JPH0141694B2 - - Google Patents
Info
- Publication number
- JPH0141694B2 JPH0141694B2 JP55106348A JP10634880A JPH0141694B2 JP H0141694 B2 JPH0141694 B2 JP H0141694B2 JP 55106348 A JP55106348 A JP 55106348A JP 10634880 A JP10634880 A JP 10634880A JP H0141694 B2 JPH0141694 B2 JP H0141694B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- stainless steel
- steel
- ferritic stainless
- eff
- niobium
- Prior art date
- Legal status (The legal status 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 status listed.)
- Expired
Links
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
- C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
Description
本発明は、フエライトステンレス鋼およびその
製造方法に関している。 オーステナイトステンレス鋼に比較して、フエ
ライトステンレス鋼の熱膨腸係数が低いことは、
汚排水処理装置のような温の用途およびその他
の熱転移装置にとつて開心をそそるものである。
併し、そのクリープ強度がオーステナイト鋼のそ
れに及ばないことがその関心を滅殺している。 本発明によれば、クリープ強度が改良されたフ
エライトステンレス鋼及びその製造方法が提供さ
れる。本発明によれば、フエライトステンレス鋼
の溶融体へ、特定的に充分限定された量のニオビ
ウムが添加される。然る後、前記溶融体が、鋳込
まれ、加工され、そして少くとも1038℃の温度で
焼鈍される。 米国特許第4087287号にはクリープ強度の点で
改良された、ニオビウムを含むフエライトステン
レス鋼が記載されているが、併し、その強度は本
発明のものには及ばない。化学成分における相違
点の中で、ニオビウムが本発明のように厳重な制
限範囲に制御されては居ない。処理法も亦本発明
のものと同じではない。 J.D.ホイツテンバーガ等による「数個の鍛造さ
れたフエライトステンレス鋼の、温における機
械的特性および、周期的酸化抵抗」と題する論文
はフエライトステンレス鋼に対するクリープ特性
を論じている。この論文は、1978年11月発行の
「Metals Technology」第365−371頁に掲載され
ている。これには、ニオビウム含有の鋼に関する
発明はない。本発明の最低焼鈍温度は1038℃では
あるが、上記論文に限われている最焼鈍温度は
996℃（1285〓）と発表されている。 第３の文献である米国特許第4059440号には、
ニオビウム含有のフエライトステンレス鋼が現わ
れているが、何れも本発明の制限範囲には属して
いない。この米国特許は、全くクリープ強度には
関連がない。少くとも1038℃の温度で焼鈍を施す
ことに関連ある事項は、この中に見当らない。 従つて、本発明の目的は、改良されたフエライ
トステンレス鋼およびその製造方法を提供するこ
とである。 化学的成分、特にニオビウムを注意深く制御す
ることにより、更に、少くとも1038℃の温度にお
ける焼鈍を含む処理を制御することにより、本発
明は改良されたクリープ強度を有するフエライト
ステンレス鋼およびその製造方法を提供する。本
発明は少くとも160時間、成るべくは250時間に亘
る、84℃／cm2の負荷のもと、871℃における、１
％の延びまでのクリープ寿命を有することを特徴
とする、11乃至20％のクロームのフエライトステ
ンレス鋼を提供する。 本発明の処理法は、重量比で、0.1％までの炭
素と、0.05％までの窒素と、11乃至20％のクロー
ムと、５％までのアルミニウムと、５％までのモ
リブデンち、1.5％までのマンガンと、1.5％まで
のシリコンと、0.5％までのニツケルと、0.5％ま
での鋼と、0.6％までのチタニウムと、0.63乃至
1.15％の実効ニオビウム（後段に説明）とを含
み、残部が実質的に鉄であるフエライトステンレ
ス鋼の溶融物を調整すること、前記鋼を鋳込むこ
と、前記鋼に加工すること、および少くとも1038
℃の温度で焼鈍すること、の諸段階より成る。 ただし、前記実効ニオビウムの量（wt％eff.
Nb）は以下のようにして算出される。 すなわち、先づ、チタニウムの「安定化余力」
を wt％Ti／47.90−（wt％Ｎ／14.01＋wt％Ｃ／12.01
）＝Ａ −分母はそれぞれ、Ti、Ｎ、Ｃの原子量− と定義するとき、 Ａ≧０、すなわちチタニウムに安定化余力のある
場合には、 wt％eff.Nb＝wt％Nb Ａ＜０、すなわちチタニウムに安定化余力のない
場合には； wt％eff.Nb＝92.91（wt％Nb／92.91＋Ａ） −92.91はニオビウムの原子量− 鋼は、そのクリープ強度（応力による塑性伸び
現象）を改善するため、少くとも1038℃の温度で
焼鈍される。通常焼鈍時間は、10秒乃至10分間と
する。焼鈍時間がより長ければ、不経済である
外、更に粒子サイズに悪影響がある。該鋼が冷間
成形される場合には、粒子サイズの制御が重要で
ある。冷間成形される鋼は、殆どあらゆる粒子
が、ASTMNo.５或いはそれより更に微細な組織
を持つことによつて特徴づけられている。粒子の
過大な成長は、温において起る故、本発明を特
別に具体化したものは、1088℃の最焼鈍温度に
依存している。 本発明の合金は、本質的に、重量比で、0.1％
までの炭素と、0.05％までの窒素と、11乃至20％
のクロームと、５％までのアルミニウムと、５％
までのモリブデンと、1.5％までのマンガンと、
1.5％までのシリコンと、0.5％までのニツケル
と、0.5％までの銅と、0.6％までのチタニウム
と、0.63乃至1.15％の実効ニオビウムとを含み、
残部や実質的に鉄であるフエライトステンレス鋼
である。 ただし、前記実効ニオビウムの量（wt％eff.
Nb）は以下のようにして算出される。 すなわち、先づ、チタニウムの「安定化余力」
を wt％Ti／47.90−（wt％Ｎ／14.01＋wt％Ｃ／12.01
）＝Ａ −分母はそれぞれTi、Ｎ、Ｃの原子量− と定義するとき、 Ａ≧０、すなわちチタニウムに安定化余力のある
場合には； wt％eff.Nb＝wt％Nb Ａ＜０、すなわちチタニウムに安定化余力のない
場合には； wt％eff.Nb＝92.91（wt％Nb／92.91＋Ａ） −92.91はニオビウムの原子量− 以上で、各合金成分の組成範囲を定めた理由は
次のとおりである。 Ｃ：Crと化合物を形成し、粒界腐蝕抵抗を弱め
る反面、鋼の強度を維持する働きもあるので、
これら特性を共に考慮し0.1％以下とする。 Ｎ：Ｃ同様粒界腐食抵抗を弱めるうえ、溶接部靭
性を劣化させるので可及的に少なくする必要が
あり、0.05％以下とする。 Cr：鋼の耐酸化性向上の見地から、少なくとも
11％以上であるが、過剰量では温にてシグマ
相を形成し、温脆性を招くので20％以下に制
限する。 Al：鋼の耐酸化性向上の見地から、適当量必要
であるが、過剰量ではかえつて耐酸化性を劣化
させるので５％以下とする。 Mo：鋼のクリープ強度を改善するために適量必
要とされるが、過剰量では鋼表面において加速
的に進行する酸化（catastrophic oxidation）
を生じやすくなるので、５％以下に制限する。 Mn：鋼の強度維持のために適量必要であるが、
過剰量ではフエライトがオーステナイトないし
マルテンサイト化するので1.5％に制限する。 Si：製鋼時の脱酸剤の残留物として含まれ、鋼の
耐酸化性向上のために寄与するが、過剰量では
溶接性を悪化させるので1.5％以下とする。 NiおよびCu：共にフエライト系ステンレス鋼に
おいて忌避されるオーステナイトを生成しやす
くするので、いずれも0.5％以下とする。 Ti：炭素、窒素を安定化するために適量必要と
されるが、過剰量では鋼に温脆性を招くこと
もあるので0.6％以下に制限する。 Nb：Ｃ、Ｎに対する安定化元素としてTiを補佐
するものであり、それらの量はTi、Nb量をパ
ラメタとする前述の式で規制される。しかし、
実質的にTiが存在しない場合には、Nb量が同
式によつて制限をうけないのは当然である。な
お、前述の式で要求される量の臨界的実効ニオ
ビウムの添加により、鋼の温クリープ寿命値
は延長する。 本発明のフエライトステンレス鋼は871℃にお
いて、少なくとも160時間、成るべくは250時間
の、84Kg／cm2の負荷を受けたときの、１％伸びま
でのクリープ寿命によつて特徴づけられている。
くわしい実施例は、上に述べたように、殆ど総て
の粒子が、概ねASTANo.５或いはそれより更に
微細な組織を持つことで特徴づけられる。 次に掲げる数個の実施例は、本発明の諸態様を
例示するものである。 実施例 １ ２つのバツチ（ＡおよびＢ）からの標本が熱間
圧延され、1.27mmの厚さまで冷間圧延され、そし
て２つの温度、1092℃および1118℃において焼鈍
された。その化学的成分は表に示す通りであ
る。
製造方法に関している。 オーステナイトステンレス鋼に比較して、フエ
ライトステンレス鋼の熱膨腸係数が低いことは、
汚排水処理装置のような温の用途およびその他
の熱転移装置にとつて開心をそそるものである。
併し、そのクリープ強度がオーステナイト鋼のそ
れに及ばないことがその関心を滅殺している。 本発明によれば、クリープ強度が改良されたフ
エライトステンレス鋼及びその製造方法が提供さ
れる。本発明によれば、フエライトステンレス鋼
の溶融体へ、特定的に充分限定された量のニオビ
ウムが添加される。然る後、前記溶融体が、鋳込
まれ、加工され、そして少くとも1038℃の温度で
焼鈍される。 米国特許第4087287号にはクリープ強度の点で
改良された、ニオビウムを含むフエライトステン
レス鋼が記載されているが、併し、その強度は本
発明のものには及ばない。化学成分における相違
点の中で、ニオビウムが本発明のように厳重な制
限範囲に制御されては居ない。処理法も亦本発明
のものと同じではない。 J.D.ホイツテンバーガ等による「数個の鍛造さ
れたフエライトステンレス鋼の、温における機
械的特性および、周期的酸化抵抗」と題する論文
はフエライトステンレス鋼に対するクリープ特性
を論じている。この論文は、1978年11月発行の
「Metals Technology」第365−371頁に掲載され
ている。これには、ニオビウム含有の鋼に関する
発明はない。本発明の最低焼鈍温度は1038℃では
あるが、上記論文に限われている最焼鈍温度は
996℃（1285〓）と発表されている。 第３の文献である米国特許第4059440号には、
ニオビウム含有のフエライトステンレス鋼が現わ
れているが、何れも本発明の制限範囲には属して
いない。この米国特許は、全くクリープ強度には
関連がない。少くとも1038℃の温度で焼鈍を施す
ことに関連ある事項は、この中に見当らない。 従つて、本発明の目的は、改良されたフエライ
トステンレス鋼およびその製造方法を提供するこ
とである。 化学的成分、特にニオビウムを注意深く制御す
ることにより、更に、少くとも1038℃の温度にお
ける焼鈍を含む処理を制御することにより、本発
明は改良されたクリープ強度を有するフエライト
ステンレス鋼およびその製造方法を提供する。本
発明は少くとも160時間、成るべくは250時間に亘
る、84℃／cm2の負荷のもと、871℃における、１
％の延びまでのクリープ寿命を有することを特徴
とする、11乃至20％のクロームのフエライトステ
ンレス鋼を提供する。 本発明の処理法は、重量比で、0.1％までの炭
素と、0.05％までの窒素と、11乃至20％のクロー
ムと、５％までのアルミニウムと、５％までのモ
リブデンち、1.5％までのマンガンと、1.5％まで
のシリコンと、0.5％までのニツケルと、0.5％ま
での鋼と、0.6％までのチタニウムと、0.63乃至
1.15％の実効ニオビウム（後段に説明）とを含
み、残部が実質的に鉄であるフエライトステンレ
ス鋼の溶融物を調整すること、前記鋼を鋳込むこ
と、前記鋼に加工すること、および少くとも1038
℃の温度で焼鈍すること、の諸段階より成る。 ただし、前記実効ニオビウムの量（wt％eff.
Nb）は以下のようにして算出される。 すなわち、先づ、チタニウムの「安定化余力」
を wt％Ti／47.90−（wt％Ｎ／14.01＋wt％Ｃ／12.01
）＝Ａ −分母はそれぞれ、Ti、Ｎ、Ｃの原子量− と定義するとき、 Ａ≧０、すなわちチタニウムに安定化余力のある
場合には、 wt％eff.Nb＝wt％Nb Ａ＜０、すなわちチタニウムに安定化余力のない
場合には； wt％eff.Nb＝92.91（wt％Nb／92.91＋Ａ） −92.91はニオビウムの原子量− 鋼は、そのクリープ強度（応力による塑性伸び
現象）を改善するため、少くとも1038℃の温度で
焼鈍される。通常焼鈍時間は、10秒乃至10分間と
する。焼鈍時間がより長ければ、不経済である
外、更に粒子サイズに悪影響がある。該鋼が冷間
成形される場合には、粒子サイズの制御が重要で
ある。冷間成形される鋼は、殆どあらゆる粒子
が、ASTMNo.５或いはそれより更に微細な組織
を持つことによつて特徴づけられている。粒子の
過大な成長は、温において起る故、本発明を特
別に具体化したものは、1088℃の最焼鈍温度に
依存している。 本発明の合金は、本質的に、重量比で、0.1％
までの炭素と、0.05％までの窒素と、11乃至20％
のクロームと、５％までのアルミニウムと、５％
までのモリブデンと、1.5％までのマンガンと、
1.5％までのシリコンと、0.5％までのニツケル
と、0.5％までの銅と、0.6％までのチタニウム
と、0.63乃至1.15％の実効ニオビウムとを含み、
残部や実質的に鉄であるフエライトステンレス鋼
である。 ただし、前記実効ニオビウムの量（wt％eff.
Nb）は以下のようにして算出される。 すなわち、先づ、チタニウムの「安定化余力」
を wt％Ti／47.90−（wt％Ｎ／14.01＋wt％Ｃ／12.01
）＝Ａ −分母はそれぞれTi、Ｎ、Ｃの原子量− と定義するとき、 Ａ≧０、すなわちチタニウムに安定化余力のある
場合には； wt％eff.Nb＝wt％Nb Ａ＜０、すなわちチタニウムに安定化余力のない
場合には； wt％eff.Nb＝92.91（wt％Nb／92.91＋Ａ） −92.91はニオビウムの原子量− 以上で、各合金成分の組成範囲を定めた理由は
次のとおりである。 Ｃ：Crと化合物を形成し、粒界腐蝕抵抗を弱め
る反面、鋼の強度を維持する働きもあるので、
これら特性を共に考慮し0.1％以下とする。 Ｎ：Ｃ同様粒界腐食抵抗を弱めるうえ、溶接部靭
性を劣化させるので可及的に少なくする必要が
あり、0.05％以下とする。 Cr：鋼の耐酸化性向上の見地から、少なくとも
11％以上であるが、過剰量では温にてシグマ
相を形成し、温脆性を招くので20％以下に制
限する。 Al：鋼の耐酸化性向上の見地から、適当量必要
であるが、過剰量ではかえつて耐酸化性を劣化
させるので５％以下とする。 Mo：鋼のクリープ強度を改善するために適量必
要とされるが、過剰量では鋼表面において加速
的に進行する酸化（catastrophic oxidation）
を生じやすくなるので、５％以下に制限する。 Mn：鋼の強度維持のために適量必要であるが、
過剰量ではフエライトがオーステナイトないし
マルテンサイト化するので1.5％に制限する。 Si：製鋼時の脱酸剤の残留物として含まれ、鋼の
耐酸化性向上のために寄与するが、過剰量では
溶接性を悪化させるので1.5％以下とする。 NiおよびCu：共にフエライト系ステンレス鋼に
おいて忌避されるオーステナイトを生成しやす
くするので、いずれも0.5％以下とする。 Ti：炭素、窒素を安定化するために適量必要と
されるが、過剰量では鋼に温脆性を招くこと
もあるので0.6％以下に制限する。 Nb：Ｃ、Ｎに対する安定化元素としてTiを補佐
するものであり、それらの量はTi、Nb量をパ
ラメタとする前述の式で規制される。しかし、
実質的にTiが存在しない場合には、Nb量が同
式によつて制限をうけないのは当然である。な
お、前述の式で要求される量の臨界的実効ニオ
ビウムの添加により、鋼の温クリープ寿命値
は延長する。 本発明のフエライトステンレス鋼は871℃にお
いて、少なくとも160時間、成るべくは250時間
の、84Kg／cm2の負荷を受けたときの、１％伸びま
でのクリープ寿命によつて特徴づけられている。
くわしい実施例は、上に述べたように、殆ど総て
の粒子が、概ねASTANo.５或いはそれより更に
微細な組織を持つことで特徴づけられる。 次に掲げる数個の実施例は、本発明の諸態様を
例示するものである。 実施例 １ ２つのバツチ（ＡおよびＢ）からの標本が熱間
圧延され、1.27mmの厚さまで冷間圧延され、そし
て２つの温度、1092℃および1118℃において焼鈍
された。その化学的成分は表に示す通りであ
る。
【表】
上記標本は84Kg／cm2の負荷のもと、871℃の温
度での１％の伸びまでのクリープ寿命に対して試
験された。試験結果は表に示す通りである。
度での１％の伸びまでのクリープ寿命に対して試
験された。試験結果は表に示す通りである。
【表】
表から、総ての標本においてそれらが１％の
伸びを示すまでのクリープ寿命が、84Kg／cm2の負
荷のもとで871℃において160時間を超過している
ことが注目される。各バツチが本発明による制限
の中で処理されたことが重要である。何れも、上
述の0.63乃至1.15％の範囲内の実効ニオビウム含
有率を有し、そして何れも1038℃以上の温度で焼
鈍された。尚75％の標本が、250時間以上のクリ
ープ寿命を示したことにも注目されたい。 実施例 ２ ３つのバツチ（Ｃ、ＤおよびＥ）からの標本
が、熱間圧延され、1.27mm厚まで冷間圧延され、
そして1065℃および1129℃の温度で焼鈍された。
各バツチの化学的成分は、下の表に示す通りで
ある。
伸びを示すまでのクリープ寿命が、84Kg／cm2の負
荷のもとで871℃において160時間を超過している
ことが注目される。各バツチが本発明による制限
の中で処理されたことが重要である。何れも、上
述の0.63乃至1.15％の範囲内の実効ニオビウム含
有率を有し、そして何れも1038℃以上の温度で焼
鈍された。尚75％の標本が、250時間以上のクリ
ープ寿命を示したことにも注目されたい。 実施例 ２ ３つのバツチ（Ｃ、ＤおよびＥ）からの標本
が、熱間圧延され、1.27mm厚まで冷間圧延され、
そして1065℃および1129℃の温度で焼鈍された。
各バツチの化学的成分は、下の表に示す通りで
ある。
【表】
上記標本は、84Kg／cm2の負荷のもと、871℃の
温度での、１％の伸びまでのクリープ寿命につい
て試験された。試験結果は表に示す通りであ
る。
温度での、１％の伸びまでのクリープ寿命につい
て試験された。試験結果は表に示す通りであ
る。
【表】
【表】
表からは、871℃の温度で、84Kg／cm2の負荷
を加えた場合、160時間の、１％までのクリープ
寿命を有する標本は認められない。1038℃以上の
温度で焼鈍されたにも拘わらず、何れの標本も、
本発明によつて処理されてはいない。 0.63％の実効ニオビウム含有を持つものは一つ
もなかつた。これに関しては、バツチＥの標本は
0.65％のニオビウム含有を持つが、実効ニオビウ
ム含有は、0.38％に過ぎない。 実施例 ３ ニオビウムを含まない、チタニウムバツチ
（バツチＦ）からの標本が、熱間圧延され、1.27
mmの厚さまで冷間圧延され、そして1058℃および
1093℃の温度で焼鈍された。このバツチの化学的
成分は表に示す通りである。
を加えた場合、160時間の、１％までのクリープ
寿命を有する標本は認められない。1038℃以上の
温度で焼鈍されたにも拘わらず、何れの標本も、
本発明によつて処理されてはいない。 0.63％の実効ニオビウム含有を持つものは一つ
もなかつた。これに関しては、バツチＥの標本は
0.65％のニオビウム含有を持つが、実効ニオビウ
ム含有は、0.38％に過ぎない。 実施例 ３ ニオビウムを含まない、チタニウムバツチ
（バツチＦ）からの標本が、熱間圧延され、1.27
mmの厚さまで冷間圧延され、そして1058℃および
1093℃の温度で焼鈍された。このバツチの化学的
成分は表に示す通りである。
【表】
各標本は、84Kg／cm2の負荷のもと、871℃の温
度で、１％までのクリープ寿命について試験され
た。その結果は表に示す通りである。
度で、１％までのクリープ寿命について試験され
た。その結果は表に示す通りである。
【表】
表からは、チタニウムは、ニオビウム程に
は、クリープ寿命を引伸ばさないこと明かであ
る。87Kg／cm2の負荷の場合、871℃における、１
％伸びに対する最長のクリープ寿命は、0.62％の
チタニウムを含有しているに拘らず、21時間に過
ぎなかつた。他方において、夫々、0.14および
0.26％の、夫々のチタニウム含有を有するニオビ
ウム含有バツチＡおよびＢは、160時間以上のク
リープ寿命を得ている（実施例１参照）。 実施例 ４ ４バツチ（Ｇ、Ｈ、Ｉ、Ｊ）からの標本が熱間
圧延され、1.27mm厚まで冷間圧延され、1045およ
び1129℃の温度で焼鈍された。表には上記各バ
ツチの化学的成分が示されている。
は、クリープ寿命を引伸ばさないこと明かであ
る。87Kg／cm2の負荷の場合、871℃における、１
％伸びに対する最長のクリープ寿命は、0.62％の
チタニウムを含有しているに拘らず、21時間に過
ぎなかつた。他方において、夫々、0.14および
0.26％の、夫々のチタニウム含有を有するニオビ
ウム含有バツチＡおよびＢは、160時間以上のク
リープ寿命を得ている（実施例１参照）。 実施例 ４ ４バツチ（Ｇ、Ｈ、Ｉ、Ｊ）からの標本が熱間
圧延され、1.27mm厚まで冷間圧延され、1045およ
び1129℃の温度で焼鈍された。表には上記各バ
ツチの化学的成分が示されている。
【表】
上記標本は84Kg／cm2の負荷のもと、871℃の温
度における、１％の伸びまでのクリープ寿命に対
して試験された。その試験結果は表に示されて
いる。
度における、１％の伸びまでのクリープ寿命に対
して試験された。その試験結果は表に示されて
いる。
【表】
表からはバツチＧおよびＨからの標本が、約
161時間或いはそれ以上の、84Kg／cm2の負荷のも
と、871℃における、１％までのクリープ寿命が
あつたこと、およびバツチＩおよびＪからの標本
が、クリープ寿命が著しく短かいことが注目され
る。ＧおよびＨからの標本は、本発明によつて処
理されたが、ＩおよびＪからの標本は、然らざる
ものであることが重要である。ＧおよびＨからの
標本は、1.15％以下の実効ニオビウム含有を有し
たが、ＩおよびＪからの標本は、1.15％以上の実
効ニオビウム含有を有した。本発明に属する合金
は0.63乃至1.15％の実効ニオビウムを含む。 実施例 ５ バツチＡ乃至Ｊからの標本が熱間圧延され、
1.27mmの厚さまで冷間圧延されて、1011乃至1021
℃の温度で焼鈍された。然る後諸標本が、84Kg／
cm2の負荷のもと、871℃において１％までのクリ
ープ寿命に対して試験された。試験結果は表に
示す通りである。
161時間或いはそれ以上の、84Kg／cm2の負荷のも
と、871℃における、１％までのクリープ寿命が
あつたこと、およびバツチＩおよびＪからの標本
が、クリープ寿命が著しく短かいことが注目され
る。ＧおよびＨからの標本は、本発明によつて処
理されたが、ＩおよびＪからの標本は、然らざる
ものであることが重要である。ＧおよびＨからの
標本は、1.15％以下の実効ニオビウム含有を有し
たが、ＩおよびＪからの標本は、1.15％以上の実
効ニオビウム含有を有した。本発明に属する合金
は0.63乃至1.15％の実効ニオビウムを含む。 実施例 ５ バツチＡ乃至Ｊからの標本が熱間圧延され、
1.27mmの厚さまで冷間圧延されて、1011乃至1021
℃の温度で焼鈍された。然る後諸標本が、84Kg／
cm2の負荷のもと、871℃において１％までのクリ
ープ寿命に対して試験された。試験結果は表に
示す通りである。
【表】
表からは871℃における、84Kg／cm2の負荷の
もとで、160時間の、１％の伸びに対するクリー
プ寿命を有したものがないことが注目される。標
本の或るものが、0.63乃至1.15％の実効ニオビウ
ム含有を有したにも拘らず、本発明によつて処理
されたものはない。その中の一つも、少くとも
1038℃で焼鈍されたものはない。 実施例 ６ バツチＧ、ＨおよびＩからの標本が、熱間圧延
され、1.27mm厚まで冷間圧延さぜ、そして1011乃
至1129℃の温度で焼鈍された。焼鈍された標本
が、粒子サイズに関して検討された。その結果は
表に示されている。
もとで、160時間の、１％の伸びに対するクリー
プ寿命を有したものがないことが注目される。標
本の或るものが、0.63乃至1.15％の実効ニオビウ
ム含有を有したにも拘らず、本発明によつて処理
されたものはない。その中の一つも、少くとも
1038℃で焼鈍されたものはない。 実施例 ６ バツチＧ、ＨおよびＩからの標本が、熱間圧延
され、1.27mm厚まで冷間圧延さぜ、そして1011乃
至1129℃の温度で焼鈍された。焼鈍された標本
が、粒子サイズに関して検討された。その結果は
表に示されている。
【表】
【表】
表からは、1088℃以上の温度で焼鈍された標
本は殆ど総ての粒子が、略々ASTMNo.５或いは
それより微細であるような組織を持つものはな
く、そして1088℃以下の温度で焼鈍された標本が
そのような特徴を有することが注目される。上に
詳述したように、焼鈍後冷間成形さるべき鋼は、
1088℃以上の温度で焼鈍されてはならない。冷間
成形可能度に対して有害な、過度の粒子の成長
は、よりい温度において起る。 実施例 ７ ５つのバツチ（ＡおよびＫ乃至Ｎ）からの標本
が、熱間圧延され、1.27mmの厚さまで冷間圧延さ
れて、1066℃或いは1092℃の温度で焼鈍された。
各バツチの化学的成分は表XIに示されている。
本は殆ど総ての粒子が、略々ASTMNo.５或いは
それより微細であるような組織を持つものはな
く、そして1088℃以下の温度で焼鈍された標本が
そのような特徴を有することが注目される。上に
詳述したように、焼鈍後冷間成形さるべき鋼は、
1088℃以上の温度で焼鈍されてはならない。冷間
成形可能度に対して有害な、過度の粒子の成長
は、よりい温度において起る。 実施例 ７ ５つのバツチ（ＡおよびＫ乃至Ｎ）からの標本
が、熱間圧延され、1.27mmの厚さまで冷間圧延さ
れて、1066℃或いは1092℃の温度で焼鈍された。
各バツチの化学的成分は表XIに示されている。
【表】
各バツチは、84Kg／cm2の負荷のもと、871℃の
温度での１％の伸びまでの、クリープ寿命に対し
て、試験された。試験結果は表XIIに示す通りであ
る。
温度での１％の伸びまでの、クリープ寿命に対し
て、試験された。試験結果は表XIIに示す通りであ
る。
【表】
表XIIからは総ての標本が、84Kg／cm2の負荷のも
と、871℃の温度での１％の伸びまでに160時間以
上の寿命を保つたことが注目される。各標本が本
発明の制限以内で処理されたことが肝要である。
総ての標本が、上記の0.63乃至1.15％以内の実効
ニオビウム含有を有し、そして何れも1038℃以上
の温度で焼鈍された。バツチＫ乃至Ｎは、それ等
が種々の量のアルミニウムを含む点で、バツチＡ
と異つている。上述のように、その酸化に対する
耐性を増進するには本発明の合金へ５％までのア
ルミニウムを添加すれば宜しい。
と、871℃の温度での１％の伸びまでに160時間以
上の寿命を保つたことが注目される。各標本が本
発明の制限以内で処理されたことが肝要である。
総ての標本が、上記の0.63乃至1.15％以内の実効
ニオビウム含有を有し、そして何れも1038℃以上
の温度で焼鈍された。バツチＫ乃至Ｎは、それ等
が種々の量のアルミニウムを含む点で、バツチＡ
と異つている。上述のように、その酸化に対する
耐性を増進するには本発明の合金へ５％までのア
ルミニウムを添加すれば宜しい。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 84Kg／cm2の負荷のもとで、871℃において、
クリープ寿命を測定したとき、１％伸びを生ずる
までに少なくとも160時間を要するフエライトス
テンレス鋼であつて、本質的に重量比で表わされ
る、0.1％までの炭素と、0.05％までの窒素と、
11乃至20％のクロームと、５％までのアルミニウ
ムと、５％までのモリブデンと、1.5％までのマ
ンガンと、1.5％までのシリコンと、0.5％までの
ニツケルと、0.5％までの銅と、0.6％までのチタ
ニウムと、下式で算出される量のニオビウムを含
み、残部が実質的に鉄であるフエライトステンレ
ス鋼： wt％eff.Nb＝0.63〜1.15wt％ ただし Ａ＝wt％Ti／47.90−（wt％Ｎ／14.01＋wt％Ｃ／12
.01）≧０の 場合 wt％eff.Nb＝wt％Nb Ａ＜０の場合 wt％eff.Nb＝92.91（wt％Nb／92.91＋Ａ） ２ 0.03％までの炭素を含む、特許請求の範囲第
１項に記載のフエライトステンレス鋼。 ３ 0.03％までの窒素を含む、特許請求の範囲第
１項に記載のフエライトステンレス鋼。 ４ 0.5乃至4.5％のアルミニウムを含む特許請求
の範囲第１項に記載のフエライトステンレス鋼。 ５ 2.5％までのモリブデンを含む特許請求の範
囲第１項に記載のフエライトステンレス鋼。 ６ 84Kg／cm2の負荷のもとで、871℃においてク
リープ寿命を測定したとき、１％の伸びを生ずる
までに少なくとも250時間を要する、特許請求の
範囲第１項に記載のフエライトステンレス鋼。 ７ 前記鋼が、殆ど総ての粒子の、略々ASTM
No.５或いはより微細な組織を特徴とする特許請求
の範囲第１項に記載のフエライトステンレス鋼。 ８ 84Kg／cm2の負荷のもとで、871℃においてク
リープ寿命を測定したとき、１％伸びを生ずるま
でに少なくとも160時間を要するフエライトステ
ンレス鋼の製造方法であつて、本質的に重量比で
表わされる、0.1％までの炭素と、0.05％までの
窒素と、11乃至20％のクロームと、５％までのア
ルミニウムと、５％までのモリブデンと、1.5％
までのマンガンと、1.5％までのシリコンと、0.5
％までのニツケルと、0.5％までの銅と、0.6％ま
でのチタニウムと、下式で算出される量のニオビ
ウムを含み、残部が実質的に鉄である組成物を鋳
造し、少なくとも1038℃の温度で焼鈍する工程を
含むフエライトステンレス鋼の製造方法： wt％eff.Nb＝0.63〜1.15wt％ ただし Ａ＝wt％Ti／47.90−（wt％Ｎ／14.01＋wt％Ｃ／12
.01）≧０の 場合 wt％eff.Nb＝wt％Nb Ａ＜０の場合 wt％eff.Nb＝92.91（wt％Nb／92.91＋Ａ） ９ 前記鋼が0.03％までの炭素を含んでいる特許
請求の範囲第８項に記載の方法。 １０ 前記鋼が0.03％までの窒素を含んでいる特
許請求の範囲第８項に記載の方法。 １１ 前記鋼が0.5乃至4.5％のアルミニウムを含
んでいる特許請求の範囲第８項に記載の方法。 １２ 前記鋼が2.5％までのモリブデンを含んで
いる特許請求の範囲第８項に記載の方法。 １３ 前記鋼が10秒乃至10分間、少くとも1038℃
の温度で焼鈍される特許請求の範囲第８項に記載
の方法。 １４ 前記鋼が、1038℃乃至1088℃の温度で焼鈍
される特許請求の範囲第８項に記載の方法。
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US06/062,821 US4286986A (en) | 1979-08-01 | 1979-08-01 | Ferritic stainless steel and processing therefor |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1078761A Division JPH0222441A (ja) | 1979-08-01 | 1989-03-31 | フェライトステンレス鋼及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5623258A JPS5623258A (en) | 1981-03-05 |
| JPH0141694B2 true JPH0141694B2 (ja) | 1989-09-07 |
Family
ID=22045042
Family Applications (2)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10634880A Granted JPS5623258A (en) | 1979-08-01 | 1980-08-01 | Ferrite stainless steel and its manufacture |
| JP1078761A Pending JPH0222441A (ja) | 1979-08-01 | 1989-03-31 | フェライトステンレス鋼及びその製造方法 |
Family Applications After (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1078761A Pending JPH0222441A (ja) | 1979-08-01 | 1989-03-31 | フェライトステンレス鋼及びその製造方法 |
Country Status (6)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4286986A (ja) |
| EP (1) | EP0024124B1 (ja) |
| JP (2) | JPS5623258A (ja) |
| BR (1) | BR8004617A (ja) |
| CA (1) | CA1170480A (ja) |
| DE (1) | DE3066834D1 (ja) |
Families Citing this family (23)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4286986A (en) * | 1979-08-01 | 1981-09-01 | Allegheny Ludlum Steel Corporation | Ferritic stainless steel and processing therefor |
| JPS56123327A (en) * | 1980-02-29 | 1981-09-28 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Production of highly formable ferritic stainless steel sheet of good surface characteristic |
| US4331474A (en) * | 1980-09-24 | 1982-05-25 | Armco Inc. | Ferritic stainless steel having toughness and weldability |
| JPS5877743A (ja) * | 1981-11-02 | 1983-05-11 | Hitachi Ltd | ニオビウムを含有する合金鋼の造塊法 |
| US4417921A (en) * | 1981-11-17 | 1983-11-29 | Allegheny Ludlum Steel Corporation | Welded ferritic stainless steel article |
| US4661169A (en) * | 1982-04-12 | 1987-04-28 | Allegheny Ludlum Corporation | Producing an iron-chromium-aluminum alloy with an adherent textured aluminum oxide surface |
| US4414023A (en) * | 1982-04-12 | 1983-11-08 | Allegheny Ludlum Steel Corporation | Iron-chromium-aluminum alloy and article and method therefor |
| DE3480602D1 (de) * | 1983-12-12 | 1990-01-04 | Armco Advanced Materials | Warmfester ferritischer stahl. |
| JPS63268592A (ja) * | 1987-04-27 | 1988-11-07 | Toyota Motor Corp | フエライト系溶接材料 |
| US4834808A (en) * | 1987-09-08 | 1989-05-30 | Allegheny Ludlum Corporation | Producing a weldable, ferritic stainless steel strip |
| 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 |
| WO1993021356A1 (fr) * | 1992-04-09 | 1993-10-28 | Nippon Steel Corporation | Acier inoxydable ferritique a resistance excellente a l'alteration saline a temperature elevee et a resistance aux temperatures elevees |
| US5578265A (en) * | 1992-09-08 | 1996-11-26 | Sandvik Ab | Ferritic stainless steel alloy for use as catalytic converter material |
| ZA95523B (en) * | 1994-02-09 | 1995-10-02 | Allegheny Ludium Corp | Creep resistant iron-chromium-aluminum alloy substantially free of molybdenum |
| CN1049699C (zh) * | 1994-04-21 | 2000-02-23 | 川崎制铁株式会社 | 汽车排气材料用的热轧铁素体钢 |
| JPH08176750A (ja) * | 1994-12-28 | 1996-07-09 | Nippon Steel Corp | ベローズ加工用フェライト系ステンレス鋼 |
| US5830291C1 (en) * | 1996-04-19 | 2001-05-22 | J & L Specialty Steel Inc | Method for producing bright stainless steel |
| US6641780B2 (en) | 2001-11-30 | 2003-11-04 | Ati Properties Inc. | Ferritic stainless steel having high temperature creep resistance |
| US8158057B2 (en) | 2005-06-15 | 2012-04-17 | Ati Properties, Inc. | Interconnects for solid oxide fuel cells and ferritic stainless steels adapted for use with solid oxide fuel cells |
| US7842434B2 (en) | 2005-06-15 | 2010-11-30 | Ati Properties, Inc. | Interconnects for solid oxide fuel cells and ferritic stainless steels adapted for use with solid oxide fuel cells |
| US7981561B2 (en) | 2005-06-15 | 2011-07-19 | Ati Properties, Inc. | Interconnects for solid oxide fuel cells and ferritic stainless steels adapted for use with solid oxide fuel cells |
| JP6083567B2 (ja) * | 2013-04-25 | 2017-02-22 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 耐酸化性および高温クリープ強度に優れたフェライト系ステンレス鋼 |
| CN103643157B (zh) * | 2013-11-26 | 2015-11-18 | 攀钢集团江油长城特殊钢有限公司 | 一种含铜铁素体不锈钢盘元及其制造方法 |
Family Cites Families (21)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US2191790A (en) * | 1938-05-07 | 1940-02-27 | Electro Metallurg Co | Steels and electrical resistance elements |
| US2183715A (en) * | 1938-05-21 | 1939-12-19 | Electro Metallurg Co | Corrosion resistant steel alloy |
| US2905577A (en) * | 1956-01-05 | 1959-09-22 | Birmingham Small Arms Co Ltd | Creep resistant chromium steel |
| US2965479A (en) * | 1959-01-26 | 1960-12-20 | Universal Cyclops Steel Corp | Non-ridging stainless steels |
| US3183080A (en) * | 1961-11-21 | 1965-05-11 | Universal Cyclops Steel Corp | Stainless steels and products thereof |
| US3389991A (en) * | 1964-12-23 | 1968-06-25 | Armco Steel Corp | Stainless steel and method |
| US3499802A (en) * | 1966-05-04 | 1970-03-10 | Sandvikens Jernverks Ab | Ferritic,martensitic and ferriteaustenitic chromium steels with reduced tendency to 475 c.-embrittlement |
| US3650731A (en) * | 1969-01-31 | 1972-03-21 | Allegheny Ludlum Steel | Ferritic stainless steel |
| US3926685A (en) * | 1969-06-03 | 1975-12-16 | Andre Gueussier | Semi-ferritic stainless manganese steel |
| US3759705A (en) * | 1971-06-10 | 1973-09-18 | Armco Steel Corp | Chromium containing alloy steel and articles |
| JPS4841918A (ja) * | 1971-10-04 | 1973-06-19 | ||
| AT341561B (de) * | 1972-04-14 | 1978-02-10 | Nyby Bruk Ab | Verwendung eines stahles fur die herstellung von langzeitig mit heisswasser in beruhrung stehenden gegenstanden |
| JPS5114811A (ja) * | 1974-07-29 | 1976-02-05 | Nippon Steel Corp | Kojinseifueraitokeisutenresuko |
| US3936323A (en) * | 1975-01-13 | 1976-02-03 | Allegheny Ludlum Industries, Inc. | Method for producing ferritic stainless steel having high anisotropy |
| US3997373A (en) * | 1975-01-13 | 1976-12-14 | Allegheny Ludlum Industries, Inc. | Ferritic stainless steel having high anisotropy |
| JPS5188413A (en) * | 1975-02-01 | 1976-08-03 | Kotaishokuseifueraitosutenresuko | |
| JPS5241113A (en) * | 1975-09-30 | 1977-03-30 | Nippon Steel Corp | Ferritic stainless steel having high toughness and high corrosion resi stance |
| US4055416A (en) * | 1976-01-21 | 1977-10-25 | The United States Of America As Represented By The Administrator Of The National Aeronautics And Space Administration | Tantalum modified ferritic iron base alloys |
| US4087287A (en) * | 1977-04-15 | 1978-05-02 | The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Interior | Method for providing ferritic-iron-based alloys |
| US4286986A (en) * | 1979-08-01 | 1981-09-01 | Allegheny Ludlum Steel Corporation | Ferritic stainless steel and processing therefor |
| JPS62263922A (ja) * | 1986-05-09 | 1987-11-16 | Japan Casting & Forging Corp | 鍛鋼の製造法 |
-
1979
- 1979-08-01 US US06/062,821 patent/US4286986A/en not_active Expired - Lifetime
-
1980
- 1980-07-15 CA CA000356236A patent/CA1170480A/en not_active Expired
- 1980-07-22 DE DE8080302481T patent/DE3066834D1/de not_active Expired
- 1980-07-22 EP EP80302481A patent/EP0024124B1/en not_active Expired
- 1980-07-24 BR BR8004617A patent/BR8004617A/pt unknown
- 1980-08-01 JP JP10634880A patent/JPS5623258A/ja active Granted
-
1989
- 1989-03-31 JP JP1078761A patent/JPH0222441A/ja active Pending
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US4286986A (en) | 1981-09-01 |
| BR8004617A (pt) | 1981-04-28 |
| DE3066834D1 (en) | 1984-04-12 |
| JPS5623258A (en) | 1981-03-05 |
| EP0024124A1 (en) | 1981-02-25 |
| EP0024124B1 (en) | 1984-03-07 |
| CA1170480A (en) | 1984-07-10 |
| JPH0222441A (ja) | 1990-01-25 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JPH0141694B2 (ja) | ||
| WO2000036174A1 (en) | Corrosion resistant austenitic stainless steel | |
| US3953201A (en) | Ferritic stainless steel | |
| JPWO2019189871A1 (ja) | 二相ステンレスクラッド鋼板およびその製造方法 | |
| US2809139A (en) | Method for heat treating chromium base alloy | |
| JP2004503677A (ja) | スチール合金、プラスチック成形工具及びプラスチック成形工具用の強靭焼入れブランク | |
| CA1149646A (en) | Austenitic stainless corrosion-resistant alloy | |
| US4798634A (en) | Corrosion resistant wrought stainless steel alloys having intermediate strength and good machinability | |
| WO1992003584A1 (en) | Controlled thermal expansion alloy and article made therefrom | |
| US5254184A (en) | Corrosion resistant duplex stainless steel with improved galling resistance | |
| JPH0124220B2 (ja) | ||
| JPH0598391A (ja) | 析出硬化型高強度非磁性ステンレス鋼 | |
| JP3251648B2 (ja) | 析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法 | |
| JPH04504140A (ja) | フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法 | |
| JP7727222B2 (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼およびオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法 | |
| JP3777421B2 (ja) | 高クロムフェライト耐熱鋼 | |
| US4481033A (en) | High Mn-Cr non-magnetic steel | |
| CA2355109C (en) | Corrosion resistant austenitic stainless steel | |
| WO1987004731A1 (en) | Corrosion resistant stainless steel alloys having intermediate strength and good machinability | |
| KR100215727B1 (ko) | 시그마상 형성이 억제된 고내식성 듀플렉스 스테인리스강 | |
| CN116547402A (zh) | 具有优异的热加工性的高强度奥氏体不锈钢 | |
| US5951788A (en) | Superconducting high strength stainless steel magnetic component | |
| JPH0788556B2 (ja) | 高耐力・高耐食性２相ステンレス鋳鋼 | |
| JP2664499B2 (ja) | クリープ破断特性のすぐれたＮｉ―Ｃｒオーステナイト系ステンレス鋼 | |
| JPH06256911A (ja) | 冷間における加工若しくは変形後の耐硝酸腐食性に優れたオーステナイトステンレス鋼 |