19 wt.%.
N: 0,015 мас.% или менееN: 0.015 wt.% Or less
N является элементом, который снижает вязкость и формуемость стали, и при содержании N, превышающем 0,015 мас.%, эти характеристики существенно ухудшаются. В связи с этим, в стали содержание N установлено 0,015 мас.% или менее. Кроме того, если требуется более высокая вязкость стали, содержание N дополнительно снижают, и оно составляет, предпочтительно, менее 0,010 мас.%.N is an element that reduces the viscosity and formability of the steel, and when the N content exceeds 0.015 wt.%, These characteristics are significantly impaired. In this regard, in the steel, the N content is set to 0.015 wt.% Or less. In addition, if a higher viscosity of the steel is required, the N content is further reduced, and it is preferably less than 0.010 wt.%.
Nb: от 0,3 до 0,55 мас.%Nb: 0.3 to 0.55 wt.%
Nb является элементом, обладающим эффектами повышения коррозионной стойкости, формуемости и стойкости к межкристаллитной коррозии зоны сварного шва, благодаря фиксации формирующихся карбонитридов с C и N, а также повышает сопротивление термической усталости, улучшая жаропрочность. Эти эффекты обнаруживаются, когда в стали содержание Nb составляет 0,3 мас.% или более. С другой стороны, когда в стали содержание Nb превышает 0,55 мас.%, имеется тенденция к выпадению фазы Лавеса, что приводит к снижению вязкости. Поэтому, в стали содержание Nb установлено в диапазоне от 0,3 до 0,55 мас.% и, предпочтительно, установлено в диапазоне от 0,4 до 0,5 мас.%.Nb is an element with the effects of increasing corrosion resistance, formability and resistance to intergranular corrosion of the weld zone, due to the fixation of the formed carbonitrides with C and N, and also increases the resistance to thermal fatigue, improving heat resistance. These effects are detected when the content of Nb in steel is 0.3 mass% or more. On the other hand, when the Nb content in steel exceeds 0.55 wt.%, There is a tendency for the Laves phase to precipitate, which leads to a decrease in viscosity. Therefore, in the steel, the Nb content is set in the range from 0.3 to 0.55 wt.% And, preferably, is set in the range from 0.4 to 0.5 wt.%.
Ti: 0,01 мас.% или менееTi: 0.01 wt.% Or less
Ti является элементом, который связывается с N легче, чем Nb, и имеет тенденцию к формированию грубого соединения TiN. Грубое соединение TiN действует как надрез, который существенно снижает вязкость. В частности, как показано на фиг. 9, когда содержание Ti превышает 0,01 мас.%, такие неблагоприятные эффекты становятся существенными. Поэтому, согласно настоящему изобретению в стали содержание Ti установлено 0,01% или менее.Ti is an element that binds to N more easily than Nb and tends to form a coarse TiN compound. The coarse TiN compound acts as an incision, which significantly reduces viscosity. In particular, as shown in FIG. 9, when the Ti content exceeds 0.01 mass%, such adverse effects become significant. Therefore, according to the present invention, the Ti content in steel is set to 0.01% or less.
Mo: 0,1 мас.% или менееMo: 0.1 wt.% Or less
Mo является дорогим элементом и, исходя из целей настоящего изобретения, специально не добавляется. Однако он может присутствовать в исходных материалах, например, в металлоломе в количестве 0,1 мас.% или менее. Поэтому, содержание Мо установлено 0,1 мас.% или менее.Mo is an expensive element and, for the purposes of the present invention, is not specifically added. However, it may be present in the starting materials, for example, in scrap metal in an amount of 0.1 wt.% Or less. Therefore, the Mo content is set to 0.1 wt.% Or less.
W: 0,1 мас.% или менееW: 0.1 wt.% Or less
W является дорогим элементом, подобно Mo, и, исходя из целей настоящего изобретения, специально не добавляется. Однако он может присутствовать в исходных материалах, например, в металлоломе в количестве 0,1 мас.% или менее. Поэтому, содержание W установлено 0,1 мас.% или менее.W is an expensive element, like Mo, and, for the purposes of the present invention, is not specifically added. However, it may be present in the starting materials, for example, in scrap metal in an amount of 0.1 wt.% Or less. Therefore, the W content is set to 0.1 wt.% Or less.
Cu: от 1,0 до 2,5 мас.%Cu: 1.0 to 2.5 wt.%
Cu является элементом, который весьма эффективен для повышения сопротивления термической усталости. Как показано на фиг.3, для получения сопротивления термической усталости, эквивалентного или превышающего сопротивление термической усталости стали SUS444, необходимое содержание Cu в стали должно составлять 1,0 мас.% или более. Однако, если содержание Cu превышает 2,5 мас.%, то во время охлаждения после термической обработки осаждается фаза ε-Cu, упрочняя сталь и способствуя охрупчиванию во время горячей обработки. Наиважнейшим фактором является то, что наряду с повышением сопротивления термической усталости при введении Cu, сопротивление окислению стали до некоторой степени снижается. Поэтому, жаростойкость стали, в общем, может быть понижена. Причина этого явления не достаточно ясна, но это может происходить в результате того, что Cu сконцентрирована в слое de-Cr чуть ниже образовавшейся окалины, предотвращая повторную диффузию Cr, являющегося элементом, которому свойственно повышать сопротивление окислению нержавеющих сталей. Поэтому, в стали содержание Cu установлено в диапазоне от 1,0 до 2,5 мас.%, предпочтительнее в диапазоне от 1,1 до 1,8 мас.%.Cu is an element that is very effective in increasing the resistance to thermal fatigue. As shown in FIG. 3, in order to obtain thermal fatigue resistance equivalent to or greater than the thermal fatigue resistance of SUS444 steel, the required Cu content in the steel should be 1.0 mass% or more. However, if the Cu content exceeds 2.5 wt.%, The ε-Cu phase precipitates during cooling after heat treatment, hardening steel and contributing to embrittlement during hot working. The most important factor is that along with an increase in the resistance to thermal fatigue with the introduction of Cu, the oxidation resistance of steel decreases to some extent. Therefore, the heat resistance of steel can generally be lowered. The reason for this phenomenon is not clear enough, but this can occur as a result of the fact that Cu is concentrated in the de-Cr layer just below the formed scale, preventing re-diffusion of Cr, which is an element that tends to increase the oxidation resistance of stainless steels. Therefore, in the steel, the Cu content is set in the range from 1.0 to 2.5 wt.%, More preferably in the range from 1.1 to 1.8 wt.%.
Al: от 0,2 до 1,2 мас.%Al: 0.2 to 1.2 wt.%
Al, как показано на фиг. 4 и 5, является необходимым элементом для повышения сопротивления окислению Cu-содержащей стали. В частности, для того чтобы сопротивление окислению было эквивалентным или превышало сопротивление окислению стали SUS444, что является целью настоящего изобретения, содержание Al в стали должно составлять 0,2 мас.% или более. С другой стороны, как показано в фиг.8, при содержании Al, превышающем 1,2 мас.%, сталь упрочняется, в связи с чем нельзя обеспечить вязкость, эквивалентную или превышающую вязкость стали типа 429. Поэтому, верхний предел содержания Al в стали установлен 1,2 мас.%, и, предпочтительно, содержание Al находится в диапазоне от 0,3 до 1,0 мас.%.Al, as shown in FIG. 4 and 5, is a necessary element to increase the oxidation resistance of Cu-containing steel. In particular, in order for the oxidation resistance to be equivalent to or greater than the oxidation resistance of SUS444 steel, which is the purpose of the present invention, the Al content in the steel should be 0.2 wt.% Or more. On the other hand, as shown in FIG. 8, when the Al content exceeds 1.2 wt.%, The steel hardens, and therefore it is impossible to provide a viscosity equivalent to or higher than the viscosity of type 429. Therefore, the upper limit of the Al content in steel 1.2 wt.% is set, and preferably, the Al content is in the range of 0.3 to 1.0 wt.%.
Ферритная нержавеющая сталь согласно настоящему изобретению может содержать один или несколько элементов, выбранных из группы, включающей: B, РЗМ, Zr, V, Co, и Ni в указанных ниже диапазонах, в дополнение к вышеупомянутым основным компонентам.Ferritic stainless steel according to the present invention may contain one or more elements selected from the group including: B, REM, Zr, V, Co, and Ni in the ranges indicated below, in addition to the aforementioned main components.
B: 0,003 мас.% или менееB: 0.003 wt.% Or less
В является элементом, эффективным для улучшения обрабатываемости, в частности, вторичной обрабатываемости. Эта важная характеристика может быть получена в стали при содержании B, составляющем 0,0005 мас.% или более, но при содержании выше 0,003 мас.% происходит осаждение BN, что снижает обрабатываемость стали. Поэтому, если В добавляют, то его содержание в стали должно составлять 0,003 мас.% или менее, предпочтительнее, в диапазоне от 0,0005 до 0,002 мас.%.B is an element effective to improve machinability, in particular secondary machinability. This important characteristic can be obtained in steel with a B content of 0.0005 mass% or more, but with a content above 0.003 mass%, BN precipitation occurs, which reduces the workability of the steel. Therefore, if B is added, then its content in the steel should be 0.003 wt.% Or less, more preferably in the range from 0.0005 to 0.002 wt.%.
РЗМ: 0,08 мас.% или менее; Zr: 0,5 мас.% или менееREM: 0.08 wt.% Or less; Zr: 0.5 wt.% Or less
Как редкоземельный металл (РЗМ), так и Zr являются элементами, повышающими сопротивление окислению и, согласно настоящему изобретению, могут быть добавлены в случае необходимости. Для получения указанного эффекта добавляемое количество указанных элементов должно составлять 0,01 мас.% или более, 0,05 мас.% или более соответственно. Однако добавка РЗМ в количестве, превышающем 0,08 мас.%, приводит к охрупчиванию стали, а добавка Zr в количестве, превышающем 0,5 мас.%, приводит к выпадению интерметаллидов Zr и к охрупчиванию стали. Поэтому, когда в сталь добавляют РЗМ, его содержание должно составлять 0,08 мас.% или менее, и когда в сталь добавляют Zr, его содержание должно составлять 0,5 мас.% или менее.Both rare earth metal (REM) and Zr are elements that increase oxidation resistance and, according to the present invention, can be added if necessary. To obtain this effect, the added amount of these elements should be 0.01 wt.% Or more, 0.05 wt.% Or more, respectively. However, the addition of rare-earth metals in an amount exceeding 0.08 wt.%, Leads to embrittlement of steel, and the addition of Zr in an amount exceeding 0.5 wt.%, Leads to the precipitation of intermetallic compounds Zr and embrittlement of steel. Therefore, when REM is added to steel, its content should be 0.08 wt.% Or less, and when Zr is added to steel, its content should be 0.5 wt.% Or less.
V: 0,5 мас.% или менееV: 0.5 wt.% Or less
V является элементом, эффективным для улучшения обрабатываемости и повышения сопротивления окислению. В частности, содержание V в стали, чтобы обеспечить эффект повышения сопротивления окислению, составляет, предпочтительно, 0,15 мас.% или более. Однако, введение излишка V в количестве, которое превышает 0,5 мас.%, приводит к осаждению грубых соединений V (С, N), ухудшающих поверхностные свойства. Поэтому, когда в сталь добавляют V, его содержание составляет, предпочтительно, 0,5 мас.% или менее, предпочтительно, содержание V устанавливают в диапазоне от 0,15 до 0,4 мас.%.V is an element effective to improve machinability and increase oxidation resistance. In particular, the V content in the steel, in order to provide an effect of increasing oxidation resistance, is preferably 0.15 wt.% Or more. However, the introduction of excess V in an amount that exceeds 0.5 wt.%, Leads to the deposition of coarse compounds V (C, N), worsening surface properties. Therefore, when V is added to the steel, its content is preferably 0.5 wt.% Or less, preferably, the content of V is set in the range from 0.15 to 0.4 wt.%.
Co: 0,5 мас.% или менееCo: 0.5 wt.% Or less
Co является элементом, эффективным для повышения вязкости, и его содержание, предпочтительно, должно составлять 0,02 мас.% или более. При введении в сталь Co наблюдается насыщение указанного эффекта, когда его содержание превышает 0.5 мас.%, к тому же, Co является дорогим элементом. Поэтому, когда в сталь добавляют Co, его содержание, предпочтительно, составляет 0,5 мас.% или менее, предпочтительнее, содержание Со устанавливают в диапазоне от 0,02 до 0,2 мас.%.Co is an element that is effective in increasing viscosity, and its content should preferably be 0.02 wt.% Or more. When Co is introduced into steel, a saturation of the indicated effect is observed when its content exceeds 0.5 wt.%; Moreover, Co is an expensive element. Therefore, when Co is added to the steel, its content is preferably 0.5 wt.% Or less, more preferably, the Co content is set in the range from 0.02 to 0.2 wt.%.
Ni: 0,5 мас.% или менееNi: 0.5 wt.% Or less
Ni является элементом, повышающим вязкость. Для получения указанного эффекта содержание Ni, предпочтительно, составляет 0,05 мас.% или более. Однако Ni является дорогим и эффективным формирователем γ-фазы. Соответственно, γ-фаза, сформированная при высокой температуре, снижает сопротивление окислению. Поэтому, когда в сталь добавляют Ni, его содержание составляет, предпочтительно, 0,5 мас.% или менее и, предпочтительнее, содержание Ni устанавливают в диапазоне от 0,05 до 0,4 мас.%.Ni is an element that increases viscosity. To obtain this effect, the Ni content is preferably 0.05 wt.% Or more. However, Ni is an expensive and effective γ-phase shaper. Accordingly, the γ phase formed at high temperature reduces oxidation resistance. Therefore, when Ni is added to the steel, its content is preferably 0.5 wt.% Or less and, more preferably, the Ni content is set in the range from 0.05 to 0.4 wt.%.
Далее, будет описан способ производства ферритной нержавеющей стали согласно настоящему изобретению.Next, a method for producing ferritic stainless steel according to the present invention will be described.
Для изготовления нержавеющей стали согласно настоящему изобретению можно использовать любой известный способ производства ферритной нержавеющей стали, который конкретно не ограничен. К примеру, предпочтительно, сталь выплавляют в известной плавильной печи, например, конвертерной печи или электропечи с дополнительным чистовым рафинированием, например, в ковше-печи или проводят вакуумное рафинирование, чтобы сталь имела вышеописанный состав компонентов согласно настоящему изобретению. Затем из расплавленной стали формируют слиток (сляб) при непрерывном литье или отливают слиток с прокаткой на блюминге. Сляб подвергают горячей прокатке с получением горячекатаного листа и, при необходимости, лист подвергают отжигу с получением горячекатаного отожженного листа. Далее горячекатаный лист подвергают обработке, например, травлению, холодной прокатке, окончательному отжигу и декапированию для получения холоднокатаного отожженного листа. Холодную прокатку можно выполнять один раз или дважды, причем с промежуточным отжигом между ними, и каждая стадия холодной прокатки, окончательный отжиг и декапирование могут повторяться. Кроме того, в некоторых случаях отжиг горячекатаного листа может быть опущен. Когда стальной лист должен иметь поверхностный блеск, после холодной прокатки или окончательного отжига может быть выполнена дрессировка. Кроме того, предпочтительно, чтобы температура нагрева сляба перед горячей прокаткой поддерживалась в диапазоне от 1000 до 1250°C, температура отжига горячекатаного листа поддерживалась в диапазоне от 900 до 1100°C и температура окончательного отжига поддерживалась в диапазоне от 900 до 1120°C.For the manufacture of stainless steel according to the present invention, you can use any known method for the production of ferritic stainless steel, which is not particularly limited. For example, it is preferable that steel is smelted in a known melting furnace, for example, a converter furnace or electric furnace, with additional fine refining, for example, in a ladle furnace or vacuum refining is carried out so that the steel has the above-described composition of the components according to the present invention. Then, an ingot (slab) is formed from molten steel during continuous casting or an ingot is cast with rolling on a blooming. The slab is subjected to hot rolling to obtain a hot-rolled sheet and, if necessary, the sheet is annealed to obtain a hot-rolled annealed sheet. Next, the hot-rolled sheet is subjected to processing, for example, pickling, cold rolling, final annealing and decapitation to obtain a cold-rolled annealed sheet. Cold rolling can be performed once or twice, with intermediate annealing between them, and each stage of cold rolling, final annealing and decapitation can be repeated. In addition, in some cases, annealing of the hot rolled sheet may be omitted. When the steel sheet must have a surface luster, training can be performed after cold rolling or final annealing. In addition, it is preferable that the heating temperature of the slab before hot rolling was maintained in the range from 1000 to 1250 ° C, the annealing temperature of the hot rolled sheet was maintained in the range from 900 to 1100 ° C, and the temperature of the final annealing was maintained in the range from 900 to 1120 ° C.
Полученную таким образом ферритную нержавеющую сталь согласно настоящему изобретению затем подвергали необходимой обработке, например, разрезке, гибке, прессованию с целью получения различных типов деталей выхлопной системы, которые используются в высокотемпературных средах, например, выхлопных труб автомобилей и мотоциклов и выходных трактов картеров гидротрансформаторов и тепловых электростанций. Кроме того, нержавеющая сталь согласно настоящему изобретению, применяемая для изготовления вышеупомянутых деталей, не ограничивается холоднокатаными отожженными листами и для изготовления деталей может использоваться как горячекатаный лист, так и горячекатаный отожженный лист и, кроме того, может использоваться лист после обработки для удаления окалины, если в этом есть необходимость. Кроме того, метод сварки для сборки вышеупомянутых деталей конкретно не ограничен и можно применять, к примеру, обычную дуговую сварку, например, сварку плавящимся электродом в среде инертного газа (MIG), сварку металлическим электродом в среде газа (MAG), или сварку вольфрамовым электродом в среде инертного газа (TIG), контактную сварку, например, точечную сварку или шовную роликовую сварку, при этом контактную сварку можно проводить различными способами, применяя, например, высокочастотную контактную сварку, высокочастотную индукционную сварку или лазерную сварку.Thus obtained ferritic stainless steel according to the present invention was then subjected to the necessary processing, for example, cutting, bending, pressing in order to obtain various types of parts of the exhaust system, which are used in high-temperature environments, for example, exhaust pipes of automobiles and motorcycles and exhaust ducts of torque converter and thermal crankcase power plants. In addition, the stainless steel according to the present invention used for manufacturing the above-mentioned parts is not limited to cold-rolled annealed sheets and both hot-rolled sheet and hot-rolled annealed sheet can be used to manufacture parts, and, in addition, the sheet after processing can be used to remove scale if there is a need for this. In addition, the welding method for assembling the aforementioned parts is not particularly limited, and it is possible to apply, for example, conventional arc welding, for example, consumable electrode inert gas (MIG) welding, metal electrode welding in gas medium (MAG), or tungsten electrode welding in an inert gas medium (TIG), contact welding, for example, spot welding or seam roller welding, while contact welding can be carried out in various ways, using, for example, high-frequency contact welding, high-frequency induction welding ku or laser welding.
Пример 1Example 1
Сталь №1-27, имеющая химический состав, представленный в таблице 1, была отлита в слитки в вакуумной плавильной печи для получения 50 кг стальных слитков. Каждый стальной слиток был разделен штамповкой на два стальных слитка. Затем один из этих двух стальных слитков нагревали до температуры 1170°C и далее подвергали горячей прокатке для получения горячекатаного листа толщиной 5 мм. Проводили отжиг горячекатаного листа при температуре 1020°C, травление, холодную прокатку при обжатии 60%, окончательный отжиг при температуре 1030°C, охлаждение со средней скоростью охлаждения 20°C/сек и декапирование для формирования холоднокатаного отожженного листа толщиной 2 мм. Далее полученный лист подвергали испытаниям на сопротивление окислению и на ударную вязкость. К тому же, для сравнения холоднокатаные отожженные листы были изготовлены, как указано выше, из стали SUS444, стали типа 429 и сталей, описанных в документе WO 2003/004714 и публикациях не прошедших экспертизу японских патентных заявок №2006-117985 и №2000-297355, химический состав которых представлен №№ 28-32 в таблице 1, и были подвергнуты тем же самым оценочным испытаниям.Steel No. 1-27, having the chemical composition shown in Table 1, was cast into ingots in a vacuum melting furnace to produce 50 kg of steel ingots. Each steel ingot was stamped into two steel ingots. Then one of these two steel ingots was heated to a temperature of 1170 ° C and then subjected to hot rolling to obtain a hot-rolled sheet with a thickness of 5 mm. The hot-rolled sheet was annealed at a temperature of 1020 ° C, etching, cold rolling at a reduction of 60%, final annealing at a temperature of 1030 ° C, cooling with an average cooling rate of 20 ° C / s, and decapitation to form a cold-rolled annealed sheet with a thickness of 2 mm. Next, the resulting sheet was tested for oxidation resistance and impact strength. In addition, for comparison, cold-rolled annealed sheets were made, as described above, of SUS444 steel, type 429 steel and the steels described in WO 2003/004714 and publications not passed the examination of Japanese patent applications No. 2006-117985 and No. 2000-297355 , the chemical composition of which is presented No. 28-32 in table 1, and were subjected to the same evaluation tests.
Испытание при непрерывном окислении на воздухеContinuous Air Oxidation Test
Из различных холоднокатаных отожженных листов вырезали испытываемые образцы размером 30×20 мм, и в верхней части каждого образца выполняли отверстие диаметром 4 мм. Далее переднюю поверхность и торцевую поверхность каждого образца полировали наждачной бумагой #320, образец обезжиривали и затем подвешивали в воздушной печи, нагретой до температуры 950°C, и выдерживали в течение 300 часов. После испытания определяли массу образца и вычисляли разность массы испытываемого образца до и после испытания для определения прироста массы при окислении (г/м2). К тому же, испытание выполняли дважды, и для оценки сопротивления окислению при непрерывном окислении использовали среднее значение.Test samples of 30 × 20 mm in size were cut out of various cold-rolled annealed sheets, and a hole with a diameter of 4 mm was made in the upper part of each sample. Next, the front surface and the end surface of each sample were polished with sandpaper # 320, the sample was degreased and then suspended in an air oven heated to a temperature of 950 ° C and held for 300 hours. After the test, the mass of the sample was determined and the difference in mass of the test sample before and after the test was calculated to determine the weight gain during oxidation (g / m 2 ). In addition, the test was performed twice, and an average value was used to evaluate oxidation resistance during continuous oxidation.
Испытание при циклическом окислении на воздухеAir cyclic oxidation test
Из различных холоднокатаных отожженных листов вырезали испытываемые образцы размером 30×20 мм, и в верхней части каждого образца выполняли отверстие диаметром 4 мм. Далее переднюю поверхность и торцевую поверхность каждого образца полировали наждачной бумагой #320, образец обезжиривали и затем подвергали испытанию на окисление, при котором на воздухе повторяли нагрев до 950°C и охлаждение до 100°C. Скорость нагрева и скорость охлаждения составляли 5°C/сек и 1,5°C/сек, соответственно, и при температуре 100°C время выдержки составляло 1 мин и при температуре 950°C время выдержки составляло 25 мин, при этом испытание проводили на базе 600 циклов. Для оценки сопротивления окислению при циклическом испытании определяли массу образца после проведения испытания и рассчитывали разность массы до и после испытания, чтобы определить количество отслоившейся окалины (г/м2). К тому же, испытание выполняли дважды, и для оценки сопротивления окислению при циклическом испытании использовали среднюю величину.Test samples of 30 × 20 mm in size were cut out of various cold-rolled annealed sheets, and a hole with a diameter of 4 mm was made in the upper part of each sample. Next, the front surface and the end surface of each sample were polished with # 320 sandpaper, the sample was degreased and then subjected to an oxidation test, in which heating to 950 ° C and cooling to 100 ° C were repeated in air. The heating rate and cooling rate were 5 ° C / s and 1.5 ° C / s, respectively, and at a temperature of 100 ° C the exposure time was 1 min and at a temperature of 950 ° C the exposure time was 25 min, while the test was carried out on base of 600 cycles. To evaluate the oxidation resistance during a cyclic test, the mass of the sample was determined after the test and the mass difference was calculated before and after the test to determine the amount of exfoliated scale (g / m 2 ). In addition, the test was performed twice, and an average value was used to evaluate the oxidation resistance in a cyclic test.
Испытание на ударную вязкость по ШарпиCharpy Impact Test
Брали различные холоднокатаные отожженные листы и из каждого листа вырезали три испытываемых образцы для испытания на ударную вязкость по Шарпи, на каждом образце выполняли V-образный надрез перпендикулярно направлению прокатки, и указанные образцы подвергали испытанию на ударную вязкость по Шарпи при температуре -40°С. Измеряли отношение поверхности хрупкого излома к общей поверхности излома этих трех образцов и вычисляли среднее значение для оценки вязкости стали.Various cold-rolled annealed sheets were taken and three test specimens for Charpy impact testing were cut from each sheet, a V-shaped notch perpendicular to the rolling direction was made on each specimen, and these samples were subjected to Charpy impact test at a temperature of -40 ° C. The ratio of the surface of the brittle fracture to the total fracture surface of these three samples was measured and the average value was calculated to estimate the viscosity of the steel.
Пример 2Example 2
Оставшийся из двух стальных слитков, которые были получены при разделении 50 кг стального слитка, как указано в примере 1, нагревали до температуры 1170°C и затем подвергали горячей прокатке для получения листовой заготовки толщиной 30 мм и шириной 150 мм. Затем из листовой заготовки ковали квадратный пруток со стороной 35 мм. Пруток отжигали при температуре 1030°C и затем подвергали механической обработке, чтобы изготовить образец для испытания на термическую усталость, размеры которого приведены на фиг.1. Далее образец подвергали испытанию на термическую усталость, которое описывается ниже. Как и в примере 1, для сравнения аналогичным образом изготавливали образцы из стали SUS444, стали типа 429 и сталей, описанных в документе WO 2003/004714 и в публикациях не прошедших экспертизу японских патентных заявок №2006-117985 и №2000-297355, и проводили испытания на термическую усталость.The remaining of the two steel ingots, which were obtained by separating 50 kg of the steel ingot, as described in Example 1, was heated to a temperature of 1170 ° C and then hot rolled to obtain a
Испытание на термическую усталостьThermal fatigue test
При испытании на термическую усталость, циклически проводили нагрев до температуры 850°C и охлаждение до температуры 100°C, при степени заневоливания 0,35, и определяли долговечность при термической усталости. При этом испытании как скорость нагрева, так и скорость охлаждения составляли 10°C/сек, и при температуре 100°C время выдержки составляло 2 мин и при температуре 850°C время выдержки составляло 5 мин. К тому же, долговечность при испытании на термическую усталость определялась как наименьшее количество циклов до достижения напряжения (рассчитанного при делении нагрузки, измеренной при температуре 100°C, на поперечное сечение нагреваемого параллельного участка испытываемого образца), которое начинает непрерывно уменьшаться по отношению к напряжению предыдущего цикла.In the thermal fatigue test, heating to a temperature of 850 ° C and cooling to a temperature of 100 ° C were carried out cyclically, with a degree of gouging of 0.35, and the durability under thermal fatigue was determined. In this test, both the heating rate and the cooling rate were 10 ° C / s, and at a temperature of 100 ° C the exposure time was 2 minutes and at a temperature of 850 ° C the exposure time was 5 minutes. In addition, the durability in the thermal fatigue test was determined as the smallest number of cycles until the voltage is reached (calculated by dividing the load measured at 100 ° C by the cross section of the heated parallel section of the test sample), which begins to decrease continuously with respect to the voltage of the previous cycle.
Результаты испытания при непрерывном окислении на воздухе, испытания при циклическом окислении на воздухе и испытания на ударную вязкость по Шарпи согласно примеру 1 и результаты испытания на термическую усталость согласно примеру 2 представлены в таблице 2. Из таблицы 2 видно, что все стали, изготовленные в соответствии с настоящим изобретением, обладают сопротивлением окислению и сопротивлением термической усталости, которые эквивалентны или превышают указанные характеристики стали SUS444 и обладают вязкостью, эквивалентной или превышающей вязкость стали типа 429, и поэтому соответствуют цели настоящего изобретения. С другой стороны, любая из сталей в сравнительных примерах, которые находятся вне объема настоящего изобретения, и стали в примерах, изготовленные по известной технологии, описанной в ссылках уровня техники, не являются одновременно превосходными по всем показателям, а именно сопротивлению окислению, сопротивлению термической усталости и вязкости материала основы, и, таким образом, не обладают свойствами, которые соответствуют цели настоящего изобретения.The results of tests for continuous oxidation in air, tests for cyclic oxidation in air and Charpy impact tests according to example 1 and the results of thermal fatigue tests according to example 2 are presented in table 2. From table 2 it is seen that all steels made in accordance with the present invention, have oxidation resistance and thermal fatigue resistance that are equivalent to or exceed the specified characteristics of SUS444 steel and have a viscosity equivalent to or exceeding the toughness of steel of type 429, and therefore, are consistent with the objectives of the present invention. On the other hand, any of the steels in the comparative examples that are outside the scope of the present invention and the steels in the examples made according to the known technology described in the prior art are not simultaneously excellent in all respects, namely, oxidation resistance, thermal fatigue resistance and the viscosity of the base material, and thus do not possess properties that are consistent with the objectives of the present invention.
Сталь согласно настоящему изобретению может, соответственно, применяться не только для изготовления деталей выхлопной системы, например, автомобилей, но также и для изготовления деталей вытяжной системы тепловых энергосистем и деталей топливных батарей твердоокисных топливных элементов, где требуются подобные свойства.The steel according to the present invention can, accordingly, be used not only for the manufacture of parts of the exhaust system, for example, automobiles, but also for the manufacture of parts of the exhaust system of thermal power systems and parts of fuel cells of solid oxide fuel cells where similar properties are required.
Zr/0,10Ni / 0.21
Zr / 0.10
Claims (2)
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2008-057613 | 2008-03-07 | ||
| JP2008057613 | 2008-03-07 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2443796C1 true RU2443796C1 (en) | 2012-02-27 |
Family
ID=41056185
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2010140956/02A RU2443796C1 (en) | 2008-03-07 | 2009-03-05 | Ferritic stainless steel with excellent heat resistance and viscosity |
Country Status (10)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US20110123387A1 (en) |
| EP (1) | EP2264202B1 (en) |
| JP (1) | JP5387057B2 (en) |
| KR (2) | KR20130049835A (en) |
| CN (1) | CN101965415B (en) |
| BR (1) | BRPI0909643A2 (en) |
| ES (1) | ES2519716T3 (en) |
| RU (1) | RU2443796C1 (en) |
| TW (1) | TWI431122B (en) |
| WO (1) | WO2009110641A1 (en) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2603519C2 (en) * | 2012-09-03 | 2016-11-27 | Аперам Стейнлесс Франс | Ferrite stainless steel sheet, method for production thereof and use thereof, especially in exhaust systems |
| RU2650353C1 (en) * | 2017-09-18 | 2018-04-11 | Юлия Алексеевна Щепочкина | Steel |
| RU2712668C1 (en) * | 2016-02-02 | 2020-01-30 | Ниппон Стил Стейнлес Стил Корпорейшн | Hot-rolled sheet from nb-containing ferritic stainless steel and method for manufacture thereof, and cold-rolled sheet from nb-containing ferritic stainless steel and method for manufacture thereof |
Families Citing this family (17)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4831256B2 (en) * | 2010-01-28 | 2011-12-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | High corrosion resistance ferritic stainless hot rolled steel sheet with excellent toughness |
| WO2011096454A1 (en) * | 2010-02-02 | 2011-08-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Highly corrosion-resistant cold-rolled ferrite stainless steel sheet having excellent toughness, and process for production thereof |
| JP5600012B2 (en) * | 2010-02-09 | 2014-10-01 | 日新製鋼株式会社 | Ferritic stainless steel with excellent oxidation resistance and secondary work brittleness resistance, as well as steel and secondary work products |
| JP5152387B2 (en) * | 2010-10-14 | 2013-02-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Ferritic stainless steel with excellent heat resistance and workability |
| JP5609571B2 (en) * | 2010-11-11 | 2014-10-22 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Ferritic stainless steel with excellent oxidation resistance |
| KR101273936B1 (en) * | 2011-08-12 | 2013-06-11 | 한국과학기술연구원 | Ferritic stainless steel with excellent oxidation resistance, manufacturing method thereof and fuel cell interconnector using the same |
| JP5304935B2 (en) * | 2011-10-14 | 2013-10-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Ferritic stainless steel |
| JP5234214B2 (en) * | 2011-10-14 | 2013-07-10 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Ferritic stainless steel |
| CN102392184B (en) * | 2011-12-15 | 2013-04-24 | 钢铁研究总院 | High temperature resistant oxyferrite heat resistant steel bar and preparation process thereof |
| DE102013004905A1 (en) * | 2012-03-23 | 2013-09-26 | Salzgitter Flachstahl Gmbh | Zunderarmer tempered steel and process for producing a low-dispersion component of this steel |
| MX2015013765A (en) * | 2013-03-27 | 2016-02-26 | Nippon Steel & Sumikin Sst | Hot-rolled ferritic stainless-steel plate, process for producing same, and steel strip. |
| CN103305766B (en) * | 2013-05-10 | 2018-05-25 | 宝钢不锈钢有限公司 | A kind of High-strength high-plasticity ferritic stainless steel and its manufacturing method |
| KR101809812B1 (en) * | 2013-07-29 | 2017-12-15 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | Ferritic stainless steel having excellent corrosion resistance of weld zone |
| MX2016014668A (en) | 2014-05-14 | 2017-03-06 | Jfe Steel Corp | Ferritic stainless steel. |
| KR102508125B1 (en) * | 2018-01-31 | 2023-03-08 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | ferritic stainless steel |
| JP7278476B2 (en) * | 2020-04-15 | 2023-05-19 | 日鉄ステンレス株式会社 | Ferritic stainless steel material and manufacturing method thereof |
| CN114318153B (en) * | 2021-12-31 | 2022-11-08 | 长春工业大学 | Al-modified Cu-rich phase reinforced ferrite stainless steel and preparation method thereof |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2033465C1 (en) * | 1991-12-04 | 1995-04-20 | Маркелова Татьяна Александровна | Ferrite steel |
| RU2132886C1 (en) * | 1994-05-31 | 1999-07-10 | Южин Савуа | Stainless ferrite steel having improved machineability |
| RU2242325C2 (en) * | 1999-04-22 | 2004-12-20 | Юзинор | Process for continuous casting of band of ferrite stainless steel |
Family Cites Families (19)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01287249A (en) * | 1988-12-27 | 1989-11-17 | Nkk Corp | Austenitic stainless steel tube and its manufacture |
| DE69221096T2 (en) * | 1991-12-19 | 1998-02-26 | Sumitomo Metal Ind | Exhaust manifold |
| EP0691412B1 (en) * | 1994-01-26 | 2000-04-19 | Kawasaki Steel Corporation | Method of manufacturing stainless steel sheet of high corrosion resistance |
| JPH08199244A (en) * | 1995-01-25 | 1996-08-06 | Nisshin Steel Co Ltd | Production of ferritic stainless steel sheet excellent in burring workability |
| JPH08260110A (en) * | 1995-03-23 | 1996-10-08 | Nisshin Steel Co Ltd | Sheet or thin-walled tube of ferritic stainless steel excellent in high temperature oxidation resistance and adhesion of scale |
| JP3411767B2 (en) * | 1996-01-30 | 2003-06-03 | Ｊｆｅスチール株式会社 | High-strength, high-ductility ferrite single-phase Cr-containing steel sheet and method for producing the same |
| JP3744084B2 (en) * | 1996-10-25 | 2006-02-08 | 大同特殊鋼株式会社 | Heat-resistant alloy with excellent cold workability and overaging characteristics |
| JP3468156B2 (en) | 1999-04-13 | 2003-11-17 | 住友金属工業株式会社 | Ferritic stainless steel for automotive exhaust system parts |
| JP3397167B2 (en) * | 1999-04-16 | 2003-04-14 | 住友金属工業株式会社 | Ferritic stainless steel for automotive exhaust system parts |
| JP4301638B2 (en) * | 1999-05-27 | 2009-07-22 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | High purity ferritic stainless steel with excellent high temperature strength |
| JP3474829B2 (en) * | 2000-05-02 | 2003-12-08 | 新日本製鐵株式会社 | Heat-resistant ferritic stainless steel for catalyst support with excellent weldability and workability |
| US20040170518A1 (en) * | 2001-07-05 | 2004-09-02 | Manabu Oku | Ferritic stainless steel for member of exhaust gas flow passage |
| JP3903855B2 (en) | 2002-06-14 | 2007-04-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Ferritic stainless steel that is soft at room temperature and excellent in high-temperature oxidation resistance |
| JP4236503B2 (en) * | 2003-04-04 | 2009-03-11 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | Al-containing heat-resistant ferritic stainless steel sheet excellent in workability and oxidation resistance and method for producing the same |
| JP4693349B2 (en) * | 2003-12-25 | 2011-06-01 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Cr-containing ferritic steel sheet with excellent crack resistance after hydroforming |
| JP4312653B2 (en) * | 2004-04-28 | 2009-08-12 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | Ferritic stainless steel excellent in heat resistance and workability and method for producing the same |
| JP4675066B2 (en) * | 2004-06-23 | 2011-04-20 | 日新製鋼株式会社 | Ferritic stainless steel for solid oxide fuel cell separator |
| JP4468137B2 (en) | 2004-10-20 | 2010-05-26 | 日新製鋼株式会社 | Ferritic stainless steel material and automotive exhaust gas path member with excellent thermal fatigue characteristics |
| JP4949122B2 (en) * | 2007-05-15 | 2012-06-06 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | Ferritic stainless steel sheet for automobile exhaust system with excellent heat fatigue resistance |
-
2009
- 2009-03-04 JP JP2009050160A patent/JP5387057B2/en active Active
- 2009-03-05 WO PCT/JP2009/054707 patent/WO2009110641A1/en active Application Filing
- 2009-03-05 CN CN200980108061.7A patent/CN101965415B/en active Active
- 2009-03-05 KR KR1020137010258A patent/KR20130049835A/en active Search and Examination
- 2009-03-05 KR KR1020107019883A patent/KR20100105800A/en active Search and Examination
- 2009-03-05 ES ES09718001.2T patent/ES2519716T3/en active Active
- 2009-03-05 US US12/920,837 patent/US20110123387A1/en not_active Abandoned
- 2009-03-05 BR BRPI0909643A patent/BRPI0909643A2/en not_active Application Discontinuation
- 2009-03-05 EP EP09718001.2A patent/EP2264202B1/en active Active
- 2009-03-05 RU RU2010140956/02A patent/RU2443796C1/en not_active IP Right Cessation
- 2009-03-06 TW TW098107277A patent/TWI431122B/en not_active IP Right Cessation
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2033465C1 (en) * | 1991-12-04 | 1995-04-20 | Маркелова Татьяна Александровна | Ferrite steel |
| RU2132886C1 (en) * | 1994-05-31 | 1999-07-10 | Южин Савуа | Stainless ferrite steel having improved machineability |
| RU2242325C2 (en) * | 1999-04-22 | 2004-12-20 | Юзинор | Process for continuous casting of band of ferrite stainless steel |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2603519C2 (en) * | 2012-09-03 | 2016-11-27 | Аперам Стейнлесс Франс | Ferrite stainless steel sheet, method for production thereof and use thereof, especially in exhaust systems |
| RU2712668C1 (en) * | 2016-02-02 | 2020-01-30 | Ниппон Стил Стейнлес Стил Корпорейшн | Hot-rolled sheet from nb-containing ferritic stainless steel and method for manufacture thereof, and cold-rolled sheet from nb-containing ferritic stainless steel and method for manufacture thereof |
| RU2650353C1 (en) * | 2017-09-18 | 2018-04-11 | Юлия Алексеевна Щепочкина | Steel |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US20110123387A1 (en) | 2011-05-26 |
| TWI431122B (en) | 2014-03-21 |
| TW200946694A (en) | 2009-11-16 |
| KR20130049835A (en) | 2013-05-14 |
| EP2264202A1 (en) | 2010-12-22 |
| JP5387057B2 (en) | 2014-01-15 |
| ES2519716T3 (en) | 2014-11-07 |
| EP2264202B1 (en) | 2014-10-08 |
| EP2264202A4 (en) | 2013-12-25 |
| CN101965415A (en) | 2011-02-02 |
| BRPI0909643A2 (en) | 2015-09-22 |
| WO2009110641A1 (en) | 2009-09-11 |
| CN101965415B (en) | 2014-01-01 |
| JP2009235573A (en) | 2009-10-15 |
| KR20100105800A (en) | 2010-09-29 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| RU2443796C1 (en) | Ferritic stainless steel with excellent heat resistance and viscosity | |
| RU2429306C1 (en) | Thermal resistant ferrite stainless steel | |
| US8153055B2 (en) | Ferritic stainless steel with excellent heat resistance | |
| JP5010301B2 (en) | Ferritic stainless steel for exhaust gas path member and exhaust gas path member | |
| KR101554835B1 (en) | Ferritic stainless steel | |
| KR101878245B1 (en) | Ferritic stainless steel excellent in oxidation resistance | |
| JP5234214B2 (en) | Ferritic stainless steel | |
| WO2012036313A1 (en) | Heat-resistant ferrite-type stainless steel plate having excellent oxidation resistance | |
| JP5703075B2 (en) | Ferritic stainless steel plate with excellent heat resistance | |
| EP2857538A1 (en) | Ferritic stainless steel | |
| US10415126B2 (en) | Ferritic stainless steel | |
| JP5428396B2 (en) | Ferritic stainless steel with excellent heat resistance and weldability | |
| JP2923825B2 (en) | Ferritic stainless steel sheet for heat resistance with excellent high-temperature strength and weldability | |
| JP2009235572A (en) | Ferritic stainless steel having excellent heat resistance and shape-fixability | |
| JP5428397B2 (en) | Ferritic stainless steel with excellent heat resistance and workability |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| MM4A | The patent is invalid due to non-payment of fees |
Effective date: 20200306 |