WO2011111871A1 - 耐酸化性に優れたフェライト系ステンレス鋼板並びに耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法 - Google Patents

耐酸化性に優れたフェライト系ステンレス鋼板並びに耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2011111871A1
WO2011111871A1 PCT/JP2011/056480 JP2011056480W WO2011111871A1 WO 2011111871 A1 WO2011111871 A1 WO 2011111871A1 JP 2011056480 W JP2011056480 W JP 2011056480W WO 2011111871 A1 WO2011111871 A1 WO 2011111871A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
stainless steel
oxidation
ferritic stainless
content
Prior art date
Application number
PCT/JP2011/056480
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
憲博 神野
井上　宜治
濱田　純一
Original Assignee
新日鐵住金ステンレス株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority claimed from JP2010054796A external-priority patent/JP5658893B2/ja
Priority claimed from JP2010265015A external-priority patent/JP5677819B2/ja
Application filed by 新日鐵住金ステンレス株式会社 filed Critical 新日鐵住金ステンレス株式会社
Priority to CN2011800131553A priority Critical patent/CN102791897A/zh
Priority to EP11753526.0A priority patent/EP2546378A4/en
Priority to US13/583,700 priority patent/US9243306B2/en
Publication of WO2011111871A1 publication Critical patent/WO2011111871A1/ja

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • 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
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • 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
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • 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
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • 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
    • 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
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention is particularly suitable for use in an exhaust system member that requires oxidation resistance, suitable for use in a ferritic stainless steel plate excellent in oxidation resistance, and in particular for use in an exhaust system member that requires thermal fatigue characteristics.
  • the present invention relates to a ferritic stainless steel sheet having excellent heat resistance.
  • Exhaust system members such as automobile exhaust manifolds pass high-temperature exhaust gas exhausted from the engine, so the materials that make up exhaust system members require various characteristics such as high-temperature strength, oxidation resistance, and thermal fatigue characteristics. Ferritic stainless steel having excellent heat resistance is used.
  • the exhaust gas temperature varies depending on the vehicle type, it is often about 800 to 900 ° C., and the temperature of the exhaust manifold through which the high-temperature exhaust gas discharged from the engine passes is 750 to 850 ° C. Due to the recent increase in environmental problems, exhaust gas regulations have been further strengthened and fuel consumption has been improved. As a result, the exhaust gas temperature is considered to increase to around 1000 ° C.
  • Ferritic stainless steels used in recent years include SUS429 (Nb—Si added steel) and SUS444 (Nb—Mo added steel). These are based on the addition of Nb and further improve the high temperature strength and oxidation resistance by the addition of Si and Mo.
  • austenitic stainless steel is excellent in heat resistance and workability.
  • austenitic stainless steel has a large coefficient of thermal expansion, thermal fatigue failure tends to occur when applied to a member that repeatedly receives heating and cooling, such as an exhaust manifold.
  • ferritic stainless steel has a smaller thermal expansion coefficient than austenitic stainless steel, it is excellent in thermal fatigue characteristics and scale peel resistance.
  • ferritic stainless steel since it does not contain Ni, the material cost is lower than that of austenitic stainless steel, and it is used for general purposes. Since ferritic stainless steel has lower high-temperature strength than austenitic stainless steel, techniques for improving high-temperature strength have been developed.
  • An example of ferritic stainless steel with improved high temperature strength is SUS430J1 (Nb-added steel). This is one in which the high-temperature strength is increased by solid solution strengthening by addition of Nb or precipitation strengthening. Nb-added steel has problems that the product plate is hardened, the elongation is lowered, and the r value that is an index of deep drawability is low.
  • Hardening of the product plate is a phenomenon in which hardening occurs at room temperature due to the presence of solute Nb and precipitated Nb.
  • Nb has a high raw material cost, and when it is added in a large amount, the manufacturing cost increases.
  • Mo added to SUS444 also has a high alloy cost, and the component cost is remarkably increased.
  • Patent Documents 1 to 4 disclose techniques for adding Cu—Mo—Nb—Mn—Si composites. Patent Document 1 discloses adding Cu and Mo to improve the high-temperature strength and toughness of stainless steel, and adding Mn to improve scale peel resistance. .
  • Patent Document 1 it is shown that the amount of scale peeling decreases when 0.6% or more of Mn is added. However, the resistance to scale peeling when exceeding 1000 ° C. ⁇ 100 hours has not been studied.
  • Patent Document 2 discloses a technique for suppressing the formation of the ⁇ phase of the steel sheet surface layer by mutually adjusting each additive element in order to improve the oxidation resistance of the Cu-added steel, up to 950 ° C. Continuous oxidation test results are shown.
  • Patent Document 3 discloses a method for dramatically improving repeated oxidation characteristics by optimizing the Si and Mn contents of high Cr content steel. However, long-term oxidation resistance has not been studied.
  • Patent Document 4 discloses a technique for improving high-temperature strength and oxidation resistance by adjusting the amount of Mo and W in a low Cr-containing steel.
  • Patent Document 5 the present inventors disclosed a technique for finely dispersing a Laves phase and an ⁇ -Cu phase by composite addition of Nb—Mo—Cu—Ti—B and obtaining excellent high temperature strength at 850 ° C. .
  • Patent Document 5 also discloses that addition of Mn exceeding 0.6% contributes to improvement of scale adhesion and suppression of abnormal oxidation.
  • the technique described in Patent Document 5 is a technique in which oxidation resistance and scale peel resistance are equivalent to SUS444, and oxidation test results at 850 ° C. and 950 ° C. are shown.
  • SUS444 has about 2% Mo, so it has high strength, but it cannot cope with a high temperature exceeding 850 ° C. Therefore, a ferritic stainless steel having heat resistance of SUS444 or higher is desired.
  • Various materials for exhaust system members have been developed to meet such demands.
  • Patent Document 6 in order to improve thermal fatigue characteristics, the number of Cu phases having a major axis of 0.5 ⁇ m or more is controlled to 10/25 ⁇ m 2 or less, and the number of Nb compound phases having a major axis of 0.5 ⁇ m or more is controlled to 10/25 ⁇ m 2 or less. A method is being considered.
  • Patent Documents 7 and 8 by defining the amount of precipitates, in addition to solid solution strengthening of Nb and Mo, solid solution strengthening of Cu, precipitation strengthening by Cu precipitates ( ⁇ -Cu phase), SUS444 or more A method for providing high temperature strength is disclosed.
  • Patent Documents 9 and 10 disclose a technique of adding W in addition to Nb, Mo, and Cu.
  • Patent Document 9 discloses a relationship between a Laves phase or an ⁇ -Cu phase and high-temperature strength as a precipitate.
  • B is added to further improve workability.
  • Patent Document 11 the present inventors disclosed a technique for finely dispersing the Laves phase and the ⁇ -Cu phase by composite addition of Nb—Mo—Cu—Ti—B to obtain excellent high temperature strength at 850 ° C. .
  • An object of the present invention is to provide a ferritic stainless steel having higher oxidation resistance than conventional ones in an environment where the maximum temperature of exhaust gas is about 1000 ° C. Furthermore, the present inventors have intensively studied paying attention to the precipitate form of Nb carbonitride in addition to the Laves phase. As a result, the following new findings were obtained.
  • the Laves phase generally precipitates as Fe 2 (Nb, Mo), resulting in a reduction in the amount of solute Nb and Mo.
  • the present inventors have found that when a coarse Nb carbonitride exists, a large number of Laves phases are precipitated starting from the Nb carbonitride.
  • the present inventors have intensively studied.
  • the amount of Cr is 16.5 to 20%
  • the amount of Mn is kept low and controlled to a certain component range, it will be used for 1000 ° C for a long time. It was found that the amount of increase in oxidation and the amount of scale peeling were small, and the oxide film had excellent long-term stability.
  • the (Mn, Cr) 3 O 4 and SiO 2 produced as oxide films are exposed to high temperatures for a long time, resulting in a thick oxide film, and the difference in thermal stress between the oxide film and the parent phase when cooled.
  • a stainless steel plate excellent in heat resistance can also be obtained by means described below. In the temperature range of 750 to 950 ° C., which is the operating temperature range of the exhaust manifold, a large amount of precipitates precipitate and grow.
  • the inventors maximize the effects of solid solution and precipitation strengthening by controlling the Nb and Mo-based precipitates of the Laves phase and the carbonitride containing Nb as the main phase more precisely than the prior art. With the aim of utilizing it, we studied diligently. As a result, in the Nb—Mo—Cu—Ti—B composite added steel, it was found that fine precipitation of carbonitride with Nb as the main phase is effective in maintaining the solid solution strengthening ability of Nb and Mo. .
  • the carbonitride having Nb as the main phase is (Nb, X) (C, N) having Nb as the main phase, and is hereinafter referred to as “Nb carbonitride”.
  • X contains other metal elements (such as Ti).
  • Nb as the main phase means that the mass of Nb is more than 50% with respect to the total mass of Nb and X. Specifically, whether or not Nb exceeds 50% can be confirmed with an EDS apparatus (energy dispersive X-ray fluorescence analyzer) attached to the TEM. Moreover, in the component composition of this invention, the Laves phase of Fe (Nb, Mo) precipitates besides the carbonitride which made Nb the main phase.
  • the Laves phase contains Fe and Mo as components, and the carbonitride containing Nb as the main phase contains almost no Fe and Mo.
  • FIG. 3 shows 16.7% Cr-0.007% C-0.38% Si-0.70% Mn-1.7% Mo-1.3% Cu-0.64% Nb-0.15% Using Ti-0.010% N-0.0003% B steel, the particle size of Nb carbonitride and the ratio of the Laves phase deposited on Nb carbonitride when aging heat treated at 950 ° C. for 5 minutes FIG.
  • FIG. 4 shows 19.2% Cr-0.004% C-0.15% Si-0.33% Mn-2.1% Mo-1.2% Cu-0.40% Nb-0.11%
  • An average cooling rate from 1050 ° C. to 750 ° C., which is the final annealing temperature of Ti-0.012% N-0.0026% B steel, and Nb carbonitride having a particle size of 0.2 ⁇ m or less among Nb carbonitrides It is a figure which shows the relationship with the abundance ratio (number ratio) of a thing.
  • FIG. 5 shows 19.2% Cr-0.004% C-0.15% Si-0.33% Mn-2.1% Mo-1.2% Cu-0.40% Nb-0.11%
  • the figure which shows the relationship between the abundance of Nb carbonitride of 0.2 micrometer or less of Ti-0.012% N-0.0026% B steel, and the thermal fatigue life (restraint rate 20%) whose maximum temperature is 950 degreeC. It is. It can be seen that when the number ratio of Nb carbonitride having a particle diameter of 0.2 ⁇ m or less is 95% or more, the thermal fatigue life is remarkably improved.
  • the mechanism by which a large number of Laves phases precipitate starting from Nb carbonitride having a certain size or larger is not clear.
  • the interface is inconsistent, and the interface energy is increased, which is likely to cause a nucleation site of the Laves phase.
  • the final annealing temperature is 1000 to 1200 ° C. in the stainless steel manufacturing process, and the cooling rate from the final annealing temperature to 750 ° C. is 7 ° C./sec or more.
  • the stainless steel plate having excellent heat resistance according to the present invention is based on the finding that the Nb carbonitride is finely precipitated and has an effect different from the conventional one, and has a thermal fatigue life. It is possible to improve.
  • the present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof is as follows. Here, for the case where the lower limit is not specified, it indicates that an inevitable impurity level is included.
  • W: 3.00% or less Furthermore, in mass%, Al: 3.00% or less, Sn: 1.00% or less, and V: 0.10 to 1.00%
  • a ferritic stainless steel having high temperature characteristics of SUS444 or higher and oxidation resistance at 1000 ° C. equal to or higher than SUS444.
  • exhaust system members such as automobiles
  • FIG. 1 shows that 16.6 to 17.0% Cr-0.006 to 0.009% C-0.15 to 0.25% Si-0.10 to 1.13% Mn-2.52-2.
  • 6 is a graph showing the relationship between the amount of added Mn and the amount of oxidation increase of 60% Mo-1.35 to 1.46% Cu-0.45 to 0.48% Nb-0.010 to 0.013% N steel.
  • FIG. 2 shows that 16.6 to 17.0% Cr-0.006 to 0.009% C-0.15 to 0.25% Si-0.10 to 1.13% Mn-2.52-2.
  • a graph showing the relationship between the amount of added Mn and the amount of scale peeling of steel. is there.
  • FIG. 3 shows 16.7% Cr-0.007% C-0.38% Si-0.70% Mn-1.7% Mo-1.3% Cu-0.64% Nb-0.15% It is a figure which shows the relationship between the particle diameter of Nb carbonitride of 950 degreeC x 5min aging material of Ti-0.010% N-0.0003% B steel, and the ratio of the Laves phase precipitated on Nb carbonitride. is there.
  • FIG. 4 shows 19.2% Cr-0.004% C-0.15% Si-0.33% Mn-2.1% Mo-1.2% Cu-0.40% Nb-0.11% It is a figure which shows the relationship between the average cooling rate to 1050-750 degreeC in Ti-0.012% N-0.0026% B steel, and the abundance ratio of Nb carbonitride of 0.2 micrometer or less.
  • FIG. 4 shows 19.2% Cr-0.004% C-0.15% Si-0.33% Mn-2.1% Mo-1.2% Cu-0.40% Nb-0.11% It is a figure which shows the relationship between the average cooling rate to 1050-750 degreeC in
  • Nb-0.11% The figure which shows the relationship between the abundance of Nb carbonitride of 0.2 micrometer or less of Ti-0.012% N-0.0026% B steel, and the thermal fatigue life (restraint rate 20%) whose maximum temperature is 950 degreeC. It is.
  • % means “% by mass”.
  • C deteriorates formability and corrosion resistance, promotes precipitation of Nb carbonitride, and lowers high temperature strength. Since the lower the C content, the better. Since excessive reduction leads to an increase in refining costs, the preferable C content is 0.003 to 0.015%.
  • N like C, deteriorates formability and corrosion resistance, promotes precipitation of Nb carbonitride, and lowers high temperature strength. The smaller the N content, the better. Since excessive reduction leads to an increase in refining cost, the preferable N content is 0.005 to 0.02%.
  • Si is a very important element for improving oxidation resistance. It is also useful as a deoxidizer. When the Si content is 0.10% or less, abnormal oxidation tends to occur. When the Si content exceeds 0.35%, scale peeling tends to occur. Therefore, the Si content is more than 0.10 to 0.35%. Since Si promotes precipitation of an intermetallic compound mainly composed of Fe, Nb, and Mo called a Laves phase at a high temperature, the amount of solute Nb and Mo is reduced, and the high temperature strength is reduced. Therefore, the content of Si is Less is more preferable. A preferable Si content is more than 0.10 to 0.25%.
  • Mn is a very important element that forms (Mn, Cr) 3 O 4 having a protective property on the stainless steel matrix during use for a long period of time on the surface layer portion, thereby improving the scale adhesion and suppressing abnormal oxidation. .
  • the effect is obtained when the Mn content is 0.10% or more.
  • Fe 3 O 4 having no stainless steel matrix protective property is formed in the surface layer portion during long-time use, and abnormal oxidation is likely to occur.
  • the Mn content exceeds 0.60%, the oxide film layer of (Mn, Cr) 3 O 4 becomes thick and scale peeling tends to occur, so the upper limit was made 0.60%.
  • the Mn content is preferably 0.10 to 0.40%.
  • Cr is an essential element for ensuring oxidation resistance. If the content of Cr is 16.5% or more, it has sufficient oxidation resistance at 1000 ° C. If the Cr content exceeds 20.0%, the workability is lowered or the toughness is deteriorated. Therefore, the Cr content is 16.5 to 20.0%. In consideration of high temperature ductility and production cost, 16.8 to 19.0% is preferable.
  • Nb is an element necessary for improving the high temperature strength by solid solution strengthening and precipitation strengthening by fine precipitation of the Laves phase.
  • Nb—Mo—Cu added steel of the present invention if the Nb content is 0.30% or more, the effects of increasing the solid solution Nb and precipitation strengthening can be obtained. If the Nb content exceeds 0.80%, the Laves phase becomes coarser, the high-temperature strength decreases, and the cost increases. Therefore, the Nb content is set to 0.30 to 0.80%. Considering manufacturability and cost, 0.40 to 0.70% is preferable.
  • Mo is effective in improving corrosion resistance, further suppressing high-temperature oxidation, and improving high-temperature strength by precipitation strengthening and solid solution strengthening by fine precipitation of the Laves phase. If the Mo content exceeds 3.50%, coarse precipitation of the Laves phase is promoted, the precipitation strengthening ability is lowered, and the workability is deteriorated.
  • the Mo content is set to more than 2.50% to 3.50%. Considering manufacturability and cost, 2.60 to 3.20% is preferable.
  • Cu is an element effective for improving high-temperature strength.
  • the Cu content needs to be 1.00% or more. If the Cu content exceeds 2.50%, the uniform elongation is lowered, or the normal temperature proof stress is too high, which may impair the press moldability. Furthermore, an austenite phase is formed in a high temperature region, and abnormal oxidation occurs on the surface. Therefore, the Cu content is set to 1.00 to 2.50%. Considering manufacturability and scale adhesion, 1.20 to 1.80% is preferable. In the ferritic stainless steel plate, when the oxidation increase in the continuous oxidation test in the air at 1000 ° C.
  • ⁇ 200 hours exceeds 4.0 mg / cm 2 , the oxide film becomes too thick and the scale peeling is promoted.
  • the amount of scale peeling exceeds 1.0 mg / cm 2 , the thickness reduction becomes significant when used as an exhaust system material for automobiles. Therefore, it is necessary that the oxidation increase amount and the scale peeling amount in the atmospheric continuous oxidation test at 1000 ° C. for 200 hours are 4.0 mg / cm 2 or less and 1.0 mg / cm 2 or less, respectively.
  • W is an element having the same effect as Mo and improving the high temperature strength.
  • the W content exceeds 2.0%, it dissolves in the Laves phase, coarsens the precipitate, and further deteriorates manufacturability and workability. Therefore, the W content is set to 2.0% or less. Considering cost, oxidation resistance, etc., 0.10 to 1.50% is preferable.
  • Ti contributes to an increase in the amount of Nb and Mo in the case of cold-rolled annealing, improvement in high-temperature strength, and improvement in high-temperature ductility. If the Ti content exceeds 0.20%, the solid solution Ti amount increases and the uniform elongation decreases, and further, a coarse Ti-based precipitate is formed, which becomes the starting point of cracks during processing. Deteriorates.
  • the Ti content is 0.20% or less. Considering generation of surface defects and toughness, 0.05 to 0.15% is preferable.
  • B is an element that improves the secondary workability during product press working. When the content of B exceeds 0.0030%, hardening occurs or intergranular corrosion properties deteriorate. Therefore, the B content is 0.0030% or less. Considering moldability and manufacturing cost, 0.0003 to 0.0020% is preferable.
  • Mg is an element that improves secondary workability. If the Mg content exceeds 0.0100%, the workability is significantly deteriorated. Therefore, the content of Mg is set to 0.0100% or less. Considering cost and surface quality, 0.0002 to 0.0010% is preferable.
  • the Al content is preferably 0.10%. If the Al content exceeds 1.0%, it becomes hard and the uniform elongation is remarkably lowered, and the toughness is remarkably lowered. Therefore, the Al content is 1.0% or less. Considering generation of surface defects, weldability, and manufacturability, 0.10 to 0.30% is preferable.
  • Al is added for the purpose of deoxidation, less than 0.10% of Al remains as an inevitable impurity in the steel. Ni is an element that improves the corrosion resistance.
  • the Ni content is preferably 0.1% or more.
  • the Ni content exceeds 1.0%, an austenite phase is formed at a high temperature range, and abnormal oxidation and scale peeling occur on the surface. Therefore, the Ni content is 1.0% or less.
  • 0.1 to 0.6% is preferable.
  • Sn has a large atomic radius, it improves the high temperature strength by solid solution strengthening. Further, even when added, the mechanical properties at room temperature are not greatly deteriorated. If the Sn content exceeds 1.00%, the manufacturability and workability are significantly deteriorated. Therefore, the Sn content is 1.00% or less. Considering oxidation resistance and the like, 0.05 to 0.30% is preferable.
  • V forms fine carbonitride with Nb and improves high temperature strength by precipitation strengthening.
  • Nb and V carbonitride are coarsened, the high temperature strength is lowered, and the workability is lowered. Therefore, the V content is 0.50% or less.
  • 0.05 to 0.20% is preferable.
  • Zr is an element that improves oxidation resistance.
  • the content of Zr exceeds 1.0%, a coarse Laves phase is precipitated, and the manufacturability and workability are remarkably deteriorated. Therefore, the Zr content is 1.0% or less.
  • 0.05 to 0.50% is preferable.
  • Hf is an element that improves oxidation resistance.
  • a coarse Laves phase is precipitated, and the manufacturability and workability are significantly deteriorated. Therefore, the Hf content is 1.0% or less.
  • 0.05 to 0.50% is preferable.
  • Ta is an element that improves oxidation resistance.
  • the content of Ta exceeds 3.0%, a coarse Laves phase is precipitated, and the manufacturability and workability are significantly deteriorated. Therefore, the Ta content is 3.0% or less.
  • 0.05 to 1.00% is preferable.
  • the ferritic stainless steel sheet of the present invention can be manufactured by a general ferritic stainless steel manufacturing method. That is, a slab is manufactured by melting the ferritic stainless steel having the component composition of the present invention, heated to 1000 to 1200 ° C., and then hot-rolled in a range of 1100 to 700 ° C. to manufacture a hot rolled sheet of 4 to 6 mm. To do. Thereafter, pickling is performed after annealing at 800 to 1100 ° C., and the annealed pickled plate is cold-rolled to prepare a cold-rolled plate having a thickness of 1.0 to 2.5 mm, and after finish annealing at 900 to 1100 ° C., Pickling.
  • the ferritic stainless steel sheet of the present invention can be manufactured.
  • the cooling rate after the finish annealing is slow, a large amount of precipitates such as the Laves phase is precipitated, so that the high-temperature strength is lowered and workability such as room temperature ductility may be deteriorated. Therefore, it is preferable to control the average cooling rate from the final annealing temperature to 600 ° C. to 5 ° C./sec or more.
  • cold rolling and annealing may be repeated a plurality of times, temper rolling may be performed after cold rolling and annealing, or the shape of the steel sheet may be corrected by a tension leveler.
  • a product board thickness according to the thickness of the member requested
  • the ferritic stainless steel sheet excellent in heat resistance of the present invention will be described.
  • the component composition will be described.
  • C deteriorates the formability and corrosion resistance, promotes the precipitation of Nb carbonitride, and lowers the high temperature strength, so the smaller the content, the better. Therefore, the C content is set to 0.015% or less. If the C content is excessively reduced, the refining cost increases, so 0.003 to 0.015% is preferable.
  • N like C, deteriorates formability and corrosion resistance, promotes precipitation of Nb carbonitride, and lowers the high-temperature strength, so the smaller the content, the better. Therefore, the N content is 0.020% or less. If the N content is excessively reduced, the refining cost increases, so 0.005 to 0.020% is preferable.
  • Si is an element useful also as a deoxidizer, and is an extremely important element for improving oxidation resistance.
  • Si promotes precipitation of an intermetallic compound mainly composed of Fe, Nb, and Mo called a Laves phase at a high temperature
  • the high temperature strength decreases as the content increases.
  • Si addition amount is 0.10% or less, it becomes the tendency for abnormal oxidation to occur easily, and oxidation resistance falls.
  • the Si content exceeds 0.40%, scale peeling tends to occur. From these viewpoints, the Si content is set to more than 0.10 to 0.40%.
  • Mn is an element added as a deoxidizer, and further forms a Mn-based oxide on the surface layer during long-time use, contributing to scale adhesion and suppression of abnormal oxidation. In order to obtain this effect, the Mn content needs to be 0.10% or more. When the content of Mn exceeds 1.00%, the uniform elongation at normal temperature is lowered, and further, MnS is formed to lower the corrosion resistance and oxidation resistance. Therefore, the Mn content is set to 0.10 to 1.00%.
  • Cr is an essential element for ensuring oxidation resistance. If the content of Cr is less than 16.5%, the effect cannot be obtained, and if it exceeds 25.0%, the workability decreases or the toughness deteriorates. Therefore, the C content is 16.5 to 25.0%. In consideration of high temperature ductility and production cost, 17.0 to 19.0% is preferable.
  • Nb is an element necessary for improving the high temperature strength by solid solution strengthening and precipitation strengthening by fine precipitation of the Laves phase. This effect is remarkably obtained when the Nb carbonitride is refined.
  • Nb—Mo—Ti—B added steel of the present invention if the Nb content is 0.30% or more, the effect of increasing solid solution Nb and precipitation strengthening by adding B can be obtained. If the content of Nb exceeds 0.80%, the Laves phase is promoted to be coarsened, which does not contribute to the high temperature strength and the thermal fatigue life, and the cost increases. Therefore, the Nb content is set to 0.30 to 0.80%. Considering manufacturability and cost, 0.40 to 0.70% is preferable.
  • Mo is effective for improving corrosion resistance, suppressing high-temperature oxidation, and further improving high-temperature strength by precipitation strengthening and solid solution strengthening by fine precipitation of the Laves phase.
  • the Mo content needs to be 1.00% or more. If the Mo content exceeds 4.00%, the Laves phase becomes coarse and the precipitation strengthening ability decreases, and the workability deteriorates. That is, it does not contribute to the high temperature strength and thermal fatigue life, and the cost increases. Therefore, the Mo content is set to 1.00 to 4.00%. Considering manufacturability and cost, 1.50 to 3.00% is preferable.
  • Ti increases the amount of Nb and Mo during cold-rolled annealing, improves high-temperature strength, and improves high-temperature ductility. It is an important element that improves fatigue properties. In order to obtain this effect, the Ti content needs to be 0.05% or more. When the Ti content exceeds 0.50%, the solid solution Ti content increases, the uniform elongation decreases, coarse Ti-based precipitates are formed, and the starting point of cracks during processing and thermal fatigue testing And deteriorates workability and thermal fatigue characteristics. Therefore, the Ti content is 0.05 to 0.50%. Considering generation of surface defects and toughness, 0.08 to 0.15% is preferable.
  • B is an important element that contributes to the stability of high-temperature strength and thermal fatigue life by adding Nb-Mo-Ti-B and reducing the amount of Nb and Mo-based precipitates. Furthermore, it is also an element that improves the secondary workability during product press working. In order to obtain these effects, the B content needs to be 0.0003% or more. When the content of B exceeds 0.0030%, hardening, intergranular corrosion deterioration, weld cracking occurs, and thermal fatigue characteristics deteriorate. Therefore, the B content is set to 0.0003 to 0.0030%. Considering moldability and manufacturing cost, 0.0003 to 0.0020% is preferable.
  • Cu is an element effective for improving high-temperature strength.
  • the Cu content is preferably 1.0 to 2.5%, and 1.2 to 2.0% is preferable in consideration of manufacturability and scale adhesion.
  • Nb carbonitride having a particle size of 0.2 ⁇ m or less needs to be 95% or more in terms of the number ratio. If the Nb carbonitride having a particle diameter of 0.2 ⁇ m or less is 95% or more in terms of the number ratio, the Laves phase in the grains precipitates mainly from a place other than the Nb carbonitride and contributes to precipitation strengthening.
  • Nb carbonitride The particle size of Nb carbonitride was determined by quantifying Fe, Nb, Mo, and Ti using an EDS apparatus (energy dispersive X-ray fluorescence analyzer) attached to TEM, and Fe and Mo contained in carbonitride were each 5% by mass. If it is less than Nb, it is determined to be Nb carbonitride, the area of 300 Nb carbonitrides is obtained by image analysis, and the equivalent circle diameter calculated from the obtained area is obtained. In order to further improve various properties such as high-temperature strength, one or more of W, Al, Sn, V, Zr, Hf, Ta, and Mg may be added as a selection element as necessary. W is an element having the same effect as Mo and improving the high temperature strength.
  • the W content is preferably set to 0.10% or more.
  • the content of W exceeds 3.00%, it dissolves in the Laves phase, coarsens precipitates, and deteriorates manufacturability and workability. Therefore, the W content is 3.00% or less, and considering costs, oxidation resistance, and the like, it is preferably 1.00 to 1.80%.
  • Al is an element that is added as a deoxidizing element and improves oxidation resistance. Furthermore, it is useful for improving the strength as a solid solution strengthening element. In order to stably obtain these effects, the Al content is preferably set to 0.10% or more.
  • the Al content is preferably 3.00% or less, and considering the occurrence of surface flaws, weldability, and manufacturability, it is preferably 0.10 to 2.00%.
  • the Sn is an element having a large atomic radius and effective for solid solution strengthening, and does not greatly deteriorate the mechanical properties at room temperature. In order to obtain a contribution to the high temperature strength, the Sn content is preferably 0.05% or more.
  • the Sn content exceeds 1.00%, the manufacturability and workability are significantly deteriorated. Therefore, the Sn content is preferably 1.00% or less, and 0.05 to 0.50% is preferable in consideration of oxidation resistance and the like. V is combined with Nb to form fine carbonitrides, and a precipitation strengthening effect is generated, contributing to an improvement in high temperature strength. In order to obtain this effect, the V content needs to be 0.10% or more. If the V content exceeds 1.00%, (Nb, V) (C, N), which is Nb carbonitride, is coarsened, the high-temperature strength is lowered, and the thermal fatigue life and workability are lowered.
  • the V content is preferably 0.10 to 1.00%, and considering the manufacturing cost and manufacturability, it is preferably 0.10 to 0.50%.
  • Zr is an element that improves oxidation resistance. In order to obtain this effect, the Zr content is preferably 0.05% or more. When the content of Zr exceeds 1.00%, a coarse Laves phase is precipitated, and the manufacturability and workability are remarkably deteriorated. Therefore, the Zr content is preferably 1.00% or less, and 0.05 to 0.50% is preferable in consideration of cost and surface quality.
  • Hf like Zr, is an element that improves oxidation resistance. In order to obtain this effect, the Hf content is preferably 0.05% or more.
  • the Zr content is preferably 1.00% or less, and 0.05 to 0.50% is preferable in consideration of cost and surface quality.
  • Ta like Zr and Hf, is an element that improves oxidation resistance. In order to obtain this effect, the Ta content is preferably 0.05% or more.
  • the Ta content is preferably 3.00% or less, and 0.05 to 1.00% is preferable in consideration of cost and surface quality.
  • the ferritic stainless steel sheet having excellent heat resistance according to the present invention is a steel ingot having a predetermined component composition by melting, then producing a hot-rolled sheet by hot rolling, and then pickling, It can be manufactured by a normal manufacturing method in which cold rolling and annealing are performed.
  • the final annealing temperature is set to 1000 to 1200 ° C. After heating at 0 to 20 minutes, it is necessary to control the average cooling rate from the final annealing temperature to 750 ° C. to 7 ° C./sec or more.
  • the particle diameter of Nb carbonitride is the equivalent circle diameter calculated from the area of 300 intragranular carbonitrides obtained by image analysis from the TEM observation photograph. If the average cooling rate from the final annealing temperature to 750 ° C.
  • Nb carbonitride having a particle size of 0.2 ⁇ m or less becomes 95% or more in terms of the number ratio to the total Nb carbonitride. .
  • the larger the cooling rate the smaller the particle size of the Nb carbonitride.
  • the cooling rate is preferably 7 to 25 ° C./sec.
  • the final annealing temperature is preferably 1000 to 1150 ° C.
  • the manufacturing method of the steel sheet is not particularly defined except that the final annealing temperature of the cold-rolled sheet is 1000 to 1200 ° C., and the cooling rate from the final annealing temperature to 750 ° C. is 7 ° C./sec or more.
  • the hot rolling conditions, hot rolled sheet thickness, presence / absence of hot rolled sheet annealing, cold rolling conditions, hot rolled sheet and annealing temperature, atmosphere, and the like may be appropriately selected. Further, cold rolling and annealing may be repeated a plurality of times, temper rolling may be performed after cold rolling and annealing, or the shape of the steel sheet may be corrected by a tension leveler. What is necessary is just to select a product board thickness according to the thickness of the member requested
  • Example creation method Steels having the component compositions shown in Tables 1 and 2 were melted and cast into 50 kg slabs, and the slabs were hot-rolled at 1100 to 700 ° C. to obtain hot rolled sheets having a thickness of 5 mm. Thereafter, the hot-rolled sheet was annealed at 900 to 1000 ° C. and then pickled, cold-rolled to a thickness of 2 mm, annealed and pickled to obtain a product sheet.
  • the underline in Table 2 indicates that it is outside the range defined by the present invention.
  • the annealing temperature of the cold rolled sheet was 1000 to 1200 ° C. No. in Table 1 1 to 23 are examples of the present invention, No. 1 in Table 2. 24 to 48 are comparative examples.
  • ⁇ Oxidation resistance test> An oxidation test piece having a size of 20 mm ⁇ 20 mm ⁇ thickness was produced from the obtained stainless steel plate, and a continuous oxidation test was conducted at 1000 ° C. for 200 hours in the atmosphere to evaluate the occurrence of abnormal oxidation and scale peeling ( According to JIS Z 2281). The amount of increase in oxidation and the amount of scale peeling were evaluated by collecting the peeled oxide film. If the increase in oxidation was 4.0 mg / cm 2 or less, it was evaluated as “A” when there was no abnormal oxidation, and other cases were evaluated as “with abnormal oxidation” as C.
  • Invention Example No. whose component content is within the scope of the present invention. For 1 to 23, good characteristics were obtained. No. in which the component content is in a preferred range. 1, 2, 8, 10, 11, 14, 17, and 21 to 23 had particularly good characteristics, and no scale peeling was observed. No. In No. 5, the Cr content was higher than the preferred range, but no scale peeling was observed. No. In Nos. 24 and 25, the C and N contents deviate from the upper limits defined in the present invention, so that the proof stress at 1000 ° C.
  • the Cr content is outside the upper limit defined in the present invention, and the oxidation increase amount and the scale peeling amount are small, but the room temperature ductility is low.
  • the contents of Nb, Mo and Cu are outside the lower limits defined in the present invention, and the proof stress at 1000 ° C. is low.
  • the Nb and Mo contents deviate from the upper limits defined in the present invention, and the oxidation increase amount and the scale peeling amount are small, but the room temperature ductility is low.
  • No. In No. 37 the Cu content is outside the upper limit defined in the present invention, the oxidation increase is large, and the room temperature ductility is also poor. No.
  • the contents of W, Ti, B, Mg, Al, Sn, V, Zr, Hf, and Ta are outside the upper limits defined in the present invention.
  • the peel amount is small, the room temperature ductility is low.
  • No. No. 43 is outside the upper limit specified by Ni in the present invention, and the oxidation resistance is lower than that of the present invention example.
  • Example preparation> Steels having the component compositions shown in Tables 5 and 6 were melted and cast into slabs, and the slabs were hot-rolled to form hot rolled coils having a thickness of 5 mm. Thereafter, the hot rolled coil was annealed at 1000 to 1200 ° C. and then pickled, cold-rolled to a thickness of 2 mm, annealed and pickled to obtain a product plate. The annealing temperature of the cold rolled sheet was 1000 to 1200 ° C. No. in Table 5 101 to 121 are examples of the present invention, No. 122 to 150 are comparative examples.
  • the obtained product plate was wound into a pipe shape, and the end of the plate was welded by TIG welding to produce a 30 mm ⁇ pipe. Furthermore, this pipe was cut into a length of 300 mm, and a thermal fatigue test piece having a score of 20 mm was produced. Using a servo pulser type thermal fatigue test device (heating method is a high-frequency induction heating device), the test piece was heated in the air from 200 ° C. to 950 ° C. in 150 seconds ⁇ 950 ° C. The pattern of “holding for 120 seconds ⁇ from 950 ° C. to 200 ° C. at 150 seconds for 150 cycles” was repeated, and the thermal fatigue life was evaluated.
  • the thermal fatigue life was defined as the number of repetitions when the crack penetrated the plate thickness. The penetration was confirmed visually. In the evaluation, the thermal fatigue life was evaluated as “+” when the cycle was 1500 cycles or more, and “ ⁇ ” when the cycle was less than 1500 cycles.
  • TEM transmission electron microscope
  • Nb carbonitride After taking a photograph with a scanner and performing monochrome image processing, the area of each particle is obtained using the image analysis software “Scion Image” made by Scion Corporation, converted from the area to the equivalent circle diameter, and Nb carbonitride The particle diameter of the product was used.
  • the types of precipitates were classified by quantifying Fe, Nb, Mo, and Ti with an EDS apparatus (energy dispersive X-ray fluorescence analyzer) attached to TEM. Since Nb carbonitride hardly contains Fe and Mo, the case where Fe and Mo were less than 5% by mass was designated as Nb carbonitride.
  • Nb carbonitride is based on the number ratio of Nb carbonitrides having a particle size of 0.2 ⁇ m or less, with 95% or more of all Nb carbonitrides being accepted as “+” and less than 95% as failing “ ⁇ " ⁇ Oxidation resistance test>
  • An oxidation test piece having a thickness of 20 mm ⁇ 20 mm was produced from the product plate, and a continuous oxidation test was performed in the atmosphere at 950 ° C. for 200 hours to evaluate the occurrence of abnormal oxidation and scale peeling (JIS Z 2281). Compliant).
  • the steel having the component composition defined in the present invention manufactured with the cooling rate from the final annealing temperature to 750 ° C. being 7 ° C./sec or more and having a particle size of 0.2 ⁇ m or less. It was confirmed that the inventive example in which the number ratio of Nb carbonitride is 95% or more has a higher thermal fatigue life at 950 ° C. than the comparative example, no abnormal oxidation or scale peeling, and excellent oxidation resistance. . Moreover, in the mechanical property at normal temperature, it was confirmed that the fracture ductility was good and the processability was equal to or higher than that of the comparative example. No.
  • the amount of Mn is outside the upper limit defined in the present invention, oxidation resistance is inferior, and ductility at room temperature is low.
  • the amounts of Cr and Mo are outside the lower limits defined in the present invention, and the thermal fatigue life and oxidation resistance are lower than those of the examples of the present invention.
  • No. In No. 129 the amount of Cr deviates from the upper limit defined in the present invention, and the thermal fatigue life and oxidation resistance are high, but the room temperature ductility is low.
  • the amounts of Nb and Cu are outside the lower limits defined in the present invention, and the thermal fatigue life at 950 ° C. is low.
  • the amounts of Nb and Mo are outside the upper limits specified in the present invention, and the thermal fatigue life is high, but the room temperature ductility is low.
  • the amount of Cu is outside the upper limit defined in the present invention, the thermal fatigue life and the room temperature ductility are low, and the oxidation resistance is also inferior.
  • the amount of Ti is outside the lower limit defined in the present invention, and the room temperature ductility is equivalent to that of the present invention example, but the thermal fatigue life at 950 ° C. is low.
  • No. In No. 137 the amount of Ti deviates from the upper limit specified in the present invention, the thermal fatigue life at 950 ° C.
  • regulated by this invention, 950 degreeC thermal fatigue life and normal temperature ductility are low compared with the example of this invention.
  • No. Nos. 148 and 149 are steels having the component composition defined in the present invention, but Nb carbonitride having a particle size of 0.2 ⁇ m or less is less than 95% in number ratio, and compared with the examples of the present invention, thermal fatigue life. And elongation at break is low. This is because the Nb carbonitride was coarsened because the cooling rate from the final annealing temperature to 750 ° C. was produced at less than 7 ° C./sec.
  • No. 150 is SUS444, and the amount of Cu is outside the lower limit defined in the present invention, and the thermal fatigue life is low.
  • the ferritic stainless steel of the present invention is excellent in heat resistance, it can be used as an exhaust gas path member of a power plant as well as an automobile exhaust system member. Furthermore, since Mo which is effective for improving corrosion resistance is added, it can be used for applications where corrosion resistance is required.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

　１０００℃付近の高温でも高い耐酸化性及び耐スケール剥離性を有するフェライト系ステンレス鋼板であって、Ｃ：０．０２０％以下、Ｎ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．１０超～０．３５％、Ｍｎ：０．１０～０．６０％、Ｃｒ：１６．５～２０．０％、Ｎｂ：０．３０～０．８０％、Ｍｏ：２．５０超～３．５０％、Ｃｕ：１．００～２．５０％を含有し、１０００℃で２００時間の大気中連続酸化試験後の酸化増量が４．０ｍｇ／ｃｍ2以下であり、スケール剥離量が１．０ｍｇ／ｃｍ2以下であることを特徴とする。

Description

耐酸化性に優れたフェライト系ステンレス鋼板並びに耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法
　本発明は、特に耐酸化性が必要な排気系部材などの使用に好適な、耐酸化性に優れたフェライト系ステンレス鋼板、及び、特に熱疲労特性が必要な排気系部材などの使用に好適な、耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板に関する。
　自動車のエキゾーストマニホールドなどの排気系部材は、エンジンから排出される高温の排気ガスを通すので、排気系部材を構成する材料には、高温強度、耐酸化性、熱疲労特性など多様な特性が要求され、耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼が用いられる。
　排ガス温度は、車種によって異なるが、８００~９００℃程度が多く、エンジンから排出される高温の排気ガスを通すエキゾーストマニホールドの温度は、７５０~８５０℃になる。
　近年の環境問題の高まりから、さらなる排ガス規制の強化、燃費向上が進められている。その結果、排ガス温度は、１０００℃付近まで高温化すると考えられる。
　近年使用されているフェライト系ステンレス鋼には、ＳＵＳ４２９（Ｎｂ−Ｓｉ添加鋼）、ＳＵＳ４４４（Ｎｂ−Ｍｏ添加鋼）がある。これらは、Ｎｂ添加を基本とし、さらに、Ｓｉ、Ｍｏの添加によって、高温強度、及び耐酸化性を向上させたものである。
　ステンレス鋼の中でも、オーステナイト系ステンレス鋼は、耐熱性や加工性に優れる。しかし、オーステナイト系ステンレス鋼は、熱膨張係数が大きいので、排気マニホールドのように加熱・冷却を繰り返し受ける部材に適用した場合、熱疲労破壊が生じやすい。
　一方、フェライト系ステンレス鋼は、オーステナイト系ステンレス鋼に比べて熱膨張係数が小さいので、熱疲労特性や耐スケール剥離性に優れる。また、Ｎｉを含有しないので、オーステナイト系ステンレス鋼に比べて材料コストが安く、汎用的に使用される。
　フェライト系ステンレス鋼は、オーステナイト系ステンレス鋼に比べて、高温強度が低いので、高温強度を向上させる技術が開発されてきた。
　高温強度を向上させたフェライト系ステンレス鋼には、例えば、ＳＵＳ４３０Ｊ１（Ｎｂ添加鋼）がある。これは、Ｎｂ添加による固溶強化、又は析出強化によって高温強度を高くしたものである。
　Ｎｂ添加鋼には、製品板の硬質化、伸びの低下、及び、深絞り性の指標となるｒ値が低いという問題がある。
　製品板の硬質化は、固溶Ｎｂや析出Ｎｂの存在により、常温で硬質化が生じる現象である。
　伸びが低下したり、ｒ値が低くなったりすると、再結晶集合組織の発達が抑制されるので、排気部品を成形する際のプレス性、形状自由度が低くなる。
　また、Ｎｂは原料コストが高く、多量に添加すると、製造コストが上昇する。
　また、ＳＵＳ４４４に添加されるＭｏも合金コストが高く、部品コストが著しく上昇する。
　ＮｂやＭｏ以外の添加元素によって優れた高温特性が得られれば、ＮｂやＭｏの添加量を抑えることができ、低コストで加工性に優れた耐熱フェライト系ステンレス鋼板を提供することが可能になる。そこで、ＮｂやＭｏの添加量を抑えた耐熱フェライト系ステンレス鋼板の開発が要望されている。
　排ガス温度の高温化に対応するために、様々な排気系部材の材料が開発されている。
　特許文献１~４には、Ｃｕ−Ｍｏ−Ｎｂ−Ｍｎ−Ｓｉ複合添加の技術が開示されている。
　特許文献１には、ステンレス鋼の高温強度の向上、及び靭性の向上のためにＣｕ及びＭｏを添加すること、及び、耐スケール剥離性の向上のためにＭｎを添加することが開示されている。特許文献１では、０．６％以上のＭｎ添加でスケール剥離量が減少することが示されている。しかしながら、１０００℃×１００時間を超えた場合の耐スケール剥離性は検討されていない。
　特許文献２には、Ｃｕ添加鋼の耐酸化性を向上するために、各添加元素を相互に調整して、鋼板表層のγ相の生成を抑制する技術が開示されており、９５０℃までの連続酸化試験結果が示されている。
　特許文献３には、高Ｃｒ含有鋼のＳｉ及びＭｎの含有量を最適化することによって、繰り返し酸化特性を飛躍的に向上させる方法が開示されている。しかしながら、長時間の耐酸化性の検討は行われていない。
　特許文献４には、低Ｃｒ含有鋼のＭｏ及びＷ量を調整することで高温強度及び耐酸化性を向上させる技術が開示されている。
　本発明者らは、特許文献５で、Ｎｂ−Ｍｏ−Ｃｕ−Ｔｉ−Ｂの複合添加により、Ｌａｖｅｓ相及びε−Ｃｕ相を微細分散させ、８５０℃で優れた高温強度を得る技術を開示した。特許文献５には、０．６％超のＭｎ添加が、スケール密着性の向上や異常酸化の抑制に寄与することも開示されている。特許文献５に記載の技術は、耐酸化性及び耐スケール剥離性をＳＵＳ４４４と同等とする技術であり、８５０℃と９５０℃の酸化試験結果が示されている。
　また、ＳＵＳ４４４は２％程度のＭｏを添加するので、高強度であるが、８５０℃超の高温化には対応できない。そこで、ＳＵＳ４４４以上の耐熱性を有するフェライト系ステンレス鋼が要望されている。
　このような要望に対しても、様々な排気系部材の材料が開発されている。
　特許文献６には、熱疲労特性向上のために、長径０．５μｍ以上のＣｕ相が１０個／２５μｍ２以下、かつ長径０．５μｍ以上のＮｂ化合物相が１０個／２５μｍ２以下に制御する方法が検討されている。
　特許文献７、８には、析出物量を規定することでＮｂ，Ｍｏの固溶強化の他に、Ｃｕの固溶強化、Ｃｕの析出物（ε−Ｃｕ相）による析出強化により、ＳＵＳ４４４以上の高温強度にする方法が開示されている。
　特許文献９、１０には、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｃｕ添加以外に、Ｗを添加する技術が開示されている。
　特許文献９では、析出物としてＬａｖｅｓ相やε−Ｃｕ相と高温強度との関係が開示されている。
　特許文献１０では、さらに加工性の向上のために、Ｂが添加されている。
　本発明者らは、特許文献１１で、Ｎｂ−Ｍｏ−Ｃｕ−Ｔｉ−Ｂの複合添加により、Ｌａｖｅｓ相及びε−Ｃｕ相を微細分散させ、８５０℃で優れた高温強度を得る技術を開示した。
特許第２６９６５８４号公報 特開２００９−２３５５５５号公報 特開２０１０−１５６０３９号公報 特開２００９−１８３４号公報 特開２００９−２１５６４８号公報 特開２００８−１８９９７４号公報 特開２００９−１２０８９３号公報 特開２００９−１２０８９４号公報 特開２００９−１９７３０７号公報 特開２００９−１９７３０６号公報 特開２００９−２１５６４８号公報
　排ガス温度が８５０℃を超え、特に、最高温度が１０００℃程度になる環境下では、既存鋼種の高耐熱鋼であるＳＵＳ４４４でも対応できない。そのため、ＳＵＳ４４４以上の高温強度及び耐酸化性を有するフェライト系ステンレス鋼が要望されている。
　耐酸化性は、大気中連続酸化試験の酸化増量及びスケール剥離量がともに少ない場合に、優れていると評価される。自動車排気系部材は、高温で長期間使用されるので、１０００℃で２００時間保持した場合に優れた耐酸化性を示すことが必要となる。
　本発明は、排気ガスの最高温度が１０００℃程度になる環境下で、従来よりも高い耐酸化性を有するフェライト系ステンレス鋼の提供を課題とする。
　さらに、本発明者らは、Ｌａｖｅｓ相の他にＮｂ炭窒化物の析出物形態に着目して、鋭意検討した。その結果、以下の新知見を得るに至った。
　Ｌａｖｅｓ相は、一般的にＦｅ２（Ｎｂ，Ｍｏ）として析出し、固溶Ｎｂ，Ｍｏ量の低減をもたらす。
　本発明者らは、粗大なＮｂ炭窒化物が存在する場合に、Ｎｂ炭窒化物を起点としてＬａｖｅｓ相が多数析出することを知見した。粗大なＮｂ炭窒化物がＮｂ及びＭｏの固溶量を減少させるだけではなく、Ｎｂ炭窒化物を起点とした粗大なＬａｖｅｓ相となり、析出強化にも寄与しないことが原因であることを突き止めるに至った。
　本発明は、このような知見に鑑みてなされたものであって、Ｎｂ炭窒化物の析出物形態を制御することにより、８５０℃超の耐熱性を有する耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼の提供を課題とする。
　前記の課題を解決するために、本発明者らは、鋭意検討した。
　その結果、Ｃｕ−Ｍｏ−Ｎｂ−Ｍｎ−Ｓｉ添加鋼において、Ｃｒ量が１６．５~２０％の場合に、Ｍｎの添加量を低く抑え、一定の成分範囲に制御すると、１０００℃長時間使用時の酸化増量及びスケール剥離量が少なく、酸化膜の長期安定性に優れることを見出した。
　図１及び図２に、１６．６~１７．０％Ｃｒ−０．００６~０．００９％Ｃ−０．１５~０．２５％Ｓｉ−０．１０~１．１３％Ｍｎ−２．５２~２．６０％Ｍｏ−１．３５~１．４６％Ｃｕ−０．４５~０．４８％Ｎｂ−０．０１０~０．０１３％Ｎ鋼を用いて、１０００℃で２００時間の大気中連続酸化試験を行ったときの、酸化増量及びスケール剥離量を示す。
　図１及び図２から、Ｍｎの添加量が０．６０％を超えると、酸化増量及びスケール剥離量が急激に増えることが分かる。
　Ｍｎ及びＳｉの添加量を抑えた方が酸化膜の長期安定性に優れる理由は明確ではない。酸化膜として生成される（Ｍｎ，Ｃｒ）３Ｏ４及びＳｉＯ２が長時間高温にさらされることにより、酸化膜の厚みが厚くなり、冷却される際の酸化膜と母相の熱応力の差が、酸化膜の厚みが薄い場合よりも大きくなるので、スケールが剥離しやすくなると推察される。
　本発明においては、さらに、以下に説明する手段により、耐熱性に優れたステンレス鋼板を得ることもできる。
　エキゾーストマニホールドの使用温度域である７５０~９５０℃の温度域では、析出物が多量に析出、成長する。本発明者らは、Ｎｂ、Ｍｏ系析出物であるＬａｖｅｓ相及びＮｂを主相とした炭窒化物を、従来技術よりも精密に制御することにより、固溶及び析出強化の効果を最大限に活用することを狙いとして、鋭意検討した。
　その結果、Ｎｂ−Ｍｏ−Ｃｕ−Ｔｉ−Ｂの複合添加鋼において、Ｎｂを主相とした炭窒化物の微細析出が、Ｎｂ及びＭｏの固溶強化能の維持に有効であることを見出した。
　ここで、Ｎｂを主相とした炭窒化物とは、Ｎｂを主相とした（Ｎｂ，Ｘ）（Ｃ，Ｎ）のことであり、以下「Ｎｂ炭窒化物」という。Ｘには他の金属元素（Ｔｉなど）が入る。
　Ｎｂを主相としたとは、Ｎｂの質量が、Ｎｂ及びＸの質量の合計に対して５０％超であるという意味である。Ｎｂが５０％超であるか否かは、具体的には、ＴＥＭ付属のＥＤＳ装置（エネルギー分散型蛍光Ｘ線分析装置）で確認することができる。
　また、本発明の成分組成では、Ｎｂを主相とした炭窒化物の他に、Ｆｅ（Ｎｂ，Ｍｏ）のＬａｖｅｓ相が析出する。Ｌａｖｅｓ相にはＦｅ及びＭｏが成分として含まれ、Ｎｂを主相とした炭窒化物にはＦｅ及びＭｏがほとんど含まれない。よって、ＥＤＳ装置でＦｅ及びＭｏを定量化し、それぞれが５質量％未満である場合は、Ｌａｖｅｓ相ではなく、Ｎｂを主相とした炭化物であると判断できる。
　図３は、１６．７％Ｃｒ−０．００７％Ｃ−０．３８％Ｓｉ−０．７０％Ｍｎ−１．７％Ｍｏ−１．３％Ｃｕ−０．６４％Ｎｂ−０．１５％Ｔｉ−０．０１０％Ｎ−０．０００３％Ｂ鋼を用いて、９５０℃で５分間時効熱処理した場合の、Ｎｂ炭窒化物の粒子径とＮｂ炭窒化物上に析出したＬａｖｅｓ相の割合を示す図である。
　粒子径が大きくなると、Ｎｂ炭窒化物上に析出するＬａｖｅｓ相の割合が大きくなり、粒子径が０．２μｍを越えると急激に大きくなることが分かる。
　図４は、１９．２％Ｃｒ−０．００４％Ｃ−０．１５％Ｓｉ−０．３３％Ｍｎ−２．１％Ｍｏ−１．２％Ｃｕ−０．４０％Ｎｂ−０．１１％Ｔｉ−０．０１２％Ｎ−０．００２６％Ｂ鋼の最終焼鈍温度である１０５０℃から７５０℃までの平均冷却速度と、Ｎｂ炭窒化物のうち、粒子径が０．２μｍ以下のＮｂ炭窒化物の存在割合（個数比）との関係を示す図である。
　冷却速度が７℃／ｓｅｃ以上になると、粒子径が０．２μｍ以下のＮｂ炭窒化物が、個数比率で９５％以上になることが分かる。
　図５は、１９．２％Ｃｒ−０．００４％Ｃ−０．１５％Ｓｉ−０．３３％Ｍｎ−２．１％Ｍｏ−１．２％Ｃｕ−０．４０％Ｎｂ−０．１１％Ｔｉ−０．０１２％Ｎ−０．００２６％Ｂ鋼の０．２μｍ以下のＮｂ炭窒化物の存在割合と、最高温度が９５０℃の熱疲労寿命（拘束率２０％）との関係を示す図である。
　粒子径が０．２μｍ以下のＮｂ炭窒化物が個数比率で９５％以上になると、熱疲労寿命が顕著に向上することが分かる。
　ある大きさ以上のＮｂ炭窒化物を起点として、Ｌａｖｅｓ相が多数析出する機構は、明確ではない。Ｎｂ炭窒化物が粗大化すると、界面が非整合化し、界面エネルギーが増加することによりＬａｖｅｓ相の核生成サイトになりやすくなることが原因であると推察される。
　また、Ｎｂ−Ｍｏ−Ｃｕ−Ｔｉ−Ｂ複合添加鋼においては、ステンレス鋼の製造工程で、最終焼鈍温度を１０００~１２００℃とし、最終焼鈍温度から７５０℃までの冷却速度を７℃／ｓｅｃ以上に制御することにより、０．２μｍ超のＮｂ炭窒化物の析出、及びＮｂ炭化物の粗大化を抑制できることを見出した。
　これらの結果から、最終焼鈍時の冷却速度を制御し、Ｎｂ炭窒化物の粒子径が０．２μｍ以下の組織とすることによって、Ｎｂ及びＭｏの固溶強化能を維持することができることが分かった。
　さらに、Ｌａｖｅｓ相及びε−Ｃｕ相の析出に対しては、Ｂによる微細析出の効果が、８５０℃超でも得られることを見出した。
　以上のとおり、本発明の耐熱性に優れたステンレス鋼板は、Ｎｂ炭窒化物を微細析出させる効果において、従来とは異なる作用効果を見出したことに基づきなされたものであって、熱疲労寿命を向上することを可能とするものである。
　本発明は、上記の知見に基づきなされたものであって、その要旨は以下のとおりである。
　ここで、下限の規定が無いものについては、不可避的不純物レベルまで含むことを示す。
　（１）質量％で、
　Ｃ：０．０２％以下、
　Ｎ：０．０２％以下、
　Ｓｉ：０．１０超~０．３５％、
　Ｍｎ：０．１０~０．６０％、
　Ｃｒ：１６．５~２０．０％、
　Ｎｂ：０．３０~０．８０％、
　Ｍｏ：２．５０超~３．５０％、及び、
　Ｃｕ：１．００~２．５０％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
　１０００℃で２００時間の大気中連続酸化試験後の酸化増量が４．０ｍｇ／ｃｍ２以下であり、
　スケール剥離量が１．０ｍｇ／ｃｍ２以下である
ことを特徴とする耐酸化性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
　（２）さらに、質量％で、Ｗ：２．０％以下、及び、Ｔｉ：０．２０％以下の１種以上を含有することを特徴とする前記（１）の耐酸化性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
　（３）質量％で、Ｂ：０．００３０％以下、及び、Ｍｇ：０．０１００％以下の１種以上を含有することを特徴とする前記（１）又は（２）の耐酸化性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
　（４）質量％で、Ａｌ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｓｎ：１．００％以下、及び、Ｖ：０．５０％以下の１種以上を含有することを特徴とする前記（１）~（３）のいずれかの耐酸化性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
　（５）質量％で、Ｚｒ：１．０％以下、Ｈｆ：１．０％以下、及び、Ｔａ：３．０％以下の１種以上を含有することを特徴とする前記（１）~（４）のいずれかの耐酸化性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
　（６）質量％で、
　Ｃ：０．０１５％以下、
　Ｎ：０．０２０％以下、
　Ｓｉ：０．１０超~０．４０％、
　Ｍｎ：０．１０~１．００％、
　Ｃｒ：１６．５~２５．０％、
　Ｎｂ：０．３０~０．８０％、
　Ｍｏ：１．００~４．００％、
　Ｔｉ：０．０５~０．５０％、
　Ｂ：０．０００３~０．００３０％、及び、
　Ｃｕ：１．０~２．５％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
　鋼中に存在するＮｂと他の金属元素を含む炭窒化物であって、Ｎｂの質量が、Ｎｂと該他の金属元素の質量の合計の５０％を超える炭窒化物のうち、粒子径が０．２μｍ以下の炭窒化物が個数比率で９５％以上である組織を有することを特徴とする耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
　（７）さらに、質量％で、Ｗ：３．００％以下を含有することと特徴とする前記（６）の耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
　（８）さらに、質量％で、
　Ａｌ：３．００％以下、
　Ｓｎ：１．００％以下、及び、
　Ｖ：０．１０~１．００％
の１種以上を含有することを特徴とする前記（６）又は（７）に記載の耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
　（９）さらに、質量％で、
　Ｚｒ：１．００％以下、
　Ｈｆ：１．００％以下、
　Ｔａ：３．００％以下、及び、
　Ｍｇ：０．０１００％以下
の１種以上を含有することを特徴とする前記（６）~（８）のいずれかの耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
　（１０）前記（６）~（９）のいずれかの耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法であって、
　前記（６）~（９）のいずれかの成分組成を有するスラブに熱間圧延を施し、次いで、
　冷間圧延を施し、その後、
　１０００~１２００℃で最終焼鈍を施し、続いて、
　最終焼鈍の温度から７５０℃まで、７℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却する
ことを特徴とする耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
　本発明によれば、ＳＵＳ４４４以上の高温特性を有し、１０００℃における耐酸化性がＳＵＳ４４４と同等以上のフェライト系ステンレス鋼を提供できる。特に、自動車などの排気系部材に適用することにより、１０００℃付近までの高温化に対応することが可能となる。
　また、本発明によれば、ＳＵＳ４４４以上の高温特性を有し、９５０℃における熱疲労特性がＳＵＳ４４４と同等以上のフェライト系ステンレス鋼を提供でき、特に自動車などの排気系部材に適用することにより、排ガス温度が９５０℃程度の高温となっても、対応が可能となる。
　図１は、１６．６~１７．０％Ｃｒ−０．００６~０．００９％Ｃ−０．１５~０．２５％Ｓｉ−０．１０~１．１３％Ｍｎ−２．５２~２．６０％Ｍｏ−１．３５~１．４６％Ｃｕ−０．４５~０．４８％Ｎｂ−０．０１０~０．０１３％Ｎ鋼の、添加Ｍｎ量と酸化増量との関係を示すグラフである。
　図２は、１６．６~１７．０％Ｃｒ−０．００６~０．００９％Ｃ−０．１５~０．２５％Ｓｉ−０．１０~１．１３％Ｍｎ−２．５２~２．６０％Ｍｏ−１．３５~１．４６％Ｃｕ−０．４５~０．４８％Ｎｂ−０．０１０~０．０１３％Ｎ鋼の、添加Ｍｎ量とスケール剥離量との関係を示すグラフである。
　図３は、１６．７％Ｃｒ−０．００７％Ｃ−０．３８％Ｓｉ−０．７０％Ｍｎ−１．７％Ｍｏ−１．３％Ｃｕ−０．６４％Ｎｂ−０．１５％Ｔｉ−０．０１０％Ｎ−０．０００３％Ｂ鋼の９５０℃×５ｍｉｎ時効材のＮｂ炭窒化物の粒子径と、Ｎｂ炭窒化物上に析出したＬａｖｅｓ相の割合との関係を示す図である。
　図４は、１９．２％Ｃｒ−０．００４％Ｃ−０．１５％Ｓｉ−０．３３％Ｍｎ−２．１％Ｍｏ−１．２％Ｃｕ−０．４０％Ｎｂ−０．１１％Ｔｉ−０．０１２％Ｎ−０．００２６％Ｂ鋼における１０５０~７５０℃までの平均冷却速度と、０．２μｍ以下のＮｂ炭窒化物の存在割合との関係を示す図である。
　図５は、１９．２％Ｃｒ−０．００４％Ｃ−０．１５％Ｓｉ−０．３３％Ｍｎ−２．１％Ｍｏ−１．２％Ｃｕ−０．４０％Ｎｂ−０．１１％Ｔｉ−０．０１２％Ｎ−０．００２６％Ｂ鋼の０．２μｍ以下のＮｂ炭窒化物の存在割合と、最高温度が９５０℃の熱疲労寿命（拘束率２０％）との関係を示す図である。
　以下、本発明について詳細に説明する。
　まず、本発明の成分組成の限定理由について説明する。以下、「％」は、「質量％」を意味するものとする。
　Ｃは、成形性と耐食性を劣化させ、Ｎｂ炭窒化物の析出を促進させて高温強度の低下させる。Ｃの含有量は少ないほど良いので、０．０２％以下とする。過度の低減は精錬コストの増加に繋がるので、好ましいＣの含有量は、０．００３~０．０１５％である。
　Ｎは、Ｃと同様、成形性と耐食性を劣化させ、Ｎｂ炭窒化物の析出を促進させて高温強度を低下させる。Ｎの含有量は少ないほど良いので、０．０２％以下とする。過度の低減は精錬コストの増加に繋がるので、好ましいＮの含有量は、０．００５~０．０２％である。
　Ｓｉは、耐酸化性を改善するために、非常に重要な元素である。また、脱酸剤としても有用である。Ｓｉの含有量が０．１０％以下になると、異常酸化が起こりやすくなる。Ｓｉの含有量が０．３５％を超えると、スケール剥離が起こりやすくなる。よって、Ｓｉの含有量は、０．１０超~０．３５％とする。
　Ｓｉは、高温で、Ｌａｖｅｓ相と呼ばれるＦｅとＮｂ、Ｍｏを主体とする金属間化合物の析出を促進させ、固溶Ｎｂ、Ｍｏ量を低下させ、高温強度を低下させるので、Ｓｉの含有量は少ない方がより好ましい。好ましいＳｉの含有量は、０．１０超~０．２５％である。
　Ｍｎは、長時間使用中にステンレス母相の保護性がある（Ｍｎ，Ｃｒ）３Ｏ４を表層部に形成し、スケール密着性を向上させ、異常酸化を抑制する非常に重要な元素である。その効果は、Ｍｎの含有量を０．１０％以上とすると得られる。Ｍｎ含有量が０．１０％未満の場合、長時間使用中にステンレス母相の保護性がないＦｅ３Ｏ４が表層部に形成し、異常酸化が生じやすくなる。一方、Ｍｎ含有量が０．６０％超では、（Ｍｎ，Ｃｒ）３Ｏ４の酸化膜層が厚くなり、スケール剥離が起きやすくなるので、上限を０．６０％とした。
　Ｍｎは、ＭｎＳを形成して耐食性を低下させたり、常温の均一伸びを低下させたりすることを考慮すると、Ｍｎ含有量は、０．１０~０．４０％が好ましい。
　Ｃｒは、耐酸化性を確保するために必須の元素である。Ｃｒの含有量が１６．５％以上であれば、１０００℃で十分な耐酸化性を有する。Ｃｒの含有量が、２０．０％を超えると加工性が低下したり、靭性が劣化したりする。よって、Ｃｒ含有量は、１６．５~２０．０％とする。高温延性、製造コストを考慮すると、１６．８~１９．０％が好ましい。
　Ｎｂは、固溶強化及びＬａｖｅｓ相の微細析出による析出強化によって、高温強度を向上するために必要な元素である。また、ＣやＮを炭窒化物として固定し、製品板の耐食性を向上させたり、ｒ値に影響する再結晶集合組織を発達させたりする役割もある。
　本発明のＮｂ−Ｍｏ−Ｃｕ添加鋼では、Ｎｂの含有量が０．３０％以上であれば、固溶Ｎｂ増及び析出強化の効果が得られる。Ｎｂの含有量が０．８０％を超えると、Ｌａｖｅｓ相の粗大化が促進して、高温強度が低下し、かつコスト増になる。よって、Ｎｂ含有量は、０．３０~０．８０％とする。製造性及びコストを考慮すると、０．４０~０．７０％が好ましい。
　Ｍｏは、耐食性を向上させ、さらに、高温酸化を抑制、Ｌａｖｅｓ相の微細析出による析出強化及び固溶強化によって、高温強度を向上させるのに有効である。Ｍｏの含有量が３．５０％を超えると、Ｌａｖｅｓ相の粗大析出が促進して、析出強化能が低下し、また、加工性が劣化する。
　Ｎｂ−Ｍｏ−Ｃｕ添加鋼では、Ｍｏの含有量が２．５０％を超えると、１０００℃の高温酸化の抑制、固溶Ｍｏ増及び析出強化が得られる。よって、Ｍｏ含有量は、２．５０％超~３．５０％とする。製造性及びコストを考慮すると、２．６０~３．２０％が好ましい。
　Ｃｕは、高温強度向上に有効な元素である。これは、ε−Ｃｕが析出することによる析出硬化作用であり、この効果を得るためには、Ｃｕの含有量を１．００％以上とする必要がある。Ｃｕの含有量が２．５０％を超えると、均一伸びが低下したり、常温耐力が高くなりすぎることによりプレス成型性に支障が生じたりする。さらに、高温域でオーステナイト相が形成されて、表面に異常酸化が生じる。よって、Ｃｕ含有量は、１．００~２．５０％とする。製造性やスケール密着性を考慮すると、１．２０~１．８０％が好ましい。
　フェライト系ステンレス鋼板は、１０００℃×２００時間の大気中連続酸化試験における酸化増量が４．０ｍｇ／ｃｍ２を超えると、酸化膜が厚くなりすぎて、スケール剥離が促進する。スケール剥離量が１．０ｍｇ／ｃｍ２を超えると、自動車の排気系材料に用いると、肉厚減が顕著となる。したがって、１０００℃×２００時間の大気中連続酸化試験の酸化増量及びスケール剥離量を、それぞれ、４．０ｍｇ／ｃｍ２以下及び１．０ｍｇ／ｃｍ２以下とする必要がある。
　高温強度等の諸特性をさらに向上させるため、必要に応じて、以下の元素を添加することができる。
　Ｗは、Ｍｏと同様な効果を有し、高温強度を向上させる元素である。Ｗの含有量が２．０％を越えると、Ｌａｖｅｓ相中に固溶して、析出物を粗大化させ、さらに、製造性及び加工性が劣化する。よって、Ｗの含有量は、２．０％以下とする。コストや耐酸化性等を考慮すると、０．１０~１．５０％が好ましい。
　Ｔｉは、Ｎｂ−Ｍｏ鋼において、適量添加することによりＮｂ、Ｍｏの冷延焼鈍板時の固溶量増加、高温強度の向上、及び高温延性の向上に寄与する。Ｔｉの含有量が０．２０％を超えると、固溶Ｔｉ量が増加して均一伸びが低下し、さらに、粗大なＴｉ系析出物が形成し、加工時の割れの起点になり、加工性が劣化する。よって、Ｔｉの含有量は０．２０％以下とする。表面疵の発生や靭性を考慮すると、０．０５~０．１５％が好ましい。
　Ｂは、製品のプレス加工時の２次加工性を向上させる元素である。Ｂの含有量が０．００３０％を超えると、硬質化が生じたり、粒界腐食性が劣化したりする。よって、Ｂの含有量は０．００３０％以下とする。成型性や製造コストを考慮すると、０．０００３~０．００２０％が好ましい。
　Ｍｇは、２次加工性を改善させる元素である。Ｍｇの含有量が０．０１００％を超えると加工性が著しく劣化する。よって、Ｍｇの含有量は、０．０１００％以下とする。コストや表面品位を考慮すると、０．０００２~０．００１０％が好ましい。
　Ａｌは、脱酸元素として添加され、さらに、耐酸化性を向上させる。また、固溶強化元素として、強度向上に有用である。その効果を安定して得るためには、Ａｌの含有量を０．１０％とするのが好ましい。Ａｌの含有量が１．０％を超えると、硬質化して均一伸びが著しく低下し、さらに、靭性が著しく低下する。よって、Ａｌの含有量は、１．０％以下とする。表面疵の発生や溶接性、製造性を考慮すると、０．１０~０．３０％が好ましい。
　脱酸の目的でＡｌを添加すると、鋼中に、０．１０％未満のＡｌが、不可避的不純物として残存する。
　Ｎｉは、耐食性を向上させる元素である。この効果を安定して得るためには、Ｎｉの含有量を、０．１％以上とするのが好ましい。Ｎｉの含有量が１．０％を超えると、高温域でオーステナイト相が形成されて、表面に異常酸化及びスケール剥離が生じる。よって、Ｎｉの含有量は１．０％以下とする。製造コストを考慮すると、０．１~０．６％が好ましい。
　Ｓｎは、原子半径が大きいので、固溶強化により高温強度を向上させる。また、添加しても常温の機械的特性を大きく劣化させない。Ｓｎの含有量が１．００％を超えると、製造性及び加工性が著しく劣化する。よって、Ｓｎの含有量は、１．００％以下とする。耐酸化性等を考慮すると、０．０５~０．３０％が好ましい。
　Ｖは、Ｎｂとともに微細な炭窒化物を形成し、析出強化により高温強度を向上させる。Ｖの含有量が０．５０％を超えると、Ｎｂ及びＶ炭窒化物が粗大化して、高温強度が低下し、加工性が低下する。よって、Ｖの含有量は、０．５０％以下とする。製造コストや製造性を考慮すると、０．０５~０．２０％が好ましい。
　Ｚｒは、耐酸化性を改善する元素である。Ｚｒの含有量が１．０％を超えると、粗大なＬａｖｅｓ相が析出し、製造性及び加工性が著しく劣化する。よって、Ｚｒの含有量は、１．０％以下とする。コストや表面品位を考慮すると、０．０５~０．５０％が好ましい。
　Ｈｆは、Ｚｒと同様、耐酸化性を改善する元素である。Ｈｆの含有量が１．０％を超えると、粗大なＬａｖｅｓ相が析出し、製造性及び加工性が著しく劣化する。よって、Ｈｆの含有量は１．０％以下とする。コストや表面品位を考慮すると、０．０５~０．５０％が好ましい。
　Ｔａは、Ｚｒ及びＨｆと同様、耐酸化性を改善する元素である。Ｔａの含有量が３．０％を超えると、粗大なＬａｖｅｓ相が析出し、製造性及び加工性が著しく劣化する。よって、Ｔａの含有量は３．０％以下とする。コストや表面品位を考慮すると、０．０５~１．００％が好ましい。
　次に、本発明のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法について説明する。
　本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、一般的なフェライト系ステンレス鋼の製造方法で製造することができる。
　すなわち、本発明の成分組成を有するフェライト系ステンレス鋼を溶解してスラブを製造し、１０００~１２００℃に加熱後、１１００~７００℃の範囲で熱延し、４~６ｍｍの熱延板を製造する。
　その後、８００~１１００℃で焼鈍の後に酸洗を行い、その焼鈍酸洗板を冷延し、１．０~２．５ｍｍの冷延板を作製した後に、９００~１１００℃で仕上焼鈍後、酸洗を行う。
　この製造工程によって、本発明のフェライト系ステンレス鋼板を製造することが可能である。
　ただし、仕上焼鈍後の冷却速度は、冷却速度が遅いと、Ｌａｖｅｓ相などの析出物が多く析出するので、高温強度が低下し、常温延性等の加工性が劣化する可能性がある。そのため、最終焼鈍温度から６００℃までの平均冷却速度が、５℃／ｓｅｃ以上に制御することが好ましい。
　また、熱延板の熱延条件、熱延板厚、熱延板焼鈍の有無、冷延条件、熱延板、及び冷延板の焼鈍温度、雰囲気などは、適宜選択すればよい。また、冷延・焼鈍を複数回繰り返したり、冷延、焼鈍後に調質圧延を施したり、テンションレベラーにより鋼板の形状を矯正したりしても構わない。製品板厚も、要求される部材の厚みに応じて選択すればよい。
　次に、本発明の耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板について説明する。
　まず、成分組成について説明する。
　Ｃは、成形性と耐食性を劣化させ、Ｎｂ炭窒化物の析出を促進させて高温強度の低下をもたらすので、その含有量は少ないほど良い。よって、Ｃの含有量は、０．０１５％以下とする。Ｃの含有量を過度に低減すると、精錬コストが増加するので、０．００３~０．０１５％が好ましい。
　Ｎは、Ｃと同様、成形性と耐食性を劣化させ、Ｎｂ炭窒化物の析出を促進させて高温強度の低下をもたらすので、その含有量は少ないほど良い。よって、Ｎの含有量は、０．０２０％以下とする。Ｎの含有量を過度に低減すると、精錬コストが増加するので、０．００５~０．０２０％が好ましい。
　Ｓｉは、脱酸剤としても有用な元素であり、さらに、耐酸化性を改善するために非常に重要な元素である。しかし、Ｓｉは、高温でＬａｖｅｓ相と呼ばれるＦｅとＮｂ，Ｍｏを主体とする金属間化合物の析出を促進するので、含有量が多くなると高温強度が低下する。また、Ｓｉ添加量が０．１０％以下の場合、異常酸化が起こりやすい傾向となり、耐酸化性が低下する。さらに、Ｓｉの含有量が０．４０％を超えると、スケール剥離が起こりやすくなる。
　これらの観点から、Ｓｉの含有量は、０．１０超~０．４０％とする。ただし、表面疵の発生等耐酸化性を劣化させる要因を想定すると、耐酸化性に余裕があることが好ましく、０．１０超~０．３０％が好ましい。
　Ｍｎは、脱酸剤として添加される元素であり、さらに、長時間使用中にＭｎ系酸化物を表層部に形成し、スケール密着性や異常酸化抑制に寄与する。この効果を得るためにはＭｎの含有量は、０．１０％以上とする必要がある。Ｍｎの含有量が１．００％を超えると、常温の均一伸びを低下させ、さらに、ＭｎＳを形成して耐食性や耐酸化性を低下させる。
　よって、Ｍｎの含有量は、０．１０~１．００％とする。高温延性やスケール密着性を考慮すると、０．１０~０．７０％が好ましい。
　Ｃｒは、耐酸化性を確保するために必須の元素である。Ｃｒの含有量が１６．５％未満では、その効果は得られず、２５．０％を超えると加工性が低下したり、靭性が劣化する。よって、Ｃの含有量は、１６．５~２５．０％とする。高温延性、製造コストを考慮すると、１７．０~１９．０％が好ましい。
　Ｎｂは、固溶強化及びＬａｖｅｓ相の微細析出による析出強化によって、高温強度を向上するために必要な元素である。この効果は、Ｎｂ炭窒化物が微細化することによって、顕著に得られる。また、ＣやＮを炭窒化物として固定し、製品板の耐食性や、ｒ値に影響する再結晶集合組織の発達に寄与する役割もある。
　本発明のＮｂ−Ｍｏ−Ｔｉ−Ｂ添加鋼においては、Ｎｂの含有量を０．３０％以上とすれば、Ｂ添加による固溶Ｎｂ増及び析出強化の効果が得られる。Ｎｂの含有量が０．８０％を超えると、Ｌａｖｅｓ相の粗大化を促進して、高温強度及び熱疲労寿命には寄与せず、かつコスト増になる。よって、Ｎｂの含有量は０．３０~０．８０％とする。製造性及びコストを考慮すると、０．４０~０．７０％が好ましい。
　Ｍｏは、耐食性を向上させ、また、高温酸化を抑制し、さらに、Ｌａｖｅｓ相の微細析出による析出強化及び固溶強化によって高温強度を向上するのに有効である。この効果を得るためには、Ｍｏの含有量は、１．００％以上とする必要がある。
　Ｍｏの含有量が４．００％を超えると、Ｌａｖｅｓ相が粗大化して析出強化能が低下し、また、加工性が劣化する。すなわち、高温強度及び熱疲労寿命には寄与せず、かつ、コスト増になる。よって、Ｍｏの含有量は、１．００~４．００％とする。製造性及びコストを考慮すると、１．５０~３．００％が好ましい。
　Ｔｉは、Ｎｂ−Ｍｏ−Ｔｉ−Ｂ鋼において、適量添加することにより、Ｎｂ、Ｍｏの冷延焼鈍板時の固溶量増加、高温強度の向上、及び高温延性の向上をもたらし、さらに、熱疲労特性を向上させる重要な元素である。この効果を得るためには、Ｔｉの含有量は、０．０５％以上とする必要がある。Ｔｉの含有量が０．５０％を超えると、固溶Ｔｉ量が増加して均一伸びが低下し、また、粗大なＴｉ系析出物を形成し、加工時及び熱疲労試験時の割れの起点になり、加工性及び熱疲労特性を劣化させる。よって、Ｔｉの含有量は０．０５~０．５０％とする。表面疵の発生や靭性を考慮すると、０．０８~０．１５％が好ましい。
　Ｂは、Ｎｂ−Ｍｏ−Ｔｉ−Ｂ添加で、Ｎｂ、Ｍｏ系析出物量の低減をもたらし、高温強度及び熱疲労寿命の安定性に寄与する重要な元素である。さらに、製品のプレス加工時の２次加工性を向上させる元素でもある。これらの効果を得るためには、Ｂの含有量は、０．０００３％以上とする必要がある。Ｂの含有量が０．００３０％を超えると、硬質化、粒界腐食性の劣化、溶接割れを生じ、また、熱疲労特性が劣化する。よって、Ｂの含有量は、０．０００３~０．００３０％とする。成型性や製造コストを考慮すると、０．０００３~０．００２０％が好ましい。
　Ｃｕは、高温強度向上に有効な元素である。これは、ε−Ｃｕが析出することによる析出強化作用であり、Ｃｕの含有量を１．０％以上とすると、この作用が著しく発揮する。Ｃｕの含有量が多くなると、均一伸びの低下したり、常温耐力が高くなりすぎることによりプレス成型性が悪化する。また、Ｃｕの含有量が２．５％を超えると、高温域でオーステナイト相が形成されて、表面に異常酸化が生じ、さらに、熱疲労特性が劣化する。よって、Ｃｕの含有量は、１．０~２．５％とし、製造性やスケール密着性を考慮すると、１．２~２．０％が好ましい。
　Ｎｂ炭窒化物は、粒子径が０．２μｍ超になると、Ｎｂ炭窒化物界面にＬａｖｅｓ相が多数析出し、Ｎｂ及びＭｏの固溶強化量の低下、Ｌａｖｅｓ相の析出強化量の低下の原因となる。よって、粒子径が０．２μｍ以下のＮｂ炭窒化物が個数比率で９５％以上である必要がある。
　粒子径が０．２μｍ以下のＮｂ炭窒化物が個数比率で９５％以上であれば、粒内のＬａｖｅｓ相は、主にＮｂ炭窒化物以外の場所から析出し、析出強化に寄与する。Ｎｂ炭窒化物の粒子径は、ＴＥＭ付属のＥＤＳ装置（エネルギー分散型蛍光Ｘ線分析装置）でＦｅ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉを定量化し、炭窒化物に含有するＦｅ及びＭｏがそれぞれ５質量％未満である場合はＮｂ炭窒化物であると判断し、画像解析により、３００個のＮｂ炭窒化物の面積を求め、求めた面積から算出される円相当径とする。
　高温強度等の諸特性をさらに向上させるために、必要に応じて、選択元素として、Ｗ、Ａｌ、Ｓｎ、Ｖ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、及び、Ｍｇの１種以上を添加してもよい。
　Ｗは、Ｍｏと同様な効果を有し、高温強度を向上させる元素である。この効果を安定して得るためには、Ｗの含有量を０．１０％以上とするのが好ましい。Ｗの含有量が３．００％を超えると、Ｌａｖｅｓ相中に固溶し、析出物を粗大化させ、製造性及び加工性が劣化する。よって、Ｗの含有量は、３．００％以下とし、コストや耐酸化性等を考慮すると、１．００~１．８０％が好ましい。
　Ａｌは、脱酸元素として添加され、また、耐酸化性を向上させる元素である。さらに、固溶強化元素としての強度向上に有用である。これらの効果を安定して得るためには、Ａｌの含有量を０．１０％以上とするのが好ましい。Ａｌの含有量が３．００％を超えると、硬質化して均一伸びを著しく低下させ、さらに、靭性が著しく低下する。よって、Ａｌの含有量は、３．００％以下とし、表面疵の発生や溶接性、製造性を考慮すると、０．１０~２．００％が好ましい。
　なお、脱酸の目的でＡｌを添加する場合、鋼中に０．１０％未満のＡｌが、不可避的不純物として残存する。
　Ｓｎは、原子半径が大きく、固溶強化に有効な元素であり、常温の機械的特性を大きく劣化させない。高温強度への寄与を得るためには、Ｓｎの含有量は０．０５％以上とするのが好ましい。Ｓｎの含有量が１．００％を超えると、製造性及び加工性が著しく劣化する。よって、Ｓｎの含有量は、１．００％以下とし、耐酸化性等を考慮すると、０．０５~０．５０％が好ましい。
　Ｖは、Ｎｂと複合して微細な炭窒化物を形成し、析出強化作用が生じて高温強度向上に寄与する。この効果を得るためには、Ｖの含有量は０．１０％以上とする必要がある。Ｖの含有量が１．００％を超えると、Ｎｂ炭窒化物である（Ｎｂ，Ｖ）（Ｃ，Ｎ）が粗大化して高温強度が低下し、熱疲労寿命及び加工性が低下する。よって、Ｖの含有量は、０．１０~１．００％とし、製造コストや製造性を考慮すると、０．１０~０．５０％が好ましい。
　Ｚｒは、耐酸化性を改善する元素である。この効果を得るためには、Ｚｒの含有量は０．０５％以上とするのが好ましい。Ｚｒの含有量が１．００％を超えると、粗大なＬａｖｅｓ相が析出し、製造性及び加工性が著しく劣化する。よって、Ｚｒの含有量は、１．００％以下とし、コストや表面品位を考慮すると、０．０５~０．５０％が好ましい。
　Ｈｆは、Ｚｒと同様、耐酸化性を改善する元素である。この効果を得るためには、Ｈｆの含有量は０．０５％以上とするのが好ましい。Ｈｆの含有量が１．００％を超えると、粗大なＬａｖｅｓ相が析出し、製造性及び加工性が著しく劣化する。よって、Ｚｒの含有量は、１．００％以下とし、コストや表面品位を考慮すると、０．０５~０．５０％が好ましい。
　Ｔａは、Ｚｒ及びＨｆと同様、耐酸化性を改善する元素である。この効果を得るためには、Ｔａの含有量は０．０５％以上とするのが好ましい。Ｔａの含有量が３．００％を超えると、粗大なＬａｖｅｓ相が析出し、製造性及び加工性が著しく劣化する。よって、Ｔａの含有量は、３．００％以下とし、コストや表面品位を考慮すると、０．０５~１．００％が好ましい。
　Ｍｇは、２次加工性を改善させる元素である。この効果を得るためには、Ｍｇの含有量は０．０００３％以上とするのが好ましい。Ｍｇの含有量が０．０１００％を超えると、加工性が著しく劣化する。よって、Ｍｇの含有量は、０．０１００％以下とし、コストや表面品位を考慮すると、０．０００３~０．００２０％が好ましい。
　次に、本発明の耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法を説明する。
　本発明の耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板は、溶解で所定の成分組成を有する鋼塊を作製し、次いで、熱間圧延で熱延板を作製し、その後、酸洗し、続いて、冷間圧延、焼鈍を施す通常の製造方法で製造することができる。
　ここで、粒子径が０．２μｍ以下のＮｂ炭窒化物が、全Ｎｂ炭窒化物に対する個数比率で９５％以上である組織を得るためには、最終焼鈍温度を１０００~１２００℃として、均熱で０~２０分間加熱した後に、最終焼鈍温度から７５０℃までの平均冷却速度を、７℃／ｓｅｃ以上に制御する必要がある。
　Ｎｂ炭窒化物の粒子径は、ＴＥＭによる観察写真から、３００個の粒内炭窒化物の面積を、画像解析により求め、面積から算出した円相当径とする。
　最終焼鈍温度から７５０℃までの平均冷却速度を７℃／ｓｅｃ以上に制御すれば、粒子径が０．２μｍ以下のＮｂ炭窒化物が、全Ｎｂ炭窒化物に対する個数比率で９５％以上となる。その結果、Ｎｂ及びＭｏの固溶強化能が維持され、また、Ｌａｖｅｓが析出してもＬａｖｅｓの微細析出による析出強化が作用するので、熱疲労寿命が向上する。
　冷却速度は大きいほどＮｂ炭窒化物の粒子径は小さくなるが、表面品位、鋼板形状や、製造コストを考慮すると、冷却速度は７~２５℃／ｓｅｃが好ましい。
　また、最終焼鈍温度は、高いほどＮｂ炭窒化物の固溶を促進するので、冷延焼鈍板におけるＮｂ炭窒化物の析出量を低減し、粒子径を小さくすることができる。ただし、焼鈍温度が１２００℃を超えると、結晶粒が粗大化し、靭性が劣化する原因となるので、最終焼鈍温度の上限は、１２００℃とする。表面品位、鋼板形状や、製造コストを考慮すると、最終焼鈍温度は１０００~１１５０℃が好ましい。
　鋼板の製造方法は、冷延板の最終焼鈍温度を１０００~１２００℃とし、最終焼鈍温度から７５０℃の冷却速度を７℃／ｓｅｃ以上にすること以外は特に規定しない。熱延条件、熱延板厚、熱延板焼鈍の有無、冷延条件、熱延板及び焼鈍温度、雰囲気などは、適宜選択すればよい。また、冷延、焼鈍を複数回繰り返したり、冷延、焼鈍後に調質圧延を施したり、テンションレベラーにより鋼板の形状を矯正しても構わない。製品板厚も、要求される部材の厚みに応じて選択すればよい。
　＜サンプル作成方法＞
　表１、表２に示す成分組成の鋼を溶製して、５０ｋｇのスラブに鋳造し、スラブを１１００~７００℃で熱間圧延して、５ｍｍ厚の熱延板とした。その後、熱延板を９００~１０００℃で焼鈍した後に酸洗を施し、２ｍｍ厚まで冷間圧延し、焼鈍、酸洗を施して製品板とした。表２中の下線は、本発明で規定する範囲外であることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
 　冷延板の焼鈍温度は、１０００~１２００℃とした。表１のＮｏ．１~２３は本発明例、表２のＮｏ．２４~４８は比較例である。
　＜耐酸化性試験＞
　得られたステンレス鋼板から、２０ｍｍ×２０ｍｍ×板厚ままのサイズの酸化試験片を作製し、大気中１０００℃で２００時間の連続酸化試験を行い、異常酸化とスケール剥離の発生有無を評価した（ＪＩＳ　Ｚ　２２８１に準拠）。
　酸化増量及びスケール剥離量は、剥離した酸化皮膜も回収して評価した。
　酸化増量が４．０ｍｇ／ｃｍ２以下であれば、異常酸化なしと評価してＡ、それ以外を異常酸化ありと評価してＣと表３、４中に記した。また、スケール剥離量が１．０ｍｇ／ｃｍ２以下であれば、スケール剥離が少ないと評価してＢ、スケール剥離がなければＡ、それ以外をスケール剥離が多いと評価してＣと表３、４中に記した。
　＜高温引張試験＞
　製品板から圧延方向を長手方向とする長さ１００ｍｍの高温引張試験片を作製し、１０００℃で引張試験を行い、０．２％耐力を測定した（ＪＩＳ　Ｇ　０５６７に準拠）。
　１０００℃の０．２％耐力が１５ＭＰａ以上の場合はＡ、１５ＭＰａ未満の場合はＣと表３、４中に記した。
　＜常温の加工性評価＞
　ＪＩＳ　Ｚ　２２０１に準拠して圧延方向と平行方向を長手方向とするＪＩＳ１３Ｂ号試験片を作製した。これらの試験片を用いて引張試験を行い、破断伸びを測定した（ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠）。
　常温での破断伸びは３０％以上あれば、一般的な排気部品への加工が可能なので、３０％以上の破断伸びを有した場合はＡ、３０％未満の場合はＣと表３、４中に記した。
　試験の結果を、表３、表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
 　＜評価結果＞
　表３、表４から明らかなように、本発明で規定する成分組成を有する鋼は、比較例の鋼と比べて、１０００℃における酸化増量やスケール剥離量が少なく、高温耐力も優れている。
　また、常温での機械的性質において、破断延性が良好であり、比較例の鋼と同等以上の加工性を有する。
　成分含有量が、本発明の範囲内である本発明例Ｎｏ．１~２３は、良好な特性が得られた。成分含有量が好ましい範囲であるＮｏ．１、２、８、１０、１１、１４、１７、２１~２３は、特性が特に良好であり、スケール剥離が観察されなかった。
　Ｎｏ．５は、Ｃｒ含有量が好ましい範囲よりは高いが、スケール剥離が観察されなかった。
　Ｎｏ．２４及び２５は、それぞれ、Ｃ及びＮの含有量が、本発明で規定する上限を外れているので、１０００℃の耐力及び常温延性が本発明例に比べて低い。
　Ｎｏ．２６は、Ｓｉ含有量が本発明で規定する下限を外れており、酸化増量が本発明例に比べて多い。
　Ｎｏ．２７は、Ｓｉ含有量が本発明で規定する上限を外れており、スケール剥離量が本発明例に比べて多く、高温耐力も劣っている。
　Ｎｏ．２８及び３０、それぞれ、Ｍｎ及びＣｒの含有量が本発明で規定する下限を外れており、酸化増量及びスケール剥離量が、本発明例に比べて多い。
　Ｎｏ．２９は、Ｍｎが過剰に添加されているので、スケール剥離性が劣り、常温における延性が低い。
　Ｎｏ．３１は、Ｃｒ含有量が本発明で規定する上限を外れており、酸化増量及びスケール剥離量は少ないが、常温延性が低い。
　Ｎｏ．３２、３４及び３６は、それぞれ、Ｎｂ、Ｍｏ及びＣｕの含有量が本発明で規定する下限を外れており、１０００℃の耐力が低い。
　Ｎｏ．３３及び３５は、それぞれ、Ｎｂ及びＭｏの含有量が本発明で規定する上限を外れており、酸化増量及びスケール剥離量が少ないが、常温延性が低い。
　Ｎｏ．３７は、Ｃｕ含有量が本発明で規定する上限を外れており、酸化増量が多く、常温延性も劣っている。
　Ｎｏ．３８~４２、４４~４８は、それぞれ、Ｗ、Ｔｉ、Ｂ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｓｎ、Ｖ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａの含有量が、本発明で規定する上限を外れており、酸化増量及びスケール剥離量は少ないが、常温延性が低い。
　Ｎｏ．４３は、Ｎｉが本発明で規定する上限を外れており、耐酸化性が本発明例に比べて低い。
＜サンプル作製＞
　表５、６に示す成分組成の鋼を溶製してスラブに鋳造し、スラブを熱間圧延して５ｍｍ厚の熱延コイルとした。その後、熱延コイルを１０００~１２００℃で焼鈍した後に酸洗を施し、２ｍｍ厚まで冷間圧延し、焼鈍、酸洗を施して製品板とした。
　冷延板の焼鈍温度は、１０００~１２００℃とした。表５のＮｏ．１０１~１２１は本発明例、表６のＮｏ．１２２~１５０は比較例である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
 　＜熱疲労試験＞
　得られた製品板をパイプ状に巻き、板の端をＴＩＧ溶接で溶接して、３０ｍｍφのパイプを作製した。さらに、このパイプを３００ｍｍの長さに切断し、評点間２０ｍｍの熱疲労試験片を作製した。
　この試験片を、サーボパルサ型熱疲労試験装置（加熱方法は高周波誘導加熱装置）を用いて、大気中で拘束率２０％の条件で、「２００℃から９５０℃まで１５０ｓｅｃで昇温→９５０℃で１２０ｓｅｃ保持→９５０℃から２００℃まで１５０ｓｅｃで降温」を１サイクルとするパターンを繰り返し、熱疲労寿命の評価を行った。
　熱疲労寿命は、亀裂が板厚貫通したときの繰り返し数と定義した。貫通は目視で確認した。評価は、熱疲労寿命が１５００サイクル以上を合格として「＋」、１５００サイクル未満を不合格として「−」とした。
　＜Ｎｂ炭窒化物の測定＞
　冷延焼鈍板のサンプルの、厚さ１／２の部分を、抽出レプリカ法により、圧延面の法線方向が観察できるように析出物を採取し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察した。５００００倍で任意の箇所をＴＥＭ観察し、粒内析出したＮｂ炭窒化物のうち３００個の計測ができるように、観察面を数十枚撮影した。
　撮影した写真をスキャナで取り込み、モノクロに画像処理をした後に、Ｓｃｉｏｎ　Ｃｏｒｐｏｒａｔｉｏｎ製の画像解析ソフト「Ｓｃｉｏｎ　Ｉｍａｇｅ」を用いて各粒子の面積を求め、面積から円相当径に換算して、Ｎｂ炭窒化物の粒子径とした。
　析出物の種類は、ＴＥＭ付属のＥＤＳ装置（エネルギー分散型蛍光Ｘ線分析装置）でＦｅ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉを定量化することで分類した。Ｎｂ炭窒化物に、Ｆｅ及びＭｏはほとんど含有しないので、Ｆｅ及びＭｏがそれぞれ５質量％未満である場合をＮｂ炭窒化物とした。
　Ｎｂ炭窒化物の評価は、粒子径が０．２μｍ以下のＮｂ炭窒化物が個数比率で、全Ｎｂ炭窒化物の９５％以上を合格として「＋」、９５％未満を不合格として「−」とした。
　＜耐酸化性試験＞
　製品板から２０ｍｍ×２０ｍｍの、板厚ままの酸化試験片を作製し、大気中で、９５０℃で２００時間の連続酸化試験を行い、異常酸化とスケール剥離の発生有無を評価した（ＪＩＳ　Ｚ　２２８１に準拠）。
　評価は、酸化増量が１０ｍｇ／ｃｍ２未満、かつ、スケール剥離量が５ｍｇ未満であれば、異常酸化なしとして「＋」、それ以外を異常酸化ありとして「−」とした。
　＜常温の加工性評価＞
　圧延方向と平行な方向を長手方向とするＪＩＳ１３Ｂ号試験片を作製し、引張試験を行い、破断伸びを測定した。常温での破断伸びは３０％以上あれば、一般的な排気部品への加工が可能なので、３０％以上の破断伸びを有した場合は「＋」、３０％未満の場合は「−」とした。
　以上の試験の評価結果を、表７、８に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
 　表７、８から明らかなように、最終焼鈍温度から７５０℃までの冷却速度を７℃／ｓｅｃ以上として製造した、本発明で規定する成分組成を有する鋼で、粒子径が０．２μｍ以下のＮｂ炭窒化物を個数比率で９５％以上である本発明例は、比較例に比べて９５０℃における熱疲労寿命が高く、異常酸化やスケール剥離も無く、耐酸化性も優れることが確認できた。また、常温での機械的性質において、破断延性が良好であり、比較例と同等以上の加工性を有することが確認できた。
　Ｎｏ．１２２及び１２３では、それぞれ、Ｃ、Ｎの量が本発明で規定する上限を外れるので、Ｎｂ炭窒化物のサイズが上限を外れ、９５０℃の熱疲労寿命及び耐酸化性が本発明例に比べて低い。
　Ｎｏ．１２４及び１２６は、それぞれ、Ｓｉ及びＭｎの量が本発明で規定する下限を外れており、耐酸化性が本発明例に比べて低い。
　Ｎｏ．１２５は、Ｓｉの量が本発明で規定する上限を外れており、耐酸化性及び熱疲労寿命が本発明例に比べて低い。
　Ｎｏ．１２７は、Ｍｎの量が本発明で規定する上限を外れており、耐酸化性が劣り、常温における延性が低い。
　Ｎｏ．１２８及び１３２は、それぞれ、Ｃｒ及びＭｏの量が本発明で規定する下限を外れており、熱疲労寿命及び耐酸化性が本発明例に比べて低い。
　Ｎｏ．１２９は、Ｃｒの量が本発明で規定する上限を外れており、熱疲労寿命及び耐酸化性は高いが、常温延性が低い。
　Ｎｏ．１３０及び１３４は、それぞれＮｂ及びＣｕの量が本発明で規定する下限を外れており、９５０℃の熱疲労寿命が低い。
　Ｎｏ．１３１及び１３３は、それぞれＮｂ及びＭｏの量が本発明で規定する上限を外れており、熱疲労寿命は高いが、常温延性が低い。
　Ｎｏ．１３５は、Ｃｕの量が本発明で規定する上限を外れており、熱疲労寿命及び常温延性が低く、耐酸化性も劣る。
　Ｎｏ．１３６は、Ｔｉの量が本発明で規定する下限を外れており、常温延性は本発明例と同等であるが、９５０℃の熱疲労寿命が低い。
　Ｎｏ．１３７はＴｉの量が本発明で規定する上限を外れており、９５０℃の熱疲労寿命が低く、常温延性も本発明例に比べて低い。
　Ｎｏ．１３８及び１３９は、Ｂの量がそれぞれ本発明で規定する下限及び上限を外れており、熱疲労寿命が本発明例に比べて低い。
　Ｎｏ．１４０及び１４１は、それぞれＷ及びＡｌの量が本発明で規定する上限を外れており、熱疲労寿命は高いが、常温延性が低い。
　Ｎｏ．１４２、１４４~１４７は、それぞれ、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｍｇの量が本発明で規定する上限を外れており、熱疲労寿命は高いが、常温延性が低い。
　Ｎｏ．１４３はＶの量が本発明で規定する上限を外れるので、Ｎｂ炭窒化物のサイズが本発明で規定する上限を外れ、９５０℃の熱疲労寿命及び常温延性が本発明例に比べて低い。
　Ｎｏ．１４８，１４９では、本発明で規定する成分組成を有する鋼であるが、粒子径が０．２μｍ以下のＮｂ炭窒化物が個数比率で９５％未満となり、本発明例と比較して熱疲労寿命及び破断伸びが低い。これは、最終焼鈍温度から７５０℃までの冷却速度を７℃／ｓｅｃ未満で製造したので、Ｎｂ炭窒化物の粗大化が起こったことが原因である。
　Ｎｏ．１５０は、ＳＵＳ４４４であり、Ｃｕの量が本発明で規定する下限を外れており熱疲労寿命が低い。
　本発明のフェライト系ステンレス鋼は、耐熱性に優れるので、自動車排気系部材以外にも発電プラントの排気ガス経路部材としても用いることができる。さらに、耐食性の向上に有効であるＭｏを添加しているので、耐食性が必要である用途にも用いることができる。

Claims (10)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．０２％以下、
    　Ｎ：０．０２％以下、
    　Ｓｉ：０．１０超~０．３５％、
    　Ｍｎ：０．１０~０．６０％、
    　Ｃｒ：１６．５~２０．０％、
    　Ｎｂ：０．３０~０．８０％、
    　Ｍｏ：２．５０超~３．５０％、及び、
    　Ｃｕ：１．００~２．５０％
    を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
    　１０００℃で２００時間の大気中連続酸化試験後の酸化増量が４．０ｍｇ／ｃｍ２以下であり、
    　スケール剥離量が１．０ｍｇ／ｃｍ２以下である
    ことを特徴とする耐酸化性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
  2. 　さらに、質量％で、Ｗ：２．０％以下、及び、Ｔｉ：０．２０％以下の１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の耐酸化性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
  3. 　質量％で、Ｂ：０．００３０％以下、及び、Ｍｇ：０．０１００％以下の１種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の耐酸化性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
  4. 　質量％で、Ａｌ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｓｎ：１．００％以下、及び、Ｖ：０．５０％以下の１種以上を含有することを特徴とする請求項１~３のいずれか１項に記載の耐酸化性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
  5. 　質量％で、Ｚｒ：１．０％以下、Ｈｆ：１．０％以下、及び、Ｔａ：３．０％以下の１種以上を含有することを特徴とする請求項１~請求項４のいずれか１項に記載の耐酸化性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
  6. 　質量％で、
    　Ｃ：０．０１５％以下、
    　Ｎ：０．０２０％以下、
    　Ｓｉ：０．１０超~０．４０％、
    　Ｍｎ：０．１０~１．００％、
    　Ｃｒ：１６．５~２５．０％、
    　Ｎｂ：０．３０~０．８０％、
    　Ｍｏ：１．００~４．００％、
    　Ｔｉ：０．０５~０．５０％、
    　Ｂ：０．０００３~０．００３０％、及び、
    　Ｃｕ：１．０~２．５％
    を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
    　鋼中に存在するＮｂと他の金属元素を含む炭窒化物であって、Ｎｂの質量が、Ｎｂと該他の金属元素の質量の合計の５０％を超える炭窒化物のうち、粒子径が０．２μｍ以下の炭窒化物が個数比率で９５％以上である組織を有することを特徴とする耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
  7. 　さらに、質量％で、Ｗ：３．００％以下を含有することと特徴とする請求項６に記載の耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
  8. 　さらに、質量％で、
    　Ａｌ：３．００％以下、
    　Ｓｎ：１．００％以下、及び、
    　Ｖ：０．１０~１．００％
    の１種以上を含有することを特徴とする請求項６又は７に記載の耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
  9. 　さらに、質量％で、
    　Ｚｒ：１．００％以下、
    　Ｈｆ：１．００％以下、
    　Ｔａ：３．００％以下、及び、
    　Ｍｇ：０．０１００％以下
    の１種以上を含有することを特徴とする請求項６~８のいずれか１項に記載の耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
  10. 　請求項６~９のいずれか１項に記載の耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法であって、
    　請求項６~９のいずれか１項に記載の成分組成を有するスラブに熱間圧延を施し、次いで、
    　冷間圧延を施し、その後、
    　１０００~１２００℃で最終焼鈍を施し、続いて、
    　最終焼鈍の温度から７５０℃まで、７℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却する
    ことを特徴とする耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
PCT/JP2011/056480 2010-03-11 2011-03-11 耐酸化性に優れたフェライト系ステンレス鋼板並びに耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法 WO2011111871A1 (ja)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN2011800131553A CN102791897A (zh) 2010-03-11 2011-03-11 耐氧化性优异的铁素体系不锈钢板和耐热性优异的铁素体系不锈钢板及其制造方法
EP11753526.0A EP2546378A4 (en) 2010-03-11 2011-03-11 Highly oxidation-resistant ferrite stainless steel plate, highly heat-resistant ferrite stainless steel plate, and manufacturing method therefor
US13/583,700 US9243306B2 (en) 2010-03-11 2011-03-11 Ferritic stainless steel sheet excellent in oxidation resistance

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2010-054796 2010-03-11
JP2010054796A JP5658893B2 (ja) 2010-03-11 2010-03-11 耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2010265015A JP5677819B2 (ja) 2010-11-29 2010-11-29 耐酸化性に優れたフェライト系ステンレス鋼板
JP2010-265015 2010-11-29

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2011111871A1 true WO2011111871A1 (ja) 2011-09-15

Family

ID=44563660

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2011/056480 WO2011111871A1 (ja) 2010-03-11 2011-03-11 耐酸化性に優れたフェライト系ステンレス鋼板並びに耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法

Country Status (5)

Country Link
US (1) US9243306B2 (ja)
EP (1) EP2546378A4 (ja)
KR (1) KR20120099152A (ja)
CN (1) CN102791897A (ja)
WO (1) WO2011111871A1 (ja)

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2013133429A1 (ja) * 2012-03-09 2013-09-12 新日鐵住金ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼板
US20150376733A1 (en) * 2013-03-06 2015-12-31 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Ferritic stainless steel sheet having excellent heat resistance
US10030282B2 (en) 2012-02-15 2018-07-24 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Ferrite-based stainless steel plate having excellent resistance against scale peeling, and method for manufacturing same
US10260134B2 (en) 2012-03-30 2019-04-16 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Hot rolled ferritic stainless steel sheet for cold rolling raw material
US10385429B2 (en) 2013-03-27 2019-08-20 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Hot-rolled ferritic stainless-steel plate, process for producing same, and steel strip
CN116334499A (zh) * 2023-03-05 2023-06-27 襄阳金耐特机械股份有限公司 一种铁素体耐热铸钢及其用途

Families Citing this family (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3095888B1 (en) * 2014-01-14 2019-08-14 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Ferritic stainless steel sheet excellent in electrical conductivity and adhesion of oxide film
KR101988150B1 (ko) * 2015-03-31 2019-06-11 닛폰 스틸 앤드 스미킨 스테인레스 스틸 코포레이션 배기계 부품
JP6768929B2 (ja) * 2017-03-29 2020-10-14 日鉄ステンレス株式会社 高温耐摩耗性に優れたフェライト系ステンレス鋼、フェライト系ステンレス鋼板の製造方法、排気部品、高温摺動部品、およびターボチャージャー部品
JP6740974B2 (ja) * 2017-07-14 2020-08-19 株式会社デンソー ガスセンサ
JP6988568B2 (ja) * 2018-02-28 2022-01-05 トヨタ自動車株式会社 ステンレス鋼基材
KR102259806B1 (ko) * 2019-08-05 2021-06-03 주식회사 포스코 고온 내크립 특성이 향상된 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법
CN111235474A (zh) * 2020-02-20 2020-06-05 孙志颜 一种高耐腐蚀不锈钢及其制造方法

Citations (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05331551A (ja) * 1992-05-29 1993-12-14 Kawasaki Steel Corp 高温高強度高加工性フェライト系ステンレス鋼の製造方法
JPH062036A (ja) * 1992-06-17 1994-01-11 Nippon Steel Corp 高温特性に優れた自動車排気系部材用ステンレス鋼の製造方法
JPH0849050A (ja) * 1994-08-04 1996-02-20 Nippon Steel Corp 曲げ性の良好な溶融めっきフェライト系ステンレス鋼の製造方法
JP2696584B2 (ja) 1990-03-24 1998-01-14 日新製鋼株式会社 低温靭性，溶接性および耐熱性に優れたフエライト系耐熱用ステンレス鋼
JP2007016311A (ja) * 2005-06-09 2007-01-25 Jfe Steel Kk ベローズ素管用フェライト系ステンレス鋼板
JP2008189974A (ja) 2007-02-02 2008-08-21 Nisshin Steel Co Ltd 排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼
JP2009001834A (ja) 2007-06-19 2009-01-08 Jfe Steel Kk 高温強度、耐熱性および加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼
JP2009120894A (ja) 2007-11-13 2009-06-04 Nisshin Steel Co Ltd 自動車排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼材
JP2009120893A (ja) 2007-11-13 2009-06-04 Nisshin Steel Co Ltd 自動車排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼材
JP2009174036A (ja) * 2008-01-28 2009-08-06 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 耐食性と加工性に優れた高純度フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法
JP2009197307A (ja) 2008-02-25 2009-09-03 Jfe Steel Corp 高温強度、耐水蒸気酸化性および加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼
JP2009197306A (ja) 2008-02-25 2009-09-03 Jfe Steel Corp 高温強度と靭性に優れるフェライト系ステンレス鋼
JP2009215648A (ja) 2008-02-13 2009-09-24 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 高温強度に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2009235555A (ja) 2008-03-28 2009-10-15 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 耐酸化性に優れた耐熱性フェライト系ステンレス鋼板
JP2010156039A (ja) 2008-12-04 2010-07-15 Jfe Steel Corp 耐熱性に優れるフェライト系ステンレス鋼

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CA2085790C (en) * 1991-12-19 2000-03-28 Masao Koike Steel for use in exhaust manifolds of automobiles
JP3551892B2 (ja) * 2000-04-19 2004-08-11 住友金属工業株式会社 耐熱性フェライト系ステンレス鋼とその鋼板
JP4519505B2 (ja) * 2004-04-07 2010-08-04 新日鐵住金ステンレス株式会社 成形性に優れるフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
CN101171352A (zh) * 2005-06-09 2008-04-30 杰富意钢铁株式会社 波纹管原管用铁素体类不锈钢板
KR20070116976A (ko) * 2005-06-09 2007-12-11 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 벨로스 소관용 페라이트계 스테인리스 강판
JP4948998B2 (ja) * 2006-12-07 2012-06-06 日新製鋼株式会社 自動車排ガス流路部材用フェライト系ステンレス鋼および溶接鋼管

Patent Citations (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2696584B2 (ja) 1990-03-24 1998-01-14 日新製鋼株式会社 低温靭性，溶接性および耐熱性に優れたフエライト系耐熱用ステンレス鋼
JPH05331551A (ja) * 1992-05-29 1993-12-14 Kawasaki Steel Corp 高温高強度高加工性フェライト系ステンレス鋼の製造方法
JPH062036A (ja) * 1992-06-17 1994-01-11 Nippon Steel Corp 高温特性に優れた自動車排気系部材用ステンレス鋼の製造方法
JPH0849050A (ja) * 1994-08-04 1996-02-20 Nippon Steel Corp 曲げ性の良好な溶融めっきフェライト系ステンレス鋼の製造方法
JP2007016311A (ja) * 2005-06-09 2007-01-25 Jfe Steel Kk ベローズ素管用フェライト系ステンレス鋼板
JP2008189974A (ja) 2007-02-02 2008-08-21 Nisshin Steel Co Ltd 排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼
JP2009001834A (ja) 2007-06-19 2009-01-08 Jfe Steel Kk 高温強度、耐熱性および加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼
JP2009120894A (ja) 2007-11-13 2009-06-04 Nisshin Steel Co Ltd 自動車排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼材
JP2009120893A (ja) 2007-11-13 2009-06-04 Nisshin Steel Co Ltd 自動車排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼材
JP2009174036A (ja) * 2008-01-28 2009-08-06 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 耐食性と加工性に優れた高純度フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法
JP2009215648A (ja) 2008-02-13 2009-09-24 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 高温強度に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2009197307A (ja) 2008-02-25 2009-09-03 Jfe Steel Corp 高温強度、耐水蒸気酸化性および加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼
JP2009197306A (ja) 2008-02-25 2009-09-03 Jfe Steel Corp 高温強度と靭性に優れるフェライト系ステンレス鋼
JP2009235555A (ja) 2008-03-28 2009-10-15 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 耐酸化性に優れた耐熱性フェライト系ステンレス鋼板
JP2010156039A (ja) 2008-12-04 2010-07-15 Jfe Steel Corp 耐熱性に優れるフェライト系ステンレス鋼

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP2546378A4

Cited By (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US10030282B2 (en) 2012-02-15 2018-07-24 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Ferrite-based stainless steel plate having excellent resistance against scale peeling, and method for manufacturing same
WO2013133429A1 (ja) * 2012-03-09 2013-09-12 新日鐵住金ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼板
JP2013213279A (ja) * 2012-03-09 2013-10-17 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 耐酸化性に優れたフェライト系ステンレス鋼板
CN104160054A (zh) * 2012-03-09 2014-11-19 新日铁住金不锈钢株式会社 铁素体系不锈钢板
EP2824208A4 (en) * 2012-03-09 2016-04-20 Nippon Steel & Sumikin Sst BLECH OF A FERRITIC STAINLESS STEEL
US9885099B2 (en) 2012-03-09 2018-02-06 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Ferritic stainless steel sheet
US10260134B2 (en) 2012-03-30 2019-04-16 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Hot rolled ferritic stainless steel sheet for cold rolling raw material
US20150376733A1 (en) * 2013-03-06 2015-12-31 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Ferritic stainless steel sheet having excellent heat resistance
US10450623B2 (en) * 2013-03-06 2019-10-22 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Ferritic stainless steel sheet having excellent heat resistance
US10385429B2 (en) 2013-03-27 2019-08-20 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Hot-rolled ferritic stainless-steel plate, process for producing same, and steel strip
CN116334499A (zh) * 2023-03-05 2023-06-27 襄阳金耐特机械股份有限公司 一种铁素体耐热铸钢及其用途
CN116334499B (zh) * 2023-03-05 2024-02-02 襄阳金耐特机械股份有限公司 一种铁素体耐热铸钢及其用途

Also Published As

Publication number Publication date
KR20120099152A (ko) 2012-09-06
CN102791897A (zh) 2012-11-21
EP2546378A1 (en) 2013-01-16
US20130004360A1 (en) 2013-01-03
EP2546378A4 (en) 2017-08-16
US9243306B2 (en) 2016-01-26

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2011111871A1 (ja) 耐酸化性に優れたフェライト系ステンレス鋼板並びに耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法
CA2866136C (en) Heat-resistant cold rolled ferritic stainless steel sheet, hot rolled ferritic stainless steel sheet for cold rolling raw material, and methods for producing same
JP5546911B2 (ja) 耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板
JP4702493B1 (ja) 耐熱性に優れるフェライト系ステンレス鋼
JP5025671B2 (ja) 高温強度に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP5658893B2 (ja) 耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP5234214B2 (ja) フェライト系ステンレス鋼
JP6205407B2 (ja) 耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板
WO2011118854A1 (ja) 耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法
JP5709875B2 (ja) 耐酸化性に優れた耐熱フェライト系ステンレス鋼板
JP2008240143A (ja) 耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板
JP2009235555A (ja) 耐酸化性に優れた耐熱性フェライト系ステンレス鋼板
JP5540637B2 (ja) 耐熱性に優れるフェライト系ステンレス鋼
WO2013133429A1 (ja) フェライト系ステンレス鋼板
JP2011190524A (ja) 耐酸化性、二次加工脆性および溶接部の靭性に優れたフェライト系ステンレス鋼
JP5904306B2 (ja) フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板、その製造方法およびフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板
JP5125600B2 (ja) 高温強度、耐水蒸気酸化性および加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼
JP5703075B2 (ja) 耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板
JP7564664B2 (ja) フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法ならびに排気部品
JP4185425B2 (ja) 成形性と高温強度・耐高温酸化性・低温靱性とを同時改善したフェライト系鋼板
JP5208450B2 (ja) 熱疲労特性に優れたＣｒ含有鋼
JP5677819B2 (ja) 耐酸化性に優れたフェライト系ステンレス鋼板
JP2923825B2 (ja) 高温強度および溶接性に優れた耐熱用フエライト系ステンレス鋼板
WO2019189872A1 (ja) フェライト系ステンレス鋼板、およびその製造方法ならびにフェライト系ステンレス部材
WO2023170996A1 (ja) フェライト系ステンレス鋼板および排気部品

Legal Events

Date Code Title Description
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 201180013155.3

Country of ref document: CN

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 11753526

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

DPE1 Request for preliminary examination filed after expiration of 19th month from priority date (pct application filed from 20040101)
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20127020026

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 13583700

Country of ref document: US

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2011753526

Country of ref document: EP