WO2015174078A1 - フェライト系ステンレス鋼 - Google Patents

フェライト系ステンレス鋼 Download PDF

Info

Publication number
WO2015174078A1
WO2015174078A1 PCT/JP2015/002406 JP2015002406W WO2015174078A1 WO 2015174078 A1 WO2015174078 A1 WO 2015174078A1 JP 2015002406 W JP2015002406 W JP 2015002406W WO 2015174078 A1 WO2015174078 A1 WO 2015174078A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
content
less
steel
stainless steel
high temperature
Prior art date
Application number
PCT/JP2015/002406
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
徹之 中村
太田　裕樹
力 上
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
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
Application filed by Ｊｆｅスチール株式会社 filed Critical Ｊｆｅスチール株式会社
Priority to MX2016014667A priority Critical patent/MX2016014667A/es
Priority to KR1020167031444A priority patent/KR101899229B1/ko
Priority to JP2015542891A priority patent/JP5900714B1/ja
Priority to EP15792676.7A priority patent/EP3118342B1/en
Priority to US15/310,970 priority patent/US10415126B2/en
Priority to CN201580025046.1A priority patent/CN106460113A/zh
Publication of WO2015174078A1 publication Critical patent/WO2015174078A1/ja

Links

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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • 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
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • 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
    • 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
    • C22C38/005—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
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
    • C22C38/18—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
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/40—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
    • 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
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
    • 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
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • 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

Definitions

  • the present invention relates to a ferritic stainless steel having excellent thermal fatigue properties, high temperature fatigue properties and oxidation resistance.
  • the ferritic stainless steel of the present invention is preferably applicable to exhaust system members used in high temperature environments such as exhaust pipes of automobiles and motorcycles, catalyst outer cylinder materials (also referred to as converter cases) and exhaust ducts of thermal power plants. is there.
  • Exhaust system members such as exhaust manifolds, exhaust pipes, converter cases, and mufflers used in automobile exhaust system environments have thermal fatigue characteristics, high-temperature fatigue characteristics, and oxidation resistance (hereinafter collectively referred to as "heat resistance”). It may be called.)
  • heat resistance oxidation resistance
  • steels containing Nb and Si for example, JFE429EX (15 mass% Cr-0.9 mass% Si-0.4 mass% Nb system) (hereinafter referred to as Nb-) are used.
  • a Cr-containing steel such as Si is sometimes used.
  • Cr-containing steel containing Nb has excellent heat resistance.
  • the raw material cost of Nb itself is high, resulting in an increase in the manufacturing cost of steel. Therefore, from the viewpoint of manufacturing cost, it is necessary to develop steel having high heat resistance while minimizing the addition of Nb.
  • Patent Document 1 discloses a stainless steel plate having improved heat resistance by adding Ti, Cu and B in combination.
  • Patent Document 2 discloses a stainless steel plate with improved workability by adding Cu.
  • Patent Document 3 discloses a heat-resistant ferritic stainless steel sheet that is improved in heat resistance by adding Ti.
  • Patent Document 4 discloses a heat-resistant ferritic stainless steel sheet having improved heat resistance by adding Nb, Cu, Ti, Ni, and Al.
  • oxidation resistance when referred to as oxidation resistance, it means both continuous oxidation resistance and repeated oxidation resistance.
  • Patent Document 3 does not disclose an example in which Cu, Ti, Ni and B are added in combination. If B is not added, there is a problem that the effect of refining when ⁇ -Cu is precipitated cannot be obtained, and excellent thermal fatigue characteristics cannot be obtained.
  • the present invention was completed in order to solve the above problems, and an object thereof is to provide a ferritic stainless steel having excellent thermal fatigue characteristics and oxidation resistance, and extremely excellent high temperature fatigue characteristics. .
  • Patent Document 4 does not describe the O content in steel.
  • a ferritic stainless steel sheet having excellent thermal fatigue characteristics and excellent high temperature fatigue characteristics is obtained by limiting the O content to an appropriate amount in consideration of the influence of the O content in the steel. Can be provided.
  • excellent thermal fatigue characteristics means that the life when repeating between 800 ° C. and 100 ° C. with a constraint factor of 0.5 is 910 cycles or more.
  • excellent oxidation resistance means that the increase in oxidation after being kept at 1000 ° C. in the atmosphere for 300 hours is less than 50 g / m 2 and increases between 1000 ° C. and 100 ° C. in the atmosphere. Oxidation scale peeling does not occur after 400 cycles of temperature and temperature drop.
  • excellent high temperature fatigue properties as used in the present invention means that no fracture occurs even when a bending stress of 70 MPa is repeatedly applied 100 ⁇ 10 5 times at 800 ° C.
  • the present invention has been made by further studying the above knowledge, and the gist thereof is as follows.
  • C 0.020% or less
  • Si 3.0% or less
  • Mn 2.0% or less
  • P 0.040% or less
  • S 0.030% or less
  • Cr 10 0.0-20.0%
  • N 0.020% or less
  • Nb 0.005-0.15%
  • Al 0.20-3.0%
  • Cu 0.55 to 1.60%
  • B 0.0002 to 0.0050%
  • Ni 0.05 to 1.0%
  • O 0.0030% or less
  • ferritic stainless steel characterized in that the balance consists of Fe and inevitable impurities.
  • C and N in 5 ⁇ (C + N) and Al and O in Al / O represent the content (% by mass) of each element.
  • [3] Furthermore, it contains one or more selected from Ca: 0.0005 to 0.0030% and Mg: 0.0010 to 0.0030% by mass% [1] or [1] 2] ferritic stainless steel.
  • the ferritic stainless steel of the present invention has excellent thermal fatigue characteristics, oxidation resistance, and extremely high temperature fatigue characteristics, it is particularly preferable as an exhaust system member for automobiles.
  • FIG. 1 is a diagram illustrating a fatigue test piece subjected to a high temperature fatigue test.
  • FIG. 2 is a diagram for explaining a thermal fatigue test piece.
  • FIG. 3 is a diagram showing thermal fatigue test conditions (temperature, restraint conditions).
  • FIG. 4 is a diagram for explaining the influence of the Al content and the O content on the high temperature fatigue test characteristics.
  • C 0.020% or less
  • C is an element effective for increasing the strength of steel.
  • C content shall be 0.020% or less.
  • the C content is preferably 0.015% or less. More desirably, it is 0.010% or less.
  • the C content is preferably 0.001% or more, and more preferably 0.003% or more.
  • Si 3.0% or less Si is an important element for improving oxidation resistance. The effect is easily obtained by making the Si content 0.1% or more. When more excellent oxidation resistance is required, the Si content is desirably 0.3% or more. However, when the Si content exceeds 3.0%, not only the workability of stainless steel is lowered, but also the scale peelability is lowered. Therefore, the Si content is 3.0% or less. A more preferable Si content is in the range of 0.4 to 2.0%, and further preferably in the range of 0.5 to 1.0%.
  • Mn 2.0% or less
  • Mn is an element that increases the strength of steel and also has an action as a deoxidizer. Moreover, Mn suppresses the oxide scale peeling which becomes easy to produce by containing Si.
  • the Mn content is preferably 0.05% or more. However, when the Mn content exceeds 2.0%, not only the increase in oxidation is remarkably increased, but also the ⁇ phase is easily generated at a high temperature and the heat resistance is lowered. Therefore, the Mn content is 2.0% or less.
  • a preferable Mn content is in the range of 0.10 to 1.0%. More preferably, it is in the range of 0.15 to 0.50%.
  • P 0.040% or less
  • P is a harmful element that lowers toughness. It is desirable to reduce the P content as much as possible. Therefore, in the present invention, the P content is 0.040% or less. Preferably, it is 0.030% or less.
  • S 0.030% or less
  • S is a harmful element that lowers the elongation and r value, adversely affects the formability, and lowers the corrosion resistance, which is a basic characteristic of stainless steel. For this reason, it is desirable to reduce S content as much as possible. Therefore, in the present invention, the S content is 0.030% or less. Preferably, it is 0.010% or less. More preferably, it is 0.005% or less.
  • Cr 10.0-20.0% Cr is an important element effective for improving the corrosion resistance and oxidation resistance, which are the characteristics of stainless steel. If the Cr content is less than 10.0%, sufficient oxidation resistance cannot be obtained. On the other hand, Cr is an element that solidifies and strengthens steel at room temperature to make it harder and lower ductility. In particular, when the Cr content exceeds 20.0%, this adverse effect becomes significant, so the upper limit is made 20.0%.
  • a preferable Cr content is in the range of 12.0 to 18.0%. More preferably, it is in the range of 14.0 to 16.0%.
  • N 0.020% or less
  • N is an element that lowers the toughness and formability of steel. If the N content exceeds 0.020%, the moldability is significantly reduced. Therefore, the N content is 0.020% or less. Moreover, it is preferable to reduce N content as much as possible from a viewpoint of ensuring the toughness of a stainless steel, and a moldability, and it is desirable to set it as 0.015% or less. Thus, it is preferable not to add N positively, and stainless steel not positively adding N, that is, stainless steel not containing N and stainless steel containing N as an unavoidable impurity are the stainless steels of the present invention. However, in order to reduce the N content, it is necessary to lengthen the refining time. For this reason, reducing N content excessively leads to an increase in manufacturing cost. In the present invention, the N content is preferably 0.005% or more and 0.015% or less in consideration of the balance of toughness, moldability, and manufacturing cost.
  • Nb 0.005 to 0.15%
  • the Cu-containing steel as in the present invention has the effect of precipitating ⁇ -Cu more finely, suppressing the coarsening of ⁇ -Cu, and improving thermal fatigue properties and high temperature fatigue properties.
  • the effect is acquired by containing Nb content 0.005% or more.
  • the recrystallization temperature of the steel must be greatly increased, the annealing temperature during production must be increased, and the production cost will also increase. Therefore, the Nb content is in the range of 0.005 to 0.15%. Preferably, it is in the range of 0.02 to 0.12%, more preferably in the range of 0.04 to 0.10%.
  • Al 0.20 to 3.0%
  • Al is known as an element that contributes to improving the oxidation resistance and high-temperature salt corrosion resistance of Cu-containing steel.
  • Al is also important as an element that increases the high temperature strength of the steel by solid solution strengthening and improves the high temperature fatigue properties. These effects can be obtained by setting the Al content to 0.20% or more.
  • the Al content is in the range of 0.20 to 3.0%. Preferably, it is in the range of 0.25 to 1.0%.
  • the Al content is in the range of 0.30 to 0.50% so that the high temperature fatigue characteristics, oxidation resistance and toughness are most well balanced.
  • Al is an element that is easily combined with O to become an oxide.
  • O content in the steel is large, Al forms an oxide correspondingly.
  • the amount of Al oxide formed increases, the amount of Al solid solution in the steel decreases and the amount of solid solution strengthening decreases.
  • the Al oxide formed in combination with O in the steel is likely to be a starting point of cracks, the high temperature fatigue characteristics are deteriorated. For this reason, in the present invention, in order to dissolve Al in the steel as much as possible, the amount of O in the steel is minimized as described later.
  • Ti 5 ⁇ (C + N) to 0.50% Ti, like Nb, fixes C and N, and has the effect of improving the corrosion resistance and formability of stainless steel and the intergranular corrosion resistance of welds.
  • the Nb content can be minimized. That is, in the present invention, Ti is an important element for fixing C and N. In order to obtain the effect, the Ti content needs to be 5 ⁇ (C + N)% or more.
  • C and N in 5 ⁇ (C + N) represent the content (mass%) of each element. If the Ti content is less than this, C and N cannot be sufficiently fixed, and Cr forms carbonitrides at the grain boundaries.
  • the Ti content is in the range of 5 ⁇ (C + N) to 0.50%.
  • it is in the range of more than 0.15 to 0.40%. More preferably, it is 0.20 to 0.30% of range.
  • Cu 0.55 to 1.60%
  • Cu is an extremely effective element for improving thermal fatigue characteristics. This is due to the precipitation strengthening of ⁇ -Cu, and in order to obtain the effect in the Ti-containing steel as in the present invention, the Cu content needs to be 0.55% or more.
  • Cu lowers oxidation resistance and workability, and if the Cu content exceeds 1.60%, it causes coarsening of ⁇ -Cu, and on the contrary, thermal fatigue characteristics deteriorate. Therefore, the Cu content is in the range of 0.55 to 1.60%. Preferably it is 0.7 to 1.3% of range. However, a sufficient effect of improving thermal fatigue characteristics cannot be obtained only by containing Cu.
  • B 0.0002 to 0.0050%
  • B improves workability, particularly secondary workability. Furthermore, B improves the thermal fatigue properties in Cu-containing steels such as the present invention because it has the effect of refining ⁇ -Cu to increase the high-temperature strength and to suppress the coarsening of ⁇ -Cu. It is an important element for the present invention effective in the present invention. If B is not contained, ⁇ -Cu tends to be coarsened, and the effect of improving thermal fatigue properties due to the inclusion of Cu cannot be sufficiently obtained.
  • B is an important element having an effect of improving oxidation resistance, particularly oxidation resistance in a water vapor atmosphere. These effects can be obtained by making the B content 0.0002% or more.
  • the B content is in the range of 0.0002 to 0.0050%. Preferably it is 0.0005 to 0.0030% of range.
  • Ni 0.05 to 1.0%
  • Ni is an important element in the present invention.
  • Ni is an element that not only improves the toughness of the steel but also improves the oxidation resistance. In order to obtain the effect, the Ni content needs to be 0.05% or more.
  • the oxidation resistance lowered by the Cu content and the Ti content cannot be compensated, and sufficient oxidation resistance cannot be obtained.
  • Insufficient oxidation resistance results in a decrease in the thickness of the base material due to an increase in the amount of oxidation, and a crack starting point due to separation of the oxide scale, resulting in failure to obtain excellent thermal fatigue characteristics.
  • Ni is an expensive element and a strong ⁇ -phase forming element.
  • the Ni content is in the range of 0.05 to 1.0%. Preferably, it is in the range of 0.10 to 0.50%, more preferably in the range of 0.15 to 0.30%.
  • O is an important element in the Al-containing steel as in the present invention.
  • O present in the steel is preferentially combined with Al in the steel when exposed to high temperatures.
  • the amount of Al solid solution decrease and the high temperature strength decreases, but the Al oxide coarsely precipitated in the steel becomes the starting point of crack generation in the high temperature fatigue test.
  • excellent high temperature fatigue characteristics cannot be obtained.
  • the O content contained in the steel is preferably reduced as much as possible, and is limited to 0.0030% or less.
  • it is 0.0020% or less. More preferably, it is 0.0015% or less.
  • Al / O ⁇ 100 As described above, in the Al-containing steel as in the present invention, it is important to reduce the O content in order to improve the high-temperature fatigue characteristics utilizing the solid solution strengthening of Al. Furthermore, the inventors have also investigated the influence of the content ratio of Al and O on high temperature fatigue properties, and after satisfying Al: 0.20 to 3.0 mass% and O ⁇ 0.0030 mass%. It has been found that extremely high temperature fatigue characteristics can be obtained by satisfying Al / O ⁇ 100. The reason for this is that the Al oxide produced in association with O present in the steel is less dense than the Al oxide associated with O that has entered from the outside air when exposed to high temperatures, so that it is resistant to oxidation. This is considered to be because it is difficult to contribute to the improvement of the temperature, allows further entry of O from the outside air, and promotes the generation of the Al oxide that becomes the starting point of the crack. In addition, Al and O in Al / O represent content of each element.
  • Component composition C: 0.010%, Si: 0.8%, Mn: 0.3%, P: 0.030%, S: 0.002%, Cr: 14%, N: 0.010% Nb: 0.1%, Ti: 0.25%, Cu: 0.8%, B: 0.0010%, Ni: 0.20%, and Al and O are 0.2% respectively.
  • Steels with various contents varied in the range of -2.0% and 0.001-0.005% were melted in the laboratory to obtain 30 kg steel ingots. The steel ingot was heated to 1170 ° C. and then hot rolled to form a sheet bar having a thickness of 35 mm ⁇ width of 150 mm. The sheet bar was heated to 1050 ° C.
  • the hot-rolled annealed plate annealed at 900 to 1050 ° C. and pickled was cold-rolled to a thickness of 2 mm, and finish-annealed at 850 to 1050 ° C. to obtain a cold-rolled annealed plate. This was subjected to the following high temperature fatigue test.
  • a high temperature fatigue test piece having a shape as shown in FIG. 1 was produced from the cold-rolled annealed plate obtained as described above, and was subjected to the following high temperature fatigue test.
  • O (%) on the horizontal axis means O content
  • Al (%) on the vertical axis means Al content
  • the above is an essential component of the ferritic stainless steel of the present invention. Further, from the viewpoint of improving heat resistance, one or more selected from REM, Zr, V and Co are selected elements (arbitrary components) in the following ranges. May be added.
  • REM 0.005 to 0.08%
  • Zr 0.01 to 0.50% REM (rare earth element)
  • Zr are both elements that improve oxidation resistance.
  • the stainless steel of the present invention contains these elements as necessary.
  • the REM content is preferably 0.005% or more and the Zr content is preferably 0.01% or more.
  • the REM content exceeds 0.08%
  • the steel becomes brittle.
  • the Zr content exceeds 0.50%, the Zr intermetallic compound precipitates and the steel becomes brittle. Therefore, when REM is contained, its content is 0.0005 to 0.08% or less, and when Zr is contained, its content is 0.01 to 0.50% or less.
  • V 0.01 to 0.50%
  • V has the effect of improving oxidation resistance as well as improving high-temperature strength. Moreover, it has the effect of suppressing the coarsening of Ti carbonitride that adversely affects high-temperature fatigue properties and toughness, such as crack initiation when coarsened.
  • the V content is preferably 0.01% or more. However, when the V content exceeds 0.50%, coarse V (C, N) is precipitated, and on the contrary, the toughness is lowered. Therefore, when V is contained, the V content is in the range of 0.01 to 0.50%. Preferably, it is 0.03 to 0.40% of range. More preferably, it is in the range of 0.05 to 0.25%.
  • Co 0.01 to 0.50%
  • Co is an element effective for improving toughness and an element for improving high-temperature strength.
  • the Co content is preferably 0.01% or more.
  • Co is an expensive element, and the above effect is saturated even if the Co content exceeds 0.50%. Therefore, when it contains Co, the content is made 0.01 to 0.50%. Preferably, it is 0.02 to 0.20% of range.
  • one or more selected from Ca and Mg may be contained as selective elements in the following range.
  • Ca 0.0005 to 0.0030%
  • Ca is an effective component for preventing nozzle clogging due to precipitation of Ti-based inclusions that are likely to occur during continuous casting. The effect appears when the Ca content is 0.0005% or more. However, in order to obtain good surface properties without generating surface defects, the Ca content needs to be 0.0030% or less. Therefore, when Ca is contained, its content is set in the range of 0.0005 to 0.0030%. Preferably it is 0.0005 to 0.0020% of range. More preferably, it is in the range of 0.0005 to 0.0015%.
  • Mg is an element that improves the equiaxed crystal ratio of the slab and is effective in improving workability and toughness.
  • Mg also has an effect of suppressing the coarsening of Ti carbonitride. The effect is acquired by making Mg content 0.0010% or more.
  • the Mg content exceeds 0.0030%, the surface properties of the steel deteriorate. Therefore, when Mg is contained, its content is set in the range of 0.0010 to 0.0030%. Preferably it is 0.0010 to 0.0020% of range. More preferably, it is in the range of 0.0010 to 0.0015%.
  • Mo may be contained as a selective element in the following range.
  • Mo 0.05 to 1.0% or less
  • Mo is an element that improves the heat resistance by significantly increasing the strength of the steel by solid solution strengthening. Mo also has the effect of improving the salt corrosion resistance at high temperatures. The effect is obtained when the Mo content is 0.05% or more.
  • Mo is an expensive element, and in the Ti, Cu, Al-containing steel as in the present invention, the oxidation resistance is lowered. Therefore, when Mo is contained, the upper limit of the content is 1.0%. Therefore, when it contains Mo, the content is made 0.05 to 1.0% in range. Preferably, it is 0.10 to 0.50% or less.
  • the balance other than the above essential elements and selective elements is Fe and inevitable impurities.
  • the method for producing the stainless steel of the present invention is basically not particularly limited as long as it is an ordinary method for producing ferritic stainless steel.
  • the production conditions are controlled in the refining process as described later.
  • the example of a manufacturing method is shown below.
  • steel is produced in a known melting furnace such as a converter or an electric furnace, or further subjected to secondary refining such as ladle refining or vacuum refining to obtain steel having the above-described component composition of the present invention.
  • secondary refining such as ladle refining or vacuum refining to obtain steel having the above-described component composition of the present invention.
  • the addition of Al may not sufficiently reduce the O content in the steel.
  • the steel is made into a slab by a continuous casting method or an ingot-bundling rolling method. Thereafter, the slab is preferably made into a cold-rolled annealed plate through steps such as hot-rolling, hot-rolled sheet annealing, pickling, cold-rolling, finish annealing and pickling in this order.
  • the cold rolling may be performed once or two or more cold rolling sandwiching the intermediate annealing, and the steps of cold rolling, finish annealing, and pickling may be repeated.
  • the above-mentioned hot-rolled sheet annealing may be omitted, and when the surface of the steel sheet is required to be glossy, a skin pass may be applied after cold rolling or after finish annealing.
  • a more preferable production method is a method in which at least one of the hot rolling condition and the cold rolling condition is a specific condition.
  • suitable manufacturing conditions will be described.
  • molten steel containing essential components and optional components added as necessary be melted in a converter or an electric furnace and then subjected to secondary refining by the VOD method.
  • the molten steel can be made into a steel material according to a known production method, it is preferable to use a continuous casting method from the viewpoint of productivity and quality.
  • the steel material obtained by continuous casting is heated to 1000 to 1250 ° C., for example, and hot rolled into a desired thickness by hot rolling.
  • the thickness of the hot-rolled sheet is not particularly limited, but is preferably about 4 mm or more and 6 mm or less. Of course, it can be processed as other than the plate material.
  • the hot-rolled sheet is subjected to continuous annealing at 850 ° C. to 1100 ° C. and then descaled by pickling or the like. Thereby, a hot-rolled sheet product is obtained. If necessary, the scale may be removed by shot blasting before pickling.
  • the hot-rolled annealed sheet obtained above is cold-rolled to obtain a cold-rolled sheet.
  • the thickness of the cold-rolled annealed plate is not particularly limited, but is preferably approximately 1 mm or more and 3 mm or less.
  • two or more cold rollings including intermediate annealing may be performed as necessary for the convenience of production.
  • the total rolling reduction of the cold rolling process comprising one or more cold rollings is set to 60% or more, preferably 70% or more.
  • the cold-rolled sheet is subjected to continuous annealing (finish annealing) at an annealing temperature of 850 to 1150 ° C., more preferably 850 to 1050 ° C., and then pickling. Thereby, a cold-rolled annealing board is obtained.
  • finish annealing continuous annealing
  • annealing temperature 850 to 1150 ° C., more preferably 850 to 1050 ° C.
  • the welding method for welding these members is not particularly limited, and a normal arc welding method such as MIG (Metal Inert Gas), MAG (Metal Active Gas), TIG (Tungsten Inert Gas), or a spot, Resistance welding methods such as welding and seam welding, and high-frequency resistance welding and high-frequency induction welding such as an electric resistance welding method are applicable.
  • MIG Metal Inert Gas
  • MAG Metal Active Gas
  • TIG Tungsten Inert Gas
  • Resistance welding methods such as welding and seam welding
  • high-frequency resistance welding and high-frequency induction welding such as an electric resistance welding method are applicable.
  • a fatigue test piece having the shape shown in FIG. 1 was produced from the cold-rolled annealed plate obtained as described above, and was subjected to the following high temperature fatigue test.
  • a bending stress of 70 MPa was applied to the surface of the cold-rolled annealed plate at 800 ° C. and 1300 rpm with a Schenk fatigue tester. At this time, the number of cycles until the test piece was damaged (number of repetitions of breakage) was evaluated as follows as the high temperature fatigue life.
  • (fail) repetition number 15 ⁇ 10 5 times Break at less than
  • Thermal fatigue test The remaining 50kg steel ingot divided into two parts was heated to 1170 ° C and then hot rolled into a sheet bar 30mm thick x 150mm wide. After annealing at a temperature of 1030 ° C., it was machined, processed into a thermal fatigue test piece having the shape and dimensions shown in FIG. 2, and subjected to the following thermal fatigue test.
  • the thermal fatigue test was performed under the condition that the temperature rise / fall was repeated between 100 ° C. and 800 ° C. while restraining the test piece at a restraint rate of 0.5.
  • the holding time at 100 ° C. and 800 ° C. at this time was 2 min.
  • the thermal fatigue life is calculated by dividing the load detected at 100 ° C. by the cross-sectional area of the test piece soaking parallel part (see FIG. 2), and the stress is 75 for the initial stress (5th cycle). The number of cycles when the stress was reduced to%.
  • the thermal fatigue characteristics were evaluated as “ ⁇ ” (pass) when the cycle was 910 cycles or more and “x” (fail) when the cycle was less than 910 cycles.
  • the steel of the present invention is not only suitable for exhaust system members such as automobiles, but also suitably used as exhaust system members for thermal power generation systems and solid oxide fuel cell members that require similar characteristics. be able to.

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

　熱疲労特性及び耐酸化性に優れ、高温疲労特性に極めて優れたフェライト系ステンレス鋼を提供する。　質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：３．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１０．０～２０．０％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｎｂ：０．００５～０．１５％、Ａｌ：０．２０～３．０％、Ｔｉ：５×（Ｃ＋Ｎ）～０．５０％、Ｃｕ：０．５５～１．６０％、Ｂ：０．０００２～０．００５０％、Ｎｉ：０．０５～１．０％およびＯ：０．００３０％以下を含有し、Ａｌ／Ｏ≧１００を満たして残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼とする。ここで、５×（Ｃ＋Ｎ）中のＣ、ＮおよびＡｌ／Ｏ中のＡｌ、Ｏは各元素の含有量（質量％）を表す。

Description

フェライト系ステンレス鋼
　本発明は、優れた熱疲労特性、高温疲労特性および耐酸化性を有するフェライト系ステンレス鋼に関する。本発明のフェライト系ステンレス鋼は、自動車やオートバイの排気管、触媒外筒材（コンバーターケースともいう）や火力発電プラントの排気ダクト等の高温環境下で使用される排気系部材に好ましく適用可能である。
　自動車の排気系環境下で使用されるエキゾーストマニホールド、排気パイプ、コンバーターケース、マフラー等の排気系部材は、熱疲労特性、高温疲労特性および耐酸化性（以下、これらをまとめて「耐熱性」と呼ぶ場合がある。）に優れることが要求される。このような耐熱性が求められる用途には、現在、ＮｂとＳｉを添加した鋼（例えば、ＪＦＥ４２９ＥＸ（１５質量％Ｃｒ－０．９質量％Ｓｉ－０．４質量％Ｎｂ系）（以下Ｎｂ－Ｓｉ複合添加鋼と呼ぶ場合がある））のようなＣｒ含有鋼が多く使用されている。特にＮｂを含むＣｒ含有鋼は、優れた耐熱性を有することが知られている。しかし、Ｎｂが添加されているとＮｂ自身の原料コストが高い結果、鋼の製造コストが高くなる。そこで、製造コストの観点から、Ｎｂの添加を最小限とした上で高い耐熱性を有する鋼の開発が必要となる。
　この問題に対して、特許文献１にはＴｉ、ＣｕおよびＢを複合添加することで耐熱性を高めたステンレス鋼板が開示されている。
　特許文献２にはＣｕを添加することで、加工性を高めたステンレス鋼板が開示されている。
　特許文献３にはＴｉを添加することで、耐熱性を高めた耐熱フェライト系ステンレス鋼板が開示されている。
　特許文献４にはＮｂ、Ｃｕ、Ｔｉ、ＮｉおよびＡｌを添加することで、耐熱性を高めた耐熱フェライト系ステンレス鋼板が開示されている。
特開２０１０－２４８６２０号公報 特開２００８－１３８２７０号公報 特開２００９－６８１１３号公報 特開２０１３－１００５９５号公報
　しかしながら、特許文献１に記載の技術では、Ｃｕが添加されているので、耐連続酸化性に劣る。また、特許文献１に記載の技術では、Ｔｉが添加されているので、酸化スケールの密着性が低下する。耐連続酸化性が不足していると、高温での使用中に酸化スケールが増大し、母材の肉厚が減少するため優れた熱疲労特性は得られない。また、酸化スケールの密着性が低いと、使用中に酸化スケールの剥離が生じ、他部材への影響が問題となる。
　通常、酸化スケールの増加量を評価する場合には、高温で等温保持した後の酸化増量を測定する連続酸化試験を行い、酸化スケールの密着性を評価する場合には、昇温と降温を繰り返し、酸化スケールの剥離の有無を調べる繰り返し酸化試験を行う。このとき、前者を耐連続酸化性と呼び、後者を耐繰り返し酸化性と呼ぶ。以下、耐酸化性と呼ぶ場合は、耐連続酸化性と耐繰り返し酸化性の両方を意味する。
　特許文献２に記載の技術では、Ｔｉが適量添加されていないため、鋼中のＣ、ＮとＣｒが結びつき、粒界近傍にＣｒ欠乏層が形成される鋭敏化が生じる。鋭敏化が生じると、Ｃｒ欠乏層における耐酸化性が低下するため、鋼として優れた耐酸化性が得られないという問題がある。
　特許文献３には、Ｃｕ、Ｔｉ、ＮｉおよびＢを複合添加した例は開示されていない。Ｂが添加されていないと、ε－Ｃｕが析出する際の微細化効果が得られず、優れた熱疲労特性は得られないという問題がある。
　特許文献４に記載の技術では、Ｎｂ、Ｃｕ、ＴｉおよびＮｉに加えてＡｌを添加することで優れた熱疲労特性、耐酸化性、高温疲労特性を得ているが、さらに高温疲労特性を改善できればより好ましい。
　本発明は、上記問題点を解決するために完成された発明であり、その目的は、熱疲労特性及び耐酸化性に優れ、高温疲労特性に極めて優れたフェライト系ステンレス鋼を提供することにある。
　発明者らは、Ｃｕ、Ｔｉ、ＮｉおよびＡｌを含有する鋼の高温疲労特性について鋭意検討を行い、鋼中のＯ（酸素）含有量が高温疲労特性に影響することを明らかにした。しかし、特許文献４では鋼中Ｏ含有量については記載されていない。本発明では、鋼中Ｏ含有量の影響を考慮し、Ｏ含有量を適正量に限定することにより、熱疲労特性および耐酸化性に優れ、極めて優れた高温疲労特性を有するフェライト系ステンレス鋼板を提供できる。
　ここで、本発明でいう「優れた熱疲労特性」とは、８００℃と１００℃の間を拘束率０．５で繰り返した際の寿命が９１０サイクル以上であることをいう。また、本発明でいう「優れた耐酸化性」とは大気中１０００℃で３００時間保持された後の酸化増量が５０ｇ／ｍ２未満であり、かつ大気中１０００℃と１００℃の間で昇温と降温を４００サイクル繰り返した後に酸化スケールの剥離が生じないことをいう。また、本発明でいう「極めて優れた高温疲労特性」とは、８００℃において７０ＭＰａの曲げ応力を１００×１０５回繰り返し付加しても破断が生じないことをいう。
　本発明は上記の知見に更に検討を加えてなされたもので、その要旨は、以下の通りである。
　［１］質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：３．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１０．０～２０．０％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｎｂ：０．００５～０．１５％、Ａｌ：０．２０～３．０％、Ｔｉ：５×（Ｃ＋Ｎ）～０．５０％、Ｃｕ：０．５５～１．６０％、Ｂ：０．０００２～０．００５０％、Ｎｉ：０．０５～１．０％およびＯ：０．００３０％以下を含有し、Ａｌ／Ｏ≧１００を満たして残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼。ここで、５×（Ｃ＋Ｎ）中のＣ、ＮおよびＡｌ／Ｏ中のＡｌ、Ｏは各元素の含有量（質量％）を表す。
　［２］さらに、質量％で、ＲＥＭ：０．００５～０．０８％、Ｚｒ：０．０１～０．５０％、Ｖ：０．０１～０．５０％およびＣｏ：０．０１～０．５０％の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする［１］に記載のフェライト系ステンレス鋼。
　［３］さらに、質量％でＣａ：０．０００５～０．００３０％およびＭｇ：０．００１０～０．００３０％の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする［１］または［２］に記載のフェライト系ステンレス鋼。
　［４］さらに、質量％でＭｏ：０．１～１．０％以下を含有することを特徴とする［１］～［３］のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼。
　本発明によれば、Ｎｂ含有量を最小限とした上で、優れた熱疲労特性、耐酸化性、極めて優れた高温疲労特性を有するフェライト系ステンレス鋼を得ることができる。
　本発明のフェライト系ステンレス鋼は、優れた熱疲労特性、耐酸化性、極めて優れた高温疲労特性を有するため、特に、自動車用排気系部材として好ましい。
図１は、高温疲労試験に供した疲労試験片を説明する図である。 図２は、熱疲労試験片を説明する図である。 図３は、熱疲労試験条件（温度、拘束条件）を示す図である。 図４は、高温疲労試特性に及ぼすＡｌ含有量およびＯ含有量の影響を説明する図である。
　以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
　本発明のフェライト系ステンレス鋼の成分組成について説明する。以下の説明において、成分の含有量を表す「％」は「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．０２０％以下
　Ｃは、鋼の強度を高めるのに有効な元素である。しかし、Ｃ含有量が０．０２０％を超えると、靭性および成形性の低下が顕著となる。よって、本発明では、Ｃ含有量を０．０２０％以下とする。なお、ステンレス鋼の成形性を確保する観点からは、Ｃ含有量は低いほど好ましく、成形性の観点からはＣ含有量を０．０１５％以下とするのが望ましい。さらに望ましくは０．０１０％以下である。一方、排気系部材としての強度を確保するには、Ｃ含有量を０．００１％以上とすることが好ましく、より好ましくは、０．００３％以上である。
　Ｓｉ：３．０％以下
　Ｓｉは、耐酸化性向上のために重要な元素である。その効果はＳｉ含有量を０．１％以上にすることで得られやすい。より優れた耐酸化性を必要とする場合、Ｓｉ含有量を０．３％以上にすることが望ましい。しかし、Ｓｉ含有量が３．０％を超えると、ステンレス鋼の加工性が低下するだけでなく、スケール剥離性も低下する。よって、Ｓｉ含有量は３．０％以下とする。より好ましいＳｉ含有量は、０．４～２．０％の範囲である、さらに好ましくは０．５～１．０％の範囲である。
　Ｍｎ：２．０％以下
　Ｍｎは、鋼の強度を高める元素であり、また、脱酸剤としての作用も有する。また、Ｍｎは、Ｓｉを含有することで生じやすくなる酸化スケール剥離を抑制する。これらの効果を得るためには、Ｍｎ含有量を０．０５％以上にすることが好ましい。しかし、Ｍｎ含有量が２．０％を超えると、酸化増量が著しく増加するのみならず、高温でγ相が生成しやすくなり耐熱性が低下する。よって、Ｍｎ含有量は２．０％以下とする。好ましいＭｎ含有量は、０．１０～１．０％の範囲である。さらに好ましくは０．１５～０．５０％の範囲である。
　Ｐ：０．０４０％以下
　Ｐは、靭性を低下させる有害元素である。Ｐ含有量は可能な限り低減するのが望ましい。そこで、本発明では、Ｐ含有量は０．０４０％以下とする。好ましくは、０．０３０％以下である。
　Ｓ：０．０３０％以下
　Ｓは、伸びやｒ値を低下させて、成形性に悪影響を及ぼすとともに、ステンレス鋼の基本特性である耐食性を低下させる有害元素でもある。このため、Ｓ含有量はできるだけ低減するのが望ましい。よって、本発明では、Ｓ含有量は０．０３０％以下とする。好ましくは、０．０１０％以下である。さらに好ましくは０．００５％以下である。
　Ｃｒ：１０．０～２０．０％
　Ｃｒは、ステンレス鋼の特徴である耐食性、耐酸化性を向上させるのに有効な重要元素である。Ｃｒ含有量が１０．０％未満では、十分な耐酸化性が得られない。一方、Ｃｒは、室温において鋼を固溶強化し、硬質化、低延性化する元素である。特にＣｒ含有量が２０．０％を超えると、この弊害が顕著となるので、上限は２０．０％とする。好ましいＣｒ含有量は、１２．０～１８．０％の範囲である。さらに好ましくは１４．０～１６．０％の範囲である。
　Ｎ：０．０２０％以下
　Ｎは、鋼の靭性および成形性を低下させる元素である。Ｎ含有量が０．０２０％を超えると、成形性の低下が顕著となる。よって、Ｎ含有量は０．０２０％以下とする。また、Ｎ含有量は、ステンレス鋼の靭性、成形性を確保する観点からは、できるだけ低減するのが好ましく、０．０１５％以下とするのが望ましい。このように、Ｎを積極添加しないことが好ましく、Ｎを積極添加しないステンレス鋼、即ち、Ｎを含まないステンレス鋼および不可避不純物としてＮを含むステンレス鋼は本発明のステンレス鋼である。ただし、Ｎ含有量を低減するためには精錬時間を長くする必要がある。このため、Ｎ含有量を過剰に低減することは、製造コスト増加に繋がる。本発明では靭性、成形性と製造コストのバランスを考慮してＮ含有量は０．００５％以上０．０１５％以下が望ましい。
　Ｎｂ：０．００５～０．１５％
　本発明のようなＣｕ含有鋼では、ε－Ｃｕをより微細に析出させて、ε－Ｃｕの粗大化を抑制して、熱疲労特性や高温疲労特性を向上させる効果がある。その効果はＮｂ含有量を０．００５％以上含有することで得られる。しかし、０．１５％を超えてＮｂを含有すると、鋼の再結晶温度が大きく上昇して、製造時の焼鈍温度を上昇させなければならなくなり、製造コストも増加してしまう。よって、Ｎｂ含有量は、０．００５～０．１５％の範囲とする。好ましくは、０．０２～０．１２％の範囲である、より好ましくは０．０４～０．１０％の範囲である。
　Ａｌ：０．２０～３．０％
　ＡｌはＣｕ含有鋼の耐酸化性および耐高温塩害腐食性の向上に寄与する元素として知られている。本発明では、Ａｌは、固溶強化により鋼の高温強度を増加させて高温疲労特性を向上させる元素としても重要である。これらの効果はＡｌ含有量を０．２０％以上にすることで得られる。一方、Ａｌ含有量が３．０％を超えると鋼の靭性が著しく低下し、脆性破壊し易くなり、優れた高温疲労特性は得られなくなる。そこで、Ａｌ含有量は０．２０～３．０％の範囲とする。好ましくは０．２５～１．０％の範囲である。高温疲労特性と耐酸化性および靭性が最もバランス良く得られるのは、Ａｌ含有量が０．３０～０．５０％の範囲である。
　後述するが、ＡｌはＯと結びついて酸化物となりやすい元素である。鋼中Ｏ含有量が多いと、その分だけＡｌは酸化物を形成してしまう。Ａｌ酸化物の形成量が多くなるほど、鋼中のＡｌ固溶量が減少し、固溶強化量が低下してしまう。さらに、鋼中Ｏと結びついて形成されたＡｌ酸化物は亀裂の起点となりやすいため、高温疲労特性を劣化させる。そのため、本発明ではなるべくＡｌを鋼中に固溶させるため、後述するように鋼中Ｏ量を最小限に抑える。
　Ｔｉ：５×（Ｃ＋Ｎ）～０．５０％
　Ｔｉは、Ｎｂと同様、Ｃ、Ｎを固定して、ステンレス鋼の耐食性や成形性、溶接部の粒界腐食性を向上させる作用を有する。本発明では、ＴｉによりＣ、Ｎを固定できるため、Ｎｂ含有量を最小限に抑えることができる。つまり、本発明では、Ｔｉは、Ｃ、Ｎを固定するために重要な元素となる。その効果を得るためにはＴｉ含有量を５×（Ｃ＋Ｎ）％以上の含有が必要である。ここで、５×（Ｃ＋Ｎ）中のＣ、Ｎは各元素の含有量（質量％）を表す。Ｔｉ含有量がこれより少ない場合、Ｃ、Ｎを十分に固定することができず、Ｃｒが粒界に炭窒化物を形成する。これにより、粒界近傍にＣｒ量が少ない領域（Ｃｒ欠乏層）が生じる鋭敏化現象が発生し、ステンレス鋼の耐酸化性が低下してしまう。また、Ｃ、Ｎに対してＴｉが不足した分はＡｌがＮと結びつくことになるため、本発明において重要なＡｌの固溶強化による高温疲労特性向上効果も得られなくなる。一方、Ｔｉ含有量が０．５０％を超えると鋼の靭性が低下するのみならず、酸化スケールの密着性（＝耐繰り返し酸化性）が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は５×（Ｃ＋Ｎ）～０．５０％の範囲とする。好ましくは０．１５超～０．４０％の範囲である。より好ましくは０．２０～０．３０％の範囲である。
　Ｃｕ：０．５５～１．６０％
　Ｃｕは、熱疲労特性の向上には非常に有効な元素である。これはε－Ｃｕの析出強化に起因したものであり、本発明のようなＴｉ含有鋼においてその効果を得るためには、Ｃｕ含有量を０．５５％以上にする必要がある。一方、Ｃｕは耐酸化性と加工性を低下させる上、Ｃｕ含有量が１．６０％を超えるとε－Ｃｕの粗大化を招き、却って熱疲労特性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０．５５～１．６０％の範囲とする。好ましくは０．７～１．３％の範囲である。ただし、Ｃｕ含有だけでは十分な熱疲労特性向上効果は得られない。前述したように、Ｎｂを微量添加することによりε－Ｃｕを微細化し、ε－Ｃｕの粗大化を抑制するのみならず、後述するように、Ｂを複合添加することにより、同様にε－Ｃｕを微細化し、ε－Ｃｕの粗大化を抑制して析出強化効果を長時間持続させる必要がある。このようにすることで、熱疲労特性を向上させることができる。
　Ｂ：０．０００２～０．００５０％
　Ｂは、加工性、特に二次加工性を向上させる。さらに、Ｂは、本発明のようなＣｕ含有鋼においては、ε－Ｃｕを微細化し高温強度を上昇させ、かつε－Ｃｕの粗大化を抑制する効果も有するため、熱疲労特性を向上させるのに有効な本発明に重要な元素である。Ｂを含有しないとε－Ｃｕが粗大化しやすく、Ｃｕ含有による熱疲労特性向上効果が十分に得られない。また、本発明において、Ｂは、耐酸化性、特に水蒸気雰囲気中の耐酸化性を向上させる効果も有する重要な元素である。これらの効果はＢ含有量を０．０００２％以上にすることで得ることができる。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると鋼の加工性、靭性が低下する。従って、Ｂ含有量は０．０００２～０．００５０％の範囲とする。好ましくは０．０００５～０．００３０％の範囲である。
　Ｎｉ：０．０５～１．０％
　Ｎｉは本発明において重要な元素である。Ｎｉは鋼の靭性を向上させるのみならず、耐酸化性も向上させる元素である。その効果を得るためには、Ｎｉ含有量を０．０５％以上にする必要がある。Ｎｉを含有しないかまたはＮｉ含有量がこれより少ない場合、Ｃｕ含有とＴｉ含有により低下した耐酸化性を補うことが出来ず、十分な耐酸化性が得られない。耐酸化性が不足すると、酸化量が増えることで母材の板厚が減少することや、また、酸化スケールが剥離することで亀裂の起点が生じることから、優れた熱疲労特性が得られなくなる。一方、Ｎｉは高価な元素であり、また、強力なγ相形成元素である。Ｎｉ含有量が１．０％を超えると高温でγ相を生成し、却って耐酸化性が低下する。よって、Ｎｉ含有量は０．０５～１．０％の範囲とする。好ましくは、０．１０～０．５０％の範囲である、より好ましくは０．１５～０．３０％の範囲である。
　Ｏ：０．００３０％以下
　Ｏは本発明のようなＡｌ含有鋼において重要な元素である。鋼中に存在するＯは、高温に曝された際に鋼中のＡｌと優先的に結びつく。この結びつきで、Ａｌの固溶量が減少して高温強度が低下するのみならず、鋼中で粗大に析出したＡｌ酸化物は、高温疲労試験において亀裂発生の起点となる。その結果、優れた高温疲労特性が得られなくなってしまう。Ｏが鋼中に多く存在すると、それだけ多くのＡｌと結びついてＡｌの固溶量が減少してしまうのみならず、外部からＯが侵入しやすくなるため、鋼中Ｏ含有量以上にＡｌ酸化物を形成しやすくなってしまう。従って、鋼中に含まれるＯ含有量はなるべく低減するのが好ましく、０．００３０％以下に限定する。好ましくは０．００２０％以下である。さらに好ましくは０．００１５％以下である。
　Ａｌ／Ｏ≧１００
　上述したように、本発明のようなＡｌ含有鋼においては、Ａｌの固溶強化を利用した高温疲労特性向上のためにＯ含有量の低減が重要となる。さらに、発明者らは、高温疲労特性に及ぼすＡｌとＯの含有量比の影響についても精査し、Ａｌ：０．２０～３．０質量％かつＯ≦０．００３０質量％を満たした上で、Ａｌ／Ｏ≧１００を満たすことによって、極めて優れた高温疲労特性が得られることを見出した。この理由としては、鋼中に存在するＯと結びついて生成したＡｌ酸化物は、高温に曝された際に外気から侵入したＯと結びついたＡｌ酸化物に比べ緻密性に劣るため、耐酸化性の向上に寄与しにくく、外気からのさらなるＯの侵入を許し、亀裂の起点となるＡｌ酸化物の生成を促進してしまうためと考えられる。なお、Ａｌ／Ｏ中のＡｌおよびＯは各元素の含有量を表す。
　基礎試験
　以下、鋼の成分組成を規定する成分％は、全て質量％を意味する。
成分組成は、Ｃ：０．０１０％、Ｓｉ：０．８％、Ｍｎ：０．３％、Ｐ：０．０３０％、Ｓ：０．００２％、Ｃｒ：１４％、Ｎ：０．０１０％、Ｎｂ：０．１％、Ｔｉ：０．２５％、Ｃｕ：０．８％、Ｂ：０．００１０％、Ｎｉ：０．２０％、をベースとし、これにＡｌ、Ｏをそれぞれ０．２～２．０％、０．００１～０．００５％の範囲で含有量を種々に変化させた鋼を実験室的に溶製して３０ｋｇ鋼塊とした。鋼塊を１１７０℃に加熱後、熱間圧延して厚さ３５ｍｍ×幅１５０ｍｍのシートバーとした。このシートバーを１０５０℃に加熱後、熱間圧延して板厚５ｍｍの熱延板とした。その後９００～１０５０℃で熱延板焼鈍し酸洗した熱延焼鈍板を冷間圧延により板厚を２ｍｍとし、８５０～１０５０℃で仕上げ焼鈍して冷延焼鈍板とした。これを下記の高温疲労試験に供した。
　高温疲労試験
　上記のようにして得た冷延焼鈍板から図１に示すような形状の高温疲労試験片を作製し、下記の高温疲労試験に供した。
　シェンク式疲労試験機により、８００℃、１３００ｒｐｍの条件で冷延焼鈍板表面に７０ＭＰａの曲げ応力を負荷した。このとき試験片が破損するまでのサイクル数（破損繰り返し数）を高温疲労寿命として、下記のように評価した。
○（合格）：繰り返し数１００×１０５回で破断無し
△（不合格）：繰り返し数１５×１０５回以上１００×１０５回以下で破断
×（不合格）：繰り返し数１５×１０５回未満で破断
　図４に高温疲労試験の結果を示す。図４から、Ｏ量を０．００３０％以下、Ａｌ量を０．２０％以上さらにＡｌ／Ｏ≧１００とすることにより、極めて優れた高温疲労寿命が得られることがわかる。なお、横軸のＯ（％）はＯ含有量を意味し、縦軸のＡｌ（％）はＡｌ含有量を意味する。
　以上が本発明のフェライト系ステンレス鋼の必須成分であるが、さらに、耐熱性向上の観点からＲＥＭ、Ｚｒ、ＶおよびＣｏの中から選ばれる１種以上を選択元素（任意成分）として下記の範囲で添加してもよい。
　ＲＥＭ：０．００５～０．０８％、Ｚｒ：０．０１～０．５０％
　ＲＥＭ（希土類元素）およびＺｒはいずれも、耐酸化性を改善する元素である。本発明のステンレス鋼は、これらの元素を必要に応じて含有する。上記効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は０．００５％以上、Ｚｒ含有量は０．０１％以上が好ましい。しかし、ＲＥＭ含有量が０．０８％を超えると、鋼が脆化する。また、Ｚｒ含有量が０．５０％を超えると、Ｚｒ金属間化合物が析出して、鋼が脆化する。よって、ＲＥＭを含有する場合、その含有量は０．０００５～０．０８％以下、Ｚｒを含有する場合、その含有量は０．０１～０．５０％以下とする。
　Ｖ：０．０１～０．５０％
　Ｖは、高温強度を向上させるのみならず耐酸化性を向上させる効果を有する。また、粗大化すると亀裂の起点になる等、高温疲労特性や靭性に悪影響を及ぼすＴｉ炭窒化物の粗大化を抑制する効果も有する。それらの効果を得るためには、Ｖ含有量を０．０１％以上にすることが好ましい。しかし、Ｖ含有量が０．５０％を超えと、粗大なＶ（Ｃ，Ｎ）を析出し、却って靭性が低下する。よって、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は０．０１～０．５０％の範囲とする。好ましくは、０．０３～０．４０％の範囲である。より好ましくは０．０５～０．２５％の範囲である。
　Ｃｏ：０．０１～０．５０％
　Ｃｏは、靭性の向上に有効な元素であるとともに、高温強度を向上させる元素である。その効果を得るためには、Ｃｏ含有量を０．０１％以上にすることが好ましい。しかし、Ｃｏは、高価な元素であり、また、Ｃｏ含有量が０．５０％を超えても、上記効果は飽和する。よって、Ｃｏを含有する場合、その含有量は０．０１～０．５０％の範囲とする。好ましくは、０．０２～０．２０％の範囲である。
　さらに、加工性や製造性向上の観点からＣａおよびＭｇの中から選ばれる１種以上を選択元素として下記の範囲で含有してもよい。
　Ｃａ：０．０００５～０．００３０％
　Ｃａは、連続鋳造の際に発生しやすいＴｉ系介在物析出によるノズルの閉塞を防止するのに有効な成分である。Ｃａ含有量が０．０００５％以上でその効果は現れる。しかし、表面欠陥を発生させず良好な表面性状を得るためにはＣａ含有量を０．００３０％以下とする必要がある。したがって、Ｃａを含有する場合、その含有量は０．０００５～０．００３０％の範囲とする。好ましくは０．０００５～０．００２０％の範囲である。より好ましくは０．０００５～０．００１５％の範囲である。
　Ｍｇ：０．００１０～０．００３０％
　Ｍｇはスラブの等軸晶率を向上させ、加工性や靭性の向上に有効な元素である。本発明のようなＴｉ含有鋼においては、Ｍｇは、Ｔｉの炭窒化物の粗大化を抑制する効果も有する。その効果はＭｇ含有量を０．００１０％以上にすることで得られる。Ｔｉ炭窒化物が粗大化すると、脆性割れの起点が生じ、鋼の靭性が大きく低下する。一方で、Ｍｇ含有量が０．００３０％を超えると、鋼の表面性状が悪化する。したがって、Ｍｇを含有する場合、その含有量は０．００１０～０．００３０％の範囲とする。好ましくは０．００１０～０．００２０％の範囲である。より好ましくは０．００１０～０．００１５％の範囲である。
　さらに、耐熱性向上の観点からＭｏを選択元素として下記の範囲で含有してもよい。
　Ｍｏ：０．０５～１．０％以下
　Ｍｏは、固溶強化により鋼の強度を著しく増加させることで耐熱性を向上させる元素である。Ｍｏは高温での耐塩害腐食性を向上させる効果も有する。その効果はＭｏ含有量が０．０５％以上で得られる。しかしＭｏは高価な元素である上、本発明のようなＴｉ、Ｃｕ、Ａｌ含有鋼においては、耐酸化性を低下させてしまう。そこで、Ｍｏを含有する場合、その含有量の上限は１．０％とする。したがって、Ｍｏを含有する場合、その含有量は０．０５～１．０％の範囲とする。好ましくは０．１０～０．５０％以下である。
　上記必須元素、選択元素以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
　次に、本発明のフェライト系ステンレス鋼の製造方法について説明する。
　本発明のステンレス鋼の製造方法は、基本的にはフェライト系ステンレス鋼の通常の製造方法であればよく、特に限定されるものではない。ただし、本発明に重要な鋼中Ｏ含有量を低減するために、後述するように精錬工程において製造条件をコントロールする。製造方法の例を以下に示す。先ず、転炉、電気炉等の公知の溶解炉で鋼を溶製し、あるいはさらに取鍋精錬、真空精錬等の二次精錬を経て上述した本発明の成分組成を有する鋼とする。このとき、本発明において重要な元素であるＯ含有量を十分に低減する必要がある。このとき、Ａｌを添加するのみでは鋼中Ｏ含有量が十分に低減されない場合もある。例えば、生成するスラグの塩基度（ＣａＯ／Ａｌ２Ｏ３）が小さいと平衡酸素濃度が大きくなってしまい、鋼中Ｏ含有量が高くなってしまう。また、真空精錬後の大気開放時間が長くなると、大気中からの酸素が鋼中に侵入してくる可能性がある。そのため、本開発鋼を製造する際は、スラグの塩基度が大きくなるよう制御し、かつ真空精錬後の溶鋼が大気中に保持される時間をなるべく短くする。次いで、連続鋳造法あるいは造塊－分塊圧延法で上記鋼を鋼片（スラブ）とする。その後、熱間圧延、熱延板焼鈍、酸洗、冷間圧延、仕上げ焼鈍、酸洗等の工程をこの順で経てスラブを冷延焼鈍板とするのが好ましい。
　ここで、上記冷間圧延は、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延でもよく、また、冷間圧延、仕上げ焼鈍、酸洗の工程は、繰り返して行ってもよい。
　また、場合によっては、上記熱延板焼鈍は省略してもよく、鋼板表面の光沢性が要求される場合には、冷間圧延後あるいは仕上げ焼鈍後にスキンパスを施してもよい。
　より好ましい製造方法は、上記熱間圧延の条件および冷間圧延の条件の少なくとも一方を特定条件とする方法である。以下、好適な製造条件について説明する。
　製鋼においては、必須成分および必要に応じて添加される任意成分を含有する溶鋼を、転炉あるいは電気炉等で溶製し、ＶＯＤ法により二次精錬を行うのが好ましい。溶製した溶鋼は、公知の製造方法にしたがって鋼素材とすることができるが、生産性および品質の観点から、連続鋳造法によるのが好ましい。
　連続鋳造して得られた鋼素材は、例えば、１０００～１２５０℃に加熱され、熱間圧延により所望の板厚の熱延板とされる。熱延板の板厚は特に限定されないが、概ね４ｍｍ以上６ｍｍ以下とすることが好ましい。もちろん、板材以外として加工することもできる。この熱延板に対して、必要に応じて、８５０℃～１１００℃の連続焼鈍を施した後、酸洗等により脱スケールする。これにより熱延板製品が得られる。また、必要に応じて、酸洗の前にショットブラストによりスケールを除去してもよい。
　さらに、冷延焼鈍板を得るために、上記で得られた熱延焼鈍板を、冷間圧延して冷延板とする。冷延焼鈍板の板厚は特に限定されないが、概ね１ｍｍ以上３ｍｍ以下とすることが好ましい。この冷間圧延では、生産上の都合により、必要に応じて中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を行ってもよい。１回または２回以上の冷間圧延からなる冷延工程の総圧下率を６０％以上、好ましくは７０％以上とする。
　冷延板に対して、焼鈍温度が８５０～１１５０℃、さらに好ましくは８５０～１０５０℃の条件で連続焼鈍（仕上げ焼鈍）を施す、次いで酸洗を施す。これにより、冷延焼鈍板が得られる。また、用途によっては、酸洗後に軽度の圧延（スキンパス圧延等）を加えて、鋼板の形状、品質調整を行うこともできる。
　このようにして製造して得た熱延板製品、あるいは冷延焼鈍板製品を用い、それぞれの用途に応じた曲げ加工等を施し、自動車やオートバイの排気管、触媒外筒材および火力発電プラントの排気ダクトあるいは燃料電池関連部材（例えばセパレーター、インターコネクター、改質器等）に成形される。
　これらの部材を溶接するための溶接方法は、特に限定されるものではなく、ＭＩＧ（Ｍｅｔａｌ　Ｉｎｅｒｔ　Ｇａｓ）　、ＭＡＧ（Ｍｅｔａｌ　Ａｃｔｉｖｅ　Ｇａｓ）　、ＴＩＧ（Ｔｕｎｇｓｔｅｎ　Ｉｎｅｒｔ　Ｇａｓ）等の通常のアーク溶接方法や、スポット溶接、シーム溶接等の抵抗溶接方法、および電縫溶接方法などの高周波抵抗溶接、高周波誘導溶接が適用可能である。
　表１（表１－１、表１－２および表１－３を合わせて表１とする）に示す成分組成を有する鋼を真空溶解炉で溶製し、鋳造して３０ｋｇ鋼塊とした。鋼塊を１１７０℃に加熱後、熱間圧延して厚さ３５ｍｍ×幅１５０ｍｍのシートバーとした。このシートバーを二分割し、うち一つを用い、１０５０℃に加熱後、熱間圧延して板厚５ｍｍの熱延板とした。その後９００～１０５０℃で熱延板焼鈍し酸洗した熱延焼鈍板を冷間圧延により板厚を２ｍｍとし、８５０～１０５０℃で仕上げ焼鈍して冷延焼鈍板とした。これを下記の高温疲労試験に供した。
　高温疲労試験
　上記のようにして得た冷延焼鈍板から図１に示すような形状の疲労試験片を作製し、下記の高温疲労試験に供した。
　シェンク式疲労試験機により、８００℃、１３００ｒｐｍの条件で冷延焼鈍板表面に７０ＭＰａの曲げ応力を負荷した。このとき試験片が破損するまでのサイクル数（破損繰り返し数）を高温疲労寿命として、下記のように評価した。
○（合格）：繰り返し数１００×１０５回で破断無し
△（不合格）：繰り返し数１５×１０５回以上１００×１０５回以下で破断
×（不合格）：繰り返し数１５×１０５回未満で破断
　大気中連続酸化試験
　上記のようにして得た各種冷延焼鈍板から３０ｍｍ×２０ｍｍのサンプルを切り出し、サンプル上部に４ｍｍφの穴をあけ、表面および端面を＃３２０のエメリー紙で研磨し、脱脂後、１０００℃に加熱保持した大気雰囲気の炉内にサンプルを吊り下げて、３００時間保持した。試験後、サンプルの質量を測定し、予め測定しておいた試験前の質量との差を求め、酸化増量（ｇ／ｍ２）を算出した。なお、試験は各２回実施し、２回とも５０ｇ／ｍ２未満の場合を「○」（合格）、１度でも酸化増量が５０ｇ／ｍ２以上となった場合は「×」（不合格）、として耐酸化性を評価した。
　大気中繰返し酸化試験
　上記の大気中連続酸化試験と同様の試験片を用いて、大気中において、１００℃×１ｍｉｎと１０００℃×２０ｍｉｎの温度に加熱・冷却を繰り返す熱処理を４００サイクル行い、試験前後の試験片の質量差を測定し、単位面積当たりの酸化増量（ｇ／ｍ２）を算出するとともに、試験片表面から剥離したスケールの有無を確認した。スケール剥離が見られた場合は不合格（表１中の「×」）、スケール剥離が見られなかった場合は合格（表１中の「○」）とした。なお、上記試験における加熱速度および、冷却速度は、それぞれ５℃／ｓｅｃ、１．５℃／ｓｅｃとした。
　熱疲労試験
　二分割した上記５０ｋｇ鋼塊の残りの鋼塊を、１１７０℃に加熱後、熱間圧延して厚さ３０ｍｍ×幅１５０ｍｍのシートバーとした後、このシートバーを鍛造し、３５ｍｍ角の各棒とし、１０３０℃の温度で焼鈍後、機械加工し、図２に示した形状、寸法の熱疲労試験片に加工し、下記の熱疲労試験に供した。
　熱疲労試験は、図３に示したように、上記試験片を拘束率０．５で拘束しながら、１００℃と８００℃の間で昇温・降温を繰り返す条件で行った。この際の１００℃および８００℃での保持時間は２ｍｉｎとした。なお、熱疲労寿命は、１００℃において検出された荷重を試験片均熱平行部（図２参照）の断面積で割って応力を算出し、試験初期（５サイクル目）の応力に対して７５％まで応力が低下したときのサイクル数とした。熱疲労特性は、９１０サイクル以上の場合を「○」（合格）、９１０サイクル未満の場合を「×」（不合格）として評価した。
　以上より得られた結果を表１にまとめて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表１から明らかなように、本発明例は、優れた熱疲労特性、耐酸化性に加えて、極めて優れた高温疲労特性、を示しており、本発明の目標が達成されていることが確認された。
　本発明の鋼は、自動車等の排気系部材用として好適であるだけでなく、同様の特性が要求される火力発電システムの排気系部材や固体酸化物タイプの燃料電池用部材としても好適に用いることができる。

Claims (4)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：３．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１０．０～２０．０％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｎｂ：０．００５～０．１５％、Ａｌ：０．２０～３．０％、Ｔｉ：５×（Ｃ＋Ｎ）～０．５０％、Ｃｕ：０．５５～１．６０％、Ｂ：０．０００２～０．００５０％、Ｎｉ：０．０５～１．０％およびＯ：０．００３０％以下を含有し、Ａｌ／Ｏ≧１００を満たして残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼。
    　ここで、５×（Ｃ＋Ｎ）中のＣ、ＮおよびＡｌ／Ｏ中のＡｌ、Ｏは各元素の含有量（質量％）を表す。
  2. 　さらに、質量％で、ＲＥＭ：０．００５～０．０８％、Ｚｒ：０．０１～０．５０％、Ｖ：０．０１～０．５０％およびＣｏ：０．０１～０．５０％の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼。
  3. 　さらに、質量％でＣａ：０．０００５～０．００３０％およびＭｇ：０．００１０～０．００３０％の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス鋼。
  4. 　さらに、質量％でＭｏ：０．０５～１．０％以下を含有することを特徴とする請求項１～３のいずれか１項に記載のフェライト系ステンレス鋼。
PCT/JP2015/002406 2014-05-14 2015-05-12 フェライト系ステンレス鋼 WO2015174078A1 (ja)

Priority Applications (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
MX2016014667A MX2016014667A (es) 2014-05-14 2015-05-12 Acero inoxidable ferritico.
KR1020167031444A KR101899229B1 (ko) 2014-05-14 2015-05-12 페라이트계 스테인리스강
JP2015542891A JP5900714B1 (ja) 2014-05-14 2015-05-12 フェライト系ステンレス鋼
EP15792676.7A EP3118342B1 (en) 2014-05-14 2015-05-12 Ferritic stainless steel
US15/310,970 US10415126B2 (en) 2014-05-14 2015-05-12 Ferritic stainless steel
CN201580025046.1A CN106460113A (zh) 2014-05-14 2015-05-12 铁素体系不锈钢

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2014-100345 2014-05-14
JP2014100345 2014-05-14

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2015174078A1 true WO2015174078A1 (ja) 2015-11-19

Family

ID=54479628

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2015/002406 WO2015174078A1 (ja) 2014-05-14 2015-05-12 フェライト系ステンレス鋼

Country Status (8)

Country Link
US (1) US10415126B2 (ja)
EP (1) EP3118342B1 (ja)
JP (1) JP5900714B1 (ja)
KR (1) KR101899229B1 (ja)
CN (1) CN106460113A (ja)
MX (1) MX2016014667A (ja)
TW (1) TWI548760B (ja)
WO (1) WO2015174078A1 (ja)

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2017172027A (ja) * 2016-03-25 2017-09-28 新日鐵住金ステンレス株式会社 Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法
WO2018181257A1 (ja) * 2017-03-30 2018-10-04 新日鐵住金ステンレス株式会社 低比重フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2020147791A (ja) * 2019-03-13 2020-09-17 日鉄ステンレス株式会社 耐熱フェライト系ステンレス鋼板
JP7475205B2 (ja) 2020-06-10 2024-04-26 日鉄ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼板、フェライト系ステンレス鋼板の製造方法および自動車排気系部品

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP7058537B2 (ja) * 2018-03-30 2022-04-22 日鉄ステンレス株式会社 耐塩害腐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼
CN115896645B (zh) * 2022-11-22 2024-05-31 上海核工程研究设计院股份有限公司 一种核能用含铍铁素体不锈钢及其制备方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH04173939A (ja) * 1990-11-03 1992-06-22 Sumitomo Metal Ind Ltd 高温強度および靱性に優れたフェライト系ステンレス鋼
JP2006193789A (ja) * 2005-01-14 2006-07-27 Nisshin Steel Co Ltd 熱処理強化型高強度フェライト系ステンレス鋼及びその製造方法
WO2011096454A1 (ja) * 2010-02-02 2011-08-11 Ｊｆｅスチール株式会社 靭性に優れた高耐食性フェライト系ステンレス冷延鋼板およびその製造方法
WO2013054524A1 (ja) * 2011-10-14 2013-04-18 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼
JP2013227659A (ja) * 2012-03-22 2013-11-07 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 耐スケール剥離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
WO2014050011A1 (ja) * 2012-09-25 2014-04-03 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼

Family Cites Families (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3224694B2 (ja) 1994-10-07 2001-11-05 新日本製鐵株式会社 耐銹性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板
JP3782273B2 (ja) 1999-12-27 2006-06-07 Ｊｆｅスチール株式会社 電磁鋼板
CN1225566C (zh) * 2001-07-05 2005-11-02 日新制钢株式会社 用作排放汽车废气的管道构件的铁素体不锈钢
JP5000281B2 (ja) 2006-12-05 2012-08-15 新日鐵住金ステンレス株式会社 加工性に優れた高強度ステンレス鋼板およびその製造方法
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
JP4986975B2 (ja) 2008-10-24 2012-07-25 新日鐵住金ステンレス株式会社 加工性、耐酸化性に優れたＡｌ含有耐熱フェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法
JP5546911B2 (ja) * 2009-03-24 2014-07-09 新日鐵住金ステンレス株式会社 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) 2009-08-31 2011-06-15 Ｊｆｅスチール株式会社 耐熱性に優れるフェライト系ステンレス鋼
US9399809B2 (en) * 2011-02-08 2016-07-26 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Hot rolled ferritic stainless steel sheet, method for producing same, and method for producing ferritic stainless steel sheet
CN103403205B (zh) 2011-02-17 2015-08-12 新日铁住金不锈钢株式会社 抗氧化性和高温强度优异的高纯度铁素体系不锈钢板及其制造方法
JP5709594B2 (ja) * 2011-03-14 2015-04-30 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐銹性と防眩性に優れた高純度フェライト系ステンレス鋼板
JP5703075B2 (ja) 2011-03-17 2015-04-15 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板
JP5234214B2 (ja) * 2011-10-14 2013-07-10 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼
EP2787096B1 (en) * 2011-11-30 2016-10-12 JFE Steel Corporation Ferritic stainless steel
JP5867243B2 (ja) * 2012-03-30 2016-02-24 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接部の耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼
WO2014148015A1 (ja) * 2013-03-19 2014-09-25 Ｊｆｅスチール株式会社 ステンレス鋼板
JP2015002406A (ja) * 2013-06-14 2015-01-05 株式会社Ｊｖｃケンウッド 液晶表示装置のクロック信号調整回路
CN105408511B (zh) * 2013-07-29 2018-09-07 杰富意钢铁株式会社 焊接部的耐腐蚀性优良的铁素体系不锈钢
ES2713154T3 (es) * 2014-01-08 2019-05-20 Jfe Steel Corp Acero inoxidable ferrítico y método para producir el mismo
JP5874864B1 (ja) * 2014-07-31 2016-03-02 Ｊｆｅスチール株式会社 プラズマ溶接用フェライト系ステンレス鋼板およびその溶接方法
CN106574333A (zh) * 2014-07-31 2017-04-19 杰富意钢铁株式会社 铁素体系不锈钢及其制造方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH04173939A (ja) * 1990-11-03 1992-06-22 Sumitomo Metal Ind Ltd 高温強度および靱性に優れたフェライト系ステンレス鋼
JP2006193789A (ja) * 2005-01-14 2006-07-27 Nisshin Steel Co Ltd 熱処理強化型高強度フェライト系ステンレス鋼及びその製造方法
WO2011096454A1 (ja) * 2010-02-02 2011-08-11 Ｊｆｅスチール株式会社 靭性に優れた高耐食性フェライト系ステンレス冷延鋼板およびその製造方法
WO2013054524A1 (ja) * 2011-10-14 2013-04-18 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼
JP2013227659A (ja) * 2012-03-22 2013-11-07 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 耐スケール剥離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
WO2014050011A1 (ja) * 2012-09-25 2014-04-03 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2017172027A (ja) * 2016-03-25 2017-09-28 新日鐵住金ステンレス株式会社 Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法
WO2018181257A1 (ja) * 2017-03-30 2018-10-04 新日鐵住金ステンレス株式会社 低比重フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2018168457A (ja) * 2017-03-30 2018-11-01 新日鐵住金ステンレス株式会社 低比重フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
US11242578B2 (en) 2017-03-30 2022-02-08 Nippon Steel Stainless Steel Corporation Ferrite-based stainless steel sheet having low specific gravity and production method therefor
JP2020147791A (ja) * 2019-03-13 2020-09-17 日鉄ステンレス株式会社 耐熱フェライト系ステンレス鋼板
JP7475205B2 (ja) 2020-06-10 2024-04-26 日鉄ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼板、フェライト系ステンレス鋼板の製造方法および自動車排気系部品

Also Published As

Publication number Publication date
KR20160143807A (ko) 2016-12-14
KR101899229B1 (ko) 2018-09-14
TWI548760B (zh) 2016-09-11
TW201600615A (zh) 2016-01-01
CN106460113A (zh) 2017-02-22
US20170073799A1 (en) 2017-03-16
MX2016014667A (es) 2017-03-06
EP3118342A4 (en) 2017-03-15
JPWO2015174078A1 (ja) 2017-04-20
EP3118342A1 (en) 2017-01-18
US10415126B2 (en) 2019-09-17
JP5900714B1 (ja) 2016-04-06
EP3118342B1 (en) 2018-12-26

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5700175B2 (ja) フェライト系ステンレス鋼
JP5304935B2 (ja) フェライト系ステンレス鋼
JP6075349B2 (ja) フェライト系ステンレス鋼
JP5609571B2 (ja) 耐酸化性に優れたフェライト系ステンレス鋼
JP5234214B2 (ja) フェライト系ステンレス鋼
EP2474635A1 (en) Ferritic stainless steel having excellent heat resistance
JP5900714B1 (ja) フェライト系ステンレス鋼
JP6123964B1 (ja) フェライト系ステンレス鋼
JP5900715B1 (ja) フェライト系ステンレス鋼

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2015542891

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

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

Ref document number: 15792676

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

REEP Request for entry into the european phase

Ref document number: 2015792676

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2015792676

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: MX/A/2016/014667

Country of ref document: MX

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20167031444

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 15310970

Country of ref document: US