JPH02175843A - 高温特性に優れたフェライト系ステンレス鋼 - Google Patents
高温特性に優れたフェライト系ステンレス鋼Info
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- JPH02175843A JPH02175843A JP32945288A JP32945288A JPH02175843A JP H02175843 A JPH02175843 A JP H02175843A JP 32945288 A JP32945288 A JP 32945288A JP 32945288 A JP32945288 A JP 32945288A JP H02175843 A JPH02175843 A JP H02175843A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
この発明は、高温での耐酸化性、サグ抵抗に代表される
クリープ特性および耐粗粒化性（高温使用時に粒成長し
ないこと）等の高温特性に対する要求の強い石油燃焼機
器や自動車排気系装置などの用途に用いて好適なフェラ
イト系ステンレス鋼に関するものである。
クリープ特性および耐粗粒化性（高温使用時に粒成長し
ないこと）等の高温特性に対する要求の強い石油燃焼機
器や自動車排気系装置などの用途に用いて好適なフェラ
イト系ステンレス鋼に関するものである。
（従来の技術）
従来、耐熱・耐酸化性材料としては、フェライト系ステ
ンレス鋼が使用される場合が多い。
ンレス鋼が使用される場合が多い。
というのは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較べて、 （１）熱膨張率が低い、 （２）他の部品（鋼や鋳物）に対する接合が容易、（３
）繰返し加熱を受けるような環境下での耐酸化性に優れ
ている、 （４）安価である、 などの利点があるからである。
ト系ステンレス鋼に較べて、 （１）熱膨張率が低い、 （２）他の部品（鋼や鋳物）に対する接合が容易、（３
）繰返し加熱を受けるような環境下での耐酸化性に優れ
ている、 （４）安価である、 などの利点があるからである。
しかしながらフェライト系ステンレス鋼はオー１テナイ
ト系ステンレスに較べてクリープ強さが低いためその使
用上限温度も低く、したがって現状では低熱膨張率で高
温での耐酸化性に優れているという利点を十分に活用す
るには至っていない。
ト系ステンレスに較べてクリープ強さが低いためその使
用上限温度も低く、したがって現状では低熱膨張率で高
温での耐酸化性に優れているという利点を十分に活用す
るには至っていない。
例えば日本工業規格（ＪＩＳ）Ｇ４３０５に規定の５Ｕ
Ｓ４３０ＬＸは耐酸化性の良好な温度域においても、ク
リープ強さを評価するサグ抵抗が劣化する傾向にあり、
又粗粒化の傾向も著しい。
Ｓ４３０ＬＸは耐酸化性の良好な温度域においても、ク
リープ強さを評価するサグ抵抗が劣化する傾向にあり、
又粗粒化の傾向も著しい。
（発明が解決しようとする課題）
そこでこの発明は、優れた耐酸化性を維持しつつ、クリ
ープ特性および耐粗粒化性の高温特性を大幅に向上させ
ることによって、より高温域での使用に耐えるフェライ
ト系ステンレス鋼を提供しようとするものである。
ープ特性および耐粗粒化性の高温特性を大幅に向上させ
ることによって、より高温域での使用に耐えるフェライ
ト系ステンレス鋼を提供しようとするものである。
（課題を解決するための手段）
さて一般にクリープ特性を向上させるには、炭窒化物の
析出に関係するＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、ＣおよびＮｌを増加
させればよいと言われている。しかしながら一般にＪＩ
Ｓ Ｇ４３０５の如く、ＴｉとＮｂを対等のものとして
扱っているように、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ等の差違について
述べてはいない。さらにクリープ強さの向上にＣが寄与
することが、特開昭４８−９９０２３号公報に記載され
ている。しかしながら、発明者らは９５０°Ｃ程度の高
温においては、Ｔｉ、Ｚｒ等は効果がなく、Ｎｂでしか
クリープ特性を改善できないことを新規に見出し、さら
に、むしろＣ量の低い方がクリープ特性すなわちサグ抵
抗が向上するという、従来の知見とは異なる現象を見出
した。かような新規な知見を元に、広範な成分の見直し
を行った結果、従来にない高温特性に優れたフェライト
系ステンレス鋼を完成するに至った。
析出に関係するＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、ＣおよびＮｌを増加
させればよいと言われている。しかしながら一般にＪＩ
Ｓ Ｇ４３０５の如く、ＴｉとＮｂを対等のものとして
扱っているように、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ等の差違について
述べてはいない。さらにクリープ強さの向上にＣが寄与
することが、特開昭４８−９９０２３号公報に記載され
ている。しかしながら、発明者らは９５０°Ｃ程度の高
温においては、Ｔｉ、Ｚｒ等は効果がなく、Ｎｂでしか
クリープ特性を改善できないことを新規に見出し、さら
に、むしろＣ量の低い方がクリープ特性すなわちサグ抵
抗が向上するという、従来の知見とは異なる現象を見出
した。かような新規な知見を元に、広範な成分の見直し
を行った結果、従来にない高温特性に優れたフェライト
系ステンレス鋼を完成するに至った。
すなわちこの発明は、
Ｃ：０．０２ｗｔ！２ｗｔ
Ｘ以下：０．７ｗｔ２以下、
Ｍｎ ； ０，８ｗｔ％以下、
Ｃｒ ：１５〜２０ｗｔχおよび
Ｎ ：０．００５〜０．０１５ｗｔχ
を含み、さらにＮｂ：０．５〜１．０ｉｖｔＸでかツＮ
ｂ／Ｃ≧５０を満足する範囲にて含有し、残部はＦｅお
よび不可避的不純物からなことを特徴とする特許 たフェライト系ステンレス鋼（第１発明）およびＭｏ
： ０．５ｗｔＸ以下および Ｂ ： ０．００５圓Ｌχ以下 のうちから選ばれる１種または２種をさらに含有するこ
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（第２発明）である。
ｂ／Ｃ≧５０を満足する範囲にて含有し、残部はＦｅお
よび不可避的不純物からなことを特徴とする特許 たフェライト系ステンレス鋼（第１発明）およびＭｏ
： ０．５ｗｔＸ以下および Ｂ ： ０．００５圓Ｌχ以下 のうちから選ばれる１種または２種をさらに含有するこ
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（第２発明）である。
（作 用）
次に各成分組成範囲を限定した理由を説明する。
Ｃ：０．０２Ｗｔχ（以下単にχと示す）以下Ｃは溶接
性を悪化させるために掻力抑制する必要があり、その上
限を０．０２とした。
性を悪化させるために掻力抑制する必要があり、その上
限を０．０２とした。
Ｓｉ： ０．７Ｘ以下
Ｓｉは耐酸化性の向上に有効であるが、０．７χを越え
ると、じん性および加工性を低下させるため上限を０．
７χとした。
ると、じん性および加工性を低下させるため上限を０．
７χとした。
Ｍｎ： ０．８Ｘ以下
Ｍｎは高温強度を高める上で有効であるが、０．８χを
越えると、耐酸化性を劣化させるため上限を０。
越えると、耐酸化性を劣化させるため上限を０。
８χとした。
Ｃｒ：１５ 〜２０χ
Ｃｒは耐酸化性を付与する主要元素であるが、１５χ未
満では９００゜Ｃ〜１０００゜Ｃにおいて特性が十分に
発揮されないので下限を１５χとした。一方２０χを超
えるとじん性および加工性の劣化が激しくなるため２０
χを上限とした。
満では９００゜Ｃ〜１０００゜Ｃにおいて特性が十分に
発揮されないので下限を１５χとした。一方２０χを超
えるとじん性および加工性の劣化が激しくなるため２０
χを上限とした。
Ｎ：０．００５〜０．０１５χ
ＮはＮｂと窒化物を一形成し、サグ抵抗を向上させる元
素で、表１に示すように、ほぼｏ．ｏｏｓｘを境にＮｌ
ｌの増加とともにサグ抵抗性が向上しかつ結晶粒の粗大
化も抑制されるため０．００５χを下限とした。
素で、表１に示すように、ほぼｏ．ｏｏｓｘを境にＮｌ
ｌの増加とともにサグ抵抗性が向上しかつ結晶粒の粗大
化も抑制されるため０．００５χを下限とした。
一方Ｎの含有が０．０１５χをこえるとＮｂ窒化物が多
量に生成して清浄度の低下を来たし加工性が低下するた
め、上限は０．０１５χとした。
量に生成して清浄度の低下を来たし加工性が低下するた
め、上限は０．０１５χとした。
なお表１に示した実験の供試材はＣ５０．０２χｂ
一≧５０， Ｎｂ２Ｏ．５χを満足した成分に対し、Ｎ
含量を種々に変化させたものである。
含量を種々に変化させたものである。
またサグ抵抗の測定はいわゆる自重によるクリープ試験
の１種で、第３図（ａ）に示すジグ１に同図（ｂ）に示
す試験片２をかけわたし、１００時間後の垂れ下がり量
（同図（ｃ）参照）を測定して、この測定値が５０ｎｎ
以内の場合は良好（０）と判定した。
の１種で、第３図（ａ）に示すジグ１に同図（ｂ）に示
す試験片２をかけわたし、１００時間後の垂れ下がり量
（同図（ｃ）参照）を測定して、この測定値が５０ｎｎ
以内の場合は良好（０）と判定した。
このサグ試験後の粒度測定は、ＪＩＳ ＧＯ５５２切断
法を用いた。
法を用いた。
さらに加工性の指標として行った破断伸びは、ＪＩＳ
１３号引張試験片に加工した後引張試験（ＪＩＳＺ２２
４１）に供して、伸びが２５％以上の場合は良好（○）
と判定した。
１３号引張試験片に加工した後引張試験（ＪＩＳＺ２２
４１）に供して、伸びが２５％以上の場合は良好（○）
と判定した。
表 １
Ｎｂ：０．５〜１．０χかつＮｂ／Ｃ≧５ＯＮｂはサグ
抵抗を向上するのに第１図に示すように、５０×Ｃ以上
必要であり、かつ第２図に示すように、高趨長時間の加
熱後の結晶粗大化を防ぐには、Ｎｂ絶対量として０．５
％以上必要である。一方多量の含有は加工性を劣化させ
ることから上限をｌχとした。なお第１図はＣ，ＮＩＪ
Ｉを種々に変化させた供試材に、９５０°Ｃで１００時
間のサグ抵抗試験を行った結果を、第２図は同様の供試
材を９８０°Ｃで１００時間加熱後に粒度測定を行った
結果をそれぞれ示す。なお図中の符号は後述の表２に対
応する。
抵抗を向上するのに第１図に示すように、５０×Ｃ以上
必要であり、かつ第２図に示すように、高趨長時間の加
熱後の結晶粗大化を防ぐには、Ｎｂ絶対量として０．５
％以上必要である。一方多量の含有は加工性を劣化させ
ることから上限をｌχとした。なお第１図はＣ，ＮＩＪ
Ｉを種々に変化させた供試材に、９５０°Ｃで１００時
間のサグ抵抗試験を行った結果を、第２図は同様の供試
材を９８０°Ｃで１００時間加熱後に粒度測定を行った
結果をそれぞれ示す。なお図中の符号は後述の表２に対
応する。
次に第２発明においてさらに含有させる成分の限定理由
について述べる。
について述べる。
Ｍｏ： ０．５％以下
Ｍｏは地鉄に固溶しフェライト地を強化し、サグ抵抗お
よび耐粗粒化性に寄与する元素であるが、高価であるた
め上限を０．５χとした。
よび耐粗粒化性に寄与する元素であるが、高価であるた
め上限を０．５χとした。
Ｂ： ０．００５％以下
ＢもＭｏ同様フェライト地を強化するのに有効であるが
、じん性を低下させるため上限を０．００５χとした。
、じん性を低下させるため上限を０．００５χとした。
（実施例）
以下実施例によりこの発明の詳細な説明する。
表２中に示した化学成分を有するフェライト系ステンレ
ス鋼を熱間圧延、焼鈍、そして冷間圧延し、１．５ ｍ
ｍ厚とし、９５０″Ｃの仕上げ焼鈍を行った後、サグ抵
抗試験、繰り返し酸化試験、サグ試験後の粒度（Ｎｏ）
および９８０″Ｃ１００時間加熱後の粒度（Ｎｏ）をそ
れぞれ調べた。その結果を表３に示す。
ス鋼を熱間圧延、焼鈍、そして冷間圧延し、１．５ ｍ
ｍ厚とし、９５０″Ｃの仕上げ焼鈍を行った後、サグ抵
抗試験、繰り返し酸化試験、サグ試験後の粒度（Ｎｏ）
および９８０″Ｃ１００時間加熱後の粒度（Ｎｏ）をそ
れぞれ調べた。その結果を表３に示す。
なお繰り返し酸化試験は３０分間加熱して１５分間冷却
するサイクルを５００回行って、酸化増量を測定して評
価した。
するサイクルを５００回行って、酸化増量を測定して評
価した。
比較鋼として（Ｎα１７．１Ｂ）Ｔｉ入り、Ｚｒ入りで
かつＣを低めた鋼を示すが、表３かられかるようにＴｉ
。
かつＣを低めた鋼を示すが、表３かられかるようにＴｉ
。
Ｚｒを高め、Ｃを低めてもサグ抵抗及び耐粗粒化性を向
上させることができないことがわかる。
上させることができないことがわかる。
表３から明らかなように、この発明に従う鋼はすべて第
１図のＣ，Ｎｂの関係を満たし、９５０°Ｃでのサグ抵
抗およびサグ試験後の粒径の増大もほとんどなかった。
１図のＣ，Ｎｂの関係を満たし、９５０°Ｃでのサグ抵
抗およびサグ試験後の粒径の増大もほとんどなかった。
これに対して比較材Ｎ０１４〜６はＮｂが０．５％以上
であるため、９８０°ｃ ｉｏｏ時間加熱後の粒径の増
大はＮｂ 少ないが、５０＞ であるため、サグ抵抗は劣っ
ていた。このようにＮｂのみで高温特性を改善すること
はできず、通常の概念とは逆に、Ｎｂによっで決まるあ
るｌ）ｎ算値よりＣを下げることによってはじめてサグ
抵抗を改善され、高温での使用が可能となる。
であるため、９８０°ｃ ｉｏｏ時間加熱後の粒径の増
大はＮｂ 少ないが、５０＞ であるため、サグ抵抗は劣っ
ていた。このようにＮｂのみで高温特性を改善すること
はできず、通常の概念とは逆に、Ｎｂによっで決まるあ
るｌ）ｎ算値よりＣを下げることによってはじめてサグ
抵抗を改善され、高温での使用が可能となる。
Ｎｂ
又、Ｎα１６はＣ５０，０２χ、 ≧５０および
Ｎｂ２Ｏ ０，５を満たしているが、Ｎ ＜０．００５χであるた
め、第１図および表３に示した如く、サグ抵抗が劣化、
又結晶粒も粗大化する。
Ｎｂ２Ｏ ０，５を満たしているが、Ｎ ＜０．００５χであるた
め、第１図および表３に示した如く、サグ抵抗が劣化、
又結晶粒も粗大化する。
さらに表３に示したように、Ｎα７．１０はＣ≦ｂ
Ｏ００２χ、５０≦ −１Ｎｂ≧０．５％を満たすため
、９５０°Ｃでのサグ抵抗は良好であり、又９８０°Ｃ
１００時間加熱後の粒成長も少なく良好であるが、Ｎが
０．０１５ｚを越えるため、又はＮｂが１．０χを越え
るため、室温での加工性（破断伸び）が低く、実用に耐
えない。
、９５０°Ｃでのサグ抵抗は良好であり、又９８０°Ｃ
１００時間加熱後の粒成長も少なく良好であるが、Ｎが
０．０１５ｚを越えるため、又はＮｂが１．０χを越え
るため、室温での加工性（破断伸び）が低く、実用に耐
えない。
Ｎｏを０．４１χ含有したＮ［１１３は、Ｍｏを含有し
ないＮｏ。
ないＮｏ。
１２に対して粒度Ｎαが大きく、粒成長を大きく防ぐ効
果がある。同様にＢ入りのＮα１４もＢを含有しないＮ
ＣＬ１２に対してその効果が認められ、特にＢ、Ｍｏ複
合金有の場合（Ｎα１５）はＮα１３．１４の単独添加
よりも大きな効果があることがわかる。
果がある。同様にＢ入りのＮα１４もＢを含有しないＮ
ＣＬ１２に対してその効果が認められ、特にＢ、Ｍｏ複
合金有の場合（Ｎα１５）はＮα１３．１４の単独添加
よりも大きな効果があることがわかる。
（発明の効果）
Ｎｂ
この発明に従いＣ，Ｎ、Ｎｂおよび の成分バラン
スを調整することによって、サグ抵抗の大幅改良、じん
性劣化の原因となる高温長時間加熱後の粗粒化を防ぐこ
とができ、例えば９００〜１０００°Ｃにおいて使用さ
れる自動車排気系装置等に好適に用いることができる。
スを調整することによって、サグ抵抗の大幅改良、じん
性劣化の原因となる高温長時間加熱後の粗粒化を防ぐこ
とができ、例えば９００〜１０００°Ｃにおいて使用さ
れる自動車排気系装置等に好適に用いることができる。
Ｎｂ
第１図はＣ５０，０２χ、 ≧５０、Ｎｂ＞０．
５％を満たす綱におけるＮ量と、破断伸び、サグ抵抗、
サグ試験後の粒度嵩の関係を示すグラフ、第２図はＮｂ
１ｌと９８０°Ｃ高温長時間加熱後の粒度Ｎｏ、の関係
を示すグラフ、 第３図はサグ試験の説明図である。 第１図
５％を満たす綱におけるＮ量と、破断伸び、サグ抵抗、
サグ試験後の粒度嵩の関係を示すグラフ、第２図はＮｂ
１ｌと９８０°Ｃ高温長時間加熱後の粒度Ｎｏ、の関係
を示すグラフ、 第３図はサグ試験の説明図である。 第１図
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．０２ｗｔ％以下、 Ｓｉ：０．７ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．８ｗｔ％以下、 Ｃｒ：１５〜２０ｗｔ％および Ｎ：０．００５〜０．０１５ｗｔ％ を含み、さらにＮｂ：０．５〜１．０ｗｔ％でかつＮｂ
／Ｃ≧５０を満足する範囲にて含有し、残部はＦｅおよ
び不可避的不純物からなことを特徴とする高温特性に優
れたフェライト系ステンレス鋼。 ２、Ｍｏ：０．５ｗｔ％以下および Ｂ：０．００５ｗｔ％以下 のうちから選ばれる１種または２種をさらに含有するこ
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。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63329452A JPH07116557B2 (ja) | 1988-12-28 | 1988-12-28 | 高温特性に優れたフェライト系ステンレス鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63329452A JPH07116557B2 (ja) | 1988-12-28 | 1988-12-28 | 高温特性に優れたフェライト系ステンレス鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02175843A true JPH02175843A (ja) | 1990-07-09 |
| JPH07116557B2 JPH07116557B2 (ja) | 1995-12-13 |
Family
ID=18221534
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63329452A Expired - Fee Related JPH07116557B2 (ja) | 1988-12-28 | 1988-12-28 | 高温特性に優れたフェライト系ステンレス鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07116557B2 (ja) |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5344420A (en) * | 1976-10-05 | 1978-04-21 | Nippon Steel Corp | Production of ferritic stainless steel sheet with excellent workability |
| JPS53118218A (en) * | 1977-03-25 | 1978-10-16 | Nippon Steel Corp | Stainless steel use in apparatus for purifying automotive exhaust gas |
| JPS648254A (en) * | 1987-06-27 | 1989-01-12 | Nisshin Steel Co Ltd | Manifold steel for automobile engine |
-
1988
- 1988-12-28 JP JP63329452A patent/JPH07116557B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5344420A (en) * | 1976-10-05 | 1978-04-21 | Nippon Steel Corp | Production of ferritic stainless steel sheet with excellent workability |
| JPS53118218A (en) * | 1977-03-25 | 1978-10-16 | Nippon Steel Corp | Stainless steel use in apparatus for purifying automotive exhaust gas |
| JPS648254A (en) * | 1987-06-27 | 1989-01-12 | Nisshin Steel Co Ltd | Manifold steel for automobile engine |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH07116557B2 (ja) | 1995-12-13 |
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