WO2003004714A1 - Acier inoxydable ferritique pour element de debit de gaz d'echappement - Google Patents

Acier inoxydable ferritique pour element de debit de gaz d'echappement Download PDF

Info

Publication number
WO2003004714A1
WO2003004714A1 PCT/JP2002/006768 JP0206768W WO03004714A1 WO 2003004714 A1 WO2003004714 A1 WO 2003004714A1 JP 0206768 W JP0206768 W JP 0206768W WO 03004714 A1 WO03004714 A1 WO 03004714A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
mass
less
steel
stainless steel
temperature
Prior art date
Application number
PCT/JP2002/006768
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Manabu Oku
Yoshitomo Fujimura
Toshirou Nagoya
Original Assignee
Nisshin Steel Co., Ltd.
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 Nisshin Steel Co., Ltd. filed Critical Nisshin Steel Co., Ltd.
Priority to EP02743819A priority Critical patent/EP1413640B1/en
Priority to KR10-2004-7000076A priority patent/KR20040007764A/ko
Priority to US10/482,718 priority patent/US20040170518A1/en
Priority to JP2003510470A priority patent/JP4197492B2/ja
Priority to DE60204323T priority patent/DE60204323T2/de
Publication of WO2003004714A1 publication Critical patent/WO2003004714A1/ja
Priority to US13/042,542 priority patent/US20110176954A1/en
Priority to US13/632,418 priority patent/US20130263979A1/en

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
    • C22C38/02—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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • 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
    • C22C38/04—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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—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
    • 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
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F01—MACHINES OR ENGINES IN GENERAL; ENGINE PLANTS IN GENERAL; STEAM ENGINES
    • F01N—GAS-FLOW SILENCERS OR EXHAUST APPARATUS FOR MACHINES OR ENGINES IN GENERAL; GAS-FLOW SILENCERS OR EXHAUST APPARATUS FOR INTERNAL COMBUSTION ENGINES
    • F01N2530/00—Selection of materials for tubes, chambers or housings
    • F01N2530/02—Corrosion resistive metals
    • F01N2530/04—Steel alloys, e.g. stainless steel

Definitions

  • the present invention is used as an exhaust gas flow path member of various internal combustion engines such as automobiles, such as an exhaust manifold, a front pipe, a center pipe, a catalytic converter outer cylinder, etc., and has heat resistance, low temperature toughness, Related to ferritic stainless steel with excellent weldability. Background art
  • Exhaust gas flow path members of automobiles are exposed to a high-temperature atmosphere that is in direct contact with the exhaust gas during operation, and are subjected to thermal stress due to repeated operation and shutdown and vibration of the engine during operation. In cold climates, cold winters are also subject to mechanical stress at low temperatures. Therefore, the materials used for exhaust system components must be durable in extremely harsh environments.
  • a stainless steel plate or pipe is used as an exhaust gas flow path member, it is important to have excellent heat resistance, as well as excellent weldability and workability because it can be assembled into a product shape by welding and processing. It is a characteristic. Toughness (low-temperature toughness) that can withstand secondary processing during molding and mechanical load at low temperature during use is also required.
  • Ferritic stainless steel has a smaller thermal expansion than austenitic stainless steel, and is superior in thermal fatigue properties and scale peel resistance. Since the cost of steel is low, ferrite stainless steel is often used for exhaust gas flow passage members. Ferritic stainless steels have inherently lower high-temperature strength than austenitic stainless steels, and improvements have been made to improve high-temperature strength. For example, there are SUS430J11-based Nb-added steel, Nb / Si composite-added steel (JP-A-3-274245), and Nb / Mo composite-added steel (JP-A-5-125491). Of these, Nb and Mo complex addition steels have the highest high-temperature strength and are used in places where excellent thermal fatigue properties are required.
  • Nb and Mo composite additive steels tend to have lower workability and lower temperature toughness than other steel types. Cases of improved workability and low-temperature toughness are occasionally seen, Is not enough. Another disadvantage is the high cost of steel because it contains a large amount of expensive elemental Mo.
  • the present invention has been devised to solve such a problem, and does not use expensive Mo as an alloy component, has heat resistance comparable to that of Nb and Mo composite added steel,
  • An object of the present invention is to provide a ferritic stainless steel having excellent low-temperature toughness and weldability for exhaust gas flow path members.
  • the ferritic stainless steel for exhaust gas flow passage members of the present invention has the following characteristics: C: 0.03% by mass, Si: 1.0% by mass, Mn: 1.5% by mass, Ni: 0.6% by mass, Cr: : 10 to 20% by mass, Nb: 0.50% by mass or less, Cu: 0.8 to 2.0% by mass, A1: 0.03% by mass or less, V: 0.03 to 0.20% by mass, N: 0.03% by mass or less, and Nb ⁇ 8 (C + N).
  • This ferritic stainless steel does not contain Mo as an alloying component and contains 0.05 to 0.30% by mass of i and Z to further enhance formability or 0.0005 to 0.02% by mass ⁇ to further enhance secondary workability. You can also. BRIEF DESCRIPTION OF THE FIGURES
  • Fig. 1 is a graph showing the effect of Cu on 0.2% proof stress at high temperatures.
  • SUH409L, SUS430J11, and SUS429 stainless steels have been used as materials that satisfy the heat resistance characteristics in the environment where the exhaust gas flow path members are exposed, but although the maximum temperature remains at about 800 to 900 ° C.
  • Some parts require significantly higher high-temperature strength than conventional steel grades. Areas requiring high-temperature strength are also places where the structure is extremely complex and thermal fatigue is likely to occur due to repeated application of thermal stress.
  • the constituent material of the relevant part is required to have workability and low-temperature toughness that cannot be obtained with Mo-added steel.
  • the present inventors have investigated the effects of various alloying elements in order to satisfy the characteristics required for the constituent material of such a portion. As a result, it was found that the combined addition of V and Cu improved the high-temperature strength below 900 ° C, workability, and low-temperature toughness, and achieved the same level as Nb and Mo-added steel.
  • Figure 1 shows the results of a tensile test of steels with various contents of Cu added to the basic composition of 17Cr-0.4Nb-0.1V steel.
  • Fig. 1 also shows the strength level of SUS444-based steel containing 18Cr-2Mo-0.4Nb, which is a Nb and Mo composite added steel, as a basic component for comparison.
  • the 0.2% resistance at 700 and 80 CTC increases sharply with increasing Cu content.
  • the Cu content is 0.8% by mass or more, a 0.2% proof stress equivalent to or higher than the SUS444 system containing about 2% by mass of Mo is obtained.
  • the 0.2% resistance to heat at 900 ° C it was confirmed by another experiment that the increase in V and Cu did not reach the level of SUS444 steel, but the 0.2% resistance was improved more than the Nb-containing ferritic stainless steel. ing.
  • the combined addition of V and Cu is effective in improving the high-temperature strength in a temperature range of 900 or less, and no significant adverse effect appears at 900 or more.
  • Nb-based precipitates A structure in which Cu-based precipitates are finely dispersed compared to the steel with Nb added alone is observed. From these observation results, it is found that V preferentially precipitates in the as-annealed state or in the early stage of heating, thereby suppressing the formation of Nb-based precipitates and Cu-based precipitates. As a result, fine Nb-based precipitates and Cu-based precipitates It is presumed that they are dispersed and contribute to precipitation strengthening. Presumably, this is because the finely dispersed precipitates do not agglomerate even after heating for a long time in the early stage of heating, and the precipitation strengthening works effectively for a long time.
  • V which is a strong carbonitride forming element
  • bonds with N more solid-solution Nb effective for improving high-temperature strength can be secured than V-free steel when the amount of Nb added is the same.
  • the same high-temperature strength as V-free steel can be achieved with a reduced Nb content, and as a result, contributes to the improvement of workability and low-temperature toughness.
  • the amount of Nb and V carbonitrides in the as-annealed state increases.
  • the grain size of the weld heat affected zone becomes less likely to become coarse and the toughness is improved. Since the generation of Cr-based carbides is also suppressed, the intergranular corrosion resistance is also improved.
  • C and N are generally considered to be effective elements for improving high-temperature strength such as creep strength, but if they are contained excessively, oxidation properties, workability, low-temperature toughness, and weldability are reduced.
  • V and Nb are added as elements that fix C and N as carbonitrides, it is necessary to add V and Nb in amounts corresponding to the C and ⁇ concentrations.
  • both C and N were regulated to 0.03% by mass or less (preferably 0.015% by mass or less).
  • Si is a very effective element for improving high temperature oxidation characteristics, but is not so effective for increasing the high temperature strength below 900.
  • Si content was regulated to 1.0% by mass or less (preferably, 0 :! to 0.5% by mass).
  • Mn 1.5 mass% or less
  • Mn content was regulated to 1.5% by mass or less (preferably 0.5% by mass or less).
  • Ni 0.6 mass% or less
  • Ni is excessively added to a steel type with a low Cr content, a martensitic phase is formed similarly to Mn, and the thermal fatigue properties and workability are reduced. Due to the high price of raw materials, excessive addition of Ni should be avoided. Therefore, the Ni content was regulated to 0.6% by mass or less (preferably 0.5% by mass or less). Cr: 10-20% by mass
  • the Cr content is selected in the range of 10 to 20% by mass.
  • the Cr content is preferably adjusted to the working temperature of the material. For example, for high-temperature oxidation resistance up to 950 ° C, 16 to 19% by mass is preferable, and for high-temperature oxidation resistance at 900 ° C or lower, 12 to 16% by mass is sufficient.
  • Nb the remaining solid solution Nb to which the carbonitrides are fixed has the effect of increasing the high-temperature strength.
  • the Nb content that satisfies Nb ⁇ 8 (C + N) is required for fixing C and N, but the upper limit of the Nb content is set to suppress adverse effects on workability, low-temperature toughness, and susceptibility to welding hot cracking. Is set to 0.5% by mass.
  • an Nb content satisfying 8 (C + N) + 0.10 ⁇ Nb ⁇ 0.45 is selected.
  • the high-temperature strength of ferritic stainless steel improves.
  • coexistence with Nb improves workability, low-temperature toughness, intergranular corrosion susceptibility, and toughness of the heat affected zone.
  • These effects appear at a V content of 0.03% by mass or more, but an excessive addition exceeding 0.20% by mass causes deterioration in workability and low-temperature toughness. Therefore, the V content is selected in the range of 0.03 to 0.20 mass% (preferably 0.04 to 0.15 mass).
  • the r-value (Rankford value) of steel It is an element that improves the r-value (Rankford value) of steel to improve formability.
  • the effect of addition becomes significant at 0.05% by mass or more.
  • the surface properties of the steel material deteriorate due to the formation of TiN, and the weldability and low-temperature toughness are adversely affected. Therefore, it is desired to reduce the Ti content as much as possible even when Ti is added for improving formability. Therefore, the upper limit of the Ti content is restricted to 0.30% by mass (preferably 0.20% by mass).
  • the B content is selected in the range of 0.0005 to 0.02% by mass (preferably 0.001 to 0.01% by mass).
  • the ferritic stainless steel of the present invention is based on the premise that expensive Mo is not added, but is an element that is easily mixed as an inevitable impurity during the production of stainless steel. If a large amount of Mo is mixed in, it will adversely affect workability, low-temperature toughness, and weldability, etc. Therefore, it is desirable to limit the amount of Mo mixed to less than 0.10% by mass.
  • P, S, 0, etc. which are common impurities, as much as possible.
  • the upper limits of P, S, and 0 be 0.04 mass%, 0.03 mass%, and 0.02 mass%, respectively.
  • W, Zr, Y, REM (rare earth element), which is effective for improving heat resistance, and Ca, Mg, Co, which is effective for improving hot workability, can be added as needed.
  • Table 2 Composition and composition of test material (comparative steel)
  • a 2.0-mm-thick cold-rolled annealed plate was subjected to a high-temperature tensile test, a high-temperature oxidation test, a room-temperature tensile test, and a Charpy impact test, and a 1.2-mm-thick cold-rolled annealed plate was subjected to a weld hot cracking test.
  • test piece was pulled at 800 ° C in accordance with JISG0567, and 0.2% resistance was measured.
  • the test piece was continuously heated at 850 ° C, 900 ° C, 950 ° C, 1000 ° C, and 1100 ° C for 200 hours in accordance with JISZ2281.
  • the heated test specimens were visually observed for the occurrence of abnormal oxidation (thick oxide penetrating in the plate thickness direction), and the critical temperature at which abnormal oxidation did not occur was determined.
  • a test piece was used at a temperature of -75 ° C, -50t, -25, 0 ° C, and 25 ° C using a subsize test piece with a thickness of 2.0 nm in accordance with JISZ2242.
  • a shock was applied to the steel to determine the ductility-toughness transition temperature.
  • TIG welding was performed with both ends of a 40 mm X 20 mm test piece held and tensile stress applied in the longitudinal direction, and the minimum strain at which cracking began to occur was determined. The obtained critical strain amount was used as an index of the hot cracking susceptibility.
  • Each of the steels Nos. 1 to 10 of the present invention has a much higher 0.2% proof stress at 800 compared to the Ti-added steel (No. 15), Nb, and Si-added steel (No. 16). It had a 0.2% power resistance comparable to or surpassed that of the Mo-added steel (No. 17). Elongation by room-temperature tensile test, ductile-brittle transition temperature by Charpy impact test, and critical strain by welding hot cracking test have properties equal to or higher than those of Nb and Mo composite-added steel (No. 17). It was confirmed that the target performance could be obtained without doing so. As for abnormal oxidation, as can be seen from the results of Nos. 4, 5, and 12, the lower the Cr content, the lower the critical temperature. From the effect of Cr content on abnormal oxidation, it can be understood that it is necessary to set an appropriate amount of Cr content according to the temperature of the application site.
  • Comparative steels No.11, No.15, No.16 and No.19 which lack V and Cu, have sufficient workability, low-temperature toughness and weldability, but inferior high-temperature strength at 800 ° C. ing.
  • comparative steel No. 12 which contains an excessive amount of steel, has excellent high-temperature strength, its workability and weldability are inferior to those of Nb and Mo composite-added steels, and it hinders processing into product shapes and welding.
  • the comparative steel No. 13 containing too much Si and the comparative steel No. 14 containing too much Nb have excellent workability and low-temperature toughness even if they have excellent high-temperature strength.
  • the weldability was inferior to the steel of the present invention.
  • Comparative steel No. 17 containing Mo has the same performance as the steel of the present invention, but has a slightly lower low-temperature toughness. Moreover, since Mo is contained at about 2% by mass, it is inevitable that the material cost will be higher than that of the steel of the present invention.
  • Critical strain 3% by mass or more is indicated by ⁇ , and less than 3% by mass is indicated by X.
  • the underline indicates that the property does not satisfy the purpose of the present invention.
  • ferritic stainless steel As described above, by strictly controlling the content of various alloying elements contained in ferritic stainless steel, especially the range of V and Cu, high heat resistance is secured without the need for expensive Mo. While improving workability, low-temperature toughness, and weldability, ferritic stainless steel suitable for exhaust gas path members can be obtained. This ferritic stainless steel is used in exhaust gas flow passage members, such as automobile engines, exhaust pipes, front pipes, center pipes, and outer tubes of catalytic converters, utilizing its excellent properties.

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)

Description

明 細 書 排ガス流路部材用フェライト系ステンレス鋼 技術分野
本発明は、 ェキゾ一ストマ二ホールド， フロントパイプ， センタ一パイプ， 触 媒コンパ一ター外筒等、 自動車をはじめとする各種内燃機関の排ガス流路部材と して使用され、 耐熱性， 低温靭性， 溶接性に優れたフェライト系ステンレス鋼に 関する。 背景技術
自動車の排ガス流路部材は、 運転中に排気ガスが直接触れる高温雰囲気に曝さ れ、 運転， 停止の繰返しに起因する熱応力や運転中のエンジンの振動が加わる。 寒冷地では、 冬期の始動時に低温での機械的応力も加わる。 そのため、 排気系部 材に使用される材料には、 非常に過酷な環境における耐久性が必要とされる。 ステンレス鋼の板材ゃパイプを排ガス流路部材に使用する場合、 耐熱性に優れ ることは勿論、 溶接や加工で製品形状に組み立てられるため、 溶接性， 加工性に 優れていることも重要な要求特性である。 成形時の二次加工や使用時の低温での 機械的負荷に耐える靭性 （低温靭性） も必要になる。
フェライト系ステンレス鋼は、 オーステナィト系ステンレス鋼と比較して熱膨 張が小さく、 熱疲労特性， 耐スケール剥離性に優れている。 鋼材コストも低いた め、 排ガス流路部材にフェライト系ステンレス鋼が使用されるケースが多い。 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よりも高温強度 が本質的に低いため、 高温強度を改善する改良が施されてきた。 たとえば、 SUS430J11系の Nb添加鋼， Nb，Si複合添加鋼 （特開平 3— 274245号公報）， Nb，Mo複合添加鋼 （特開平 5-125491号公報） 等がある。 なかでも、 Nb、 Mo複 合添加鋼は、 高温強度が最も高く、 優れた熱疲労特性が要求される部位に使用さ れている。 しかし、 Nb,Mo複合添加鋼は、 他め鋼種に比べ加工性や低温靭性が 劣る傾向にある。 加工性， 低温靭性を改善した事例は散見されるものの、 必ずし も十分とは言い難い。 高価な元素 Moを多量に含むため鋼材コストが高いことも 欠点である。
ところで、 排気ガス経路部材が曝される環境下で最も重視される高温強度 （耐 熱疲労破壊） と高温酸化特性 （異常酸化限界温度） の相関性をみると、 高温強度， 高温酸化特性を必ずしも高いレベルで両立させる必要のない部位もある。 具体的 には、 排気ガス温度があまり高くなくても構造が非常に複雑な部位では、 高温酸 化特性よりも高温強度が重視され、 構造の複雑さに対応できる加工性や低温靭性 も重視される。 かかる部位に対しても、 現状では Nb,Mo複合添加鋼を使用せざ るを得ず、 耐熱性は十分であっても、 加工性， 低温靭性， コストの面で改良の余 地がある。 発明の開示
本発明は、 このような問題を解消すべく案出されたものであり、 高価な Moを 合金成分として使用することなく、 Nb，Mo複合添加鋼に匹敵する耐熱性を有し、 加工性， 低温靭性， 溶接性にも優れた排ガス流路部材用フェライト系ステンレス 鋼を提供することを目的とする。
本発明の排ガス流路部材用フェライト系ステンレス鋼は、 その目的を達成する ため、 C： 0.03 質量％以下， Si： 1.0質量％以下， Mn： 1.5 質量％以下， Ni： 0.6質量％以下， Cr： 10〜20質量％, Nb： 0.50質量％以下， Cu： 0.8〜2.0質 量％， A1： 0.03質量％以下， V： 0.03-0.20質量％， N： 0.03質量％以下を含 み、 且つ Nb≥8(C+N)を満足していることを特徴とする。
このフェライト系ステンレス鋼は、 Mo を合金成分として含んでおらず、 成形 性を更に高めるため 0.05~0.30質量％の i及び Z又は二次加工性を更に高める ため 0.0005〜0.02質量％の βを含むこともできる。 図面の簡単な説明
図 1は、 高温での 0.2%耐力に及ぼす Cuの影響を示すグラフ 発明を実施するための最良の形態 排ガス流路部材が曝される環境における耐熱特性を満足する材料として従来か ら SUH409L系， SUS430J11系， SUS429系のステンレス鋼が使用されている が、 最高温度が 800〜900°C程度に留まるものの従来鋼種より格段に高い高温強 度が要求される部位もある。 高温強度が要求される部位は、 構造が非常に複雑で 熱応力が繰返し加わることから熱疲労破壊が生じやすい個所でもある。 しかも、 当該部位の構成材料には、 Mo添加鋼では得られない加工性や低温靭性等が要求 される。
本発明者等は、 かかる部位の構成材料に要求ざれる特性を満足させるため、 種々の合金元素の影響を調査した。 その結果、 V， Cu の複合添加により 900°C 以下の高温強度， 加工性， 低温靭性が改善され、 Nb，Mo添加鋼と同レベルが得 られることを見出した。
微量の Vを添加し、 Cu含有量を変えた Nb含有フェライト系ステンレス鋼に ついて、 700で及び 800 の高温引張り試験で 0.2%耐カを測定した。 その結果、 Vの微量添加及び Cu含有量の規制により、 900°C以下の高温強度が飛躍的に上 昇し、 Nb,Mo複合添加鋼に匹敵する高温強度が得られることを見出した。
図 1は、 17Cr— 0.4Nb— 0.1V鋼の基本組成に種々の含有量で Cuを添加した 鋼の引張試験結果である。 図 1 では、 比較のため Nb,Mo複合添加鋼である 18Cr-2Mo-0.4Nb を基本成分とする SUS444系鋼の強度レベルも併せ示して いる。
図 1の結果から明らかなように、 700で及び 80CTCにおける 0.2%耐カは、 Cu 量の増加に伴い急激に上昇している。 Cu含有量を 0.8質量％以上にすると、 Mo を約 2質量％含む SUS444系と同等又はそれ以上の 0.2%耐力が得られている。 900°Cにおける 0.2%耐カに関しては、 V， Cuの増量では SUS444系鋼のレベル に達しないものの、 Nb含有フェライト系ステンレス鋼以上に 0.2%耐カを向上 させることを別の実験で確認している。 すなわち、 900で以下の温度域において V， Cuの複合添加は高温強度の改善に有効であり、 900で以上でも大きな弊害が 現れない。
Nb, Cu, Vの複合添加で、 高温強度が高いレベルに確保される理由は十分に 解明されていないが、 短時間及び長時間加熱後の何れにおいても Nb系析出物， Cu系析出物が Nb単独添加鋼に比較して微細分散した組織が観察される。 この 観察結果から、 Vが焼鈍ままの状態又は加熱初期に優先析出することにより、 Nb系析出物， Cu系析出物の生成が抑制され、 結果として微細な Nb系析出物， Cu系析出物が分散析出し、 析出強化に寄与するものと推察される。 加熱初期に 微細分散した析出物が長時間加熱によっても凝集せず、 析出強化が長時間まで有 効に作用していることも一因と推察される。
更に、 強力な炭窒化物生成元素である Vが Nと結合するため、 Nb添加量 が同一の場合には高温強度の向上に有効な固溶 Nb を V無添加鋼よりも多く確 保できる。 換言すると、 V無添加鋼と同レベルの高温強度が低減した Nb含有量 で達成でき、 結果として加工性， 低温靭性の改善に寄与する。
しかも、 Nb, Vが共存する系では、 焼鈍ままの状態での Nb系， V系炭窒化 物の量が多くなる。 Nb系， V系炭窒化物の増加に伴って溶接熱影響部の結晶粒 が粗大化しにくくなり、 靭性が改善される。 Cr系炭化物の生成も抑制されるの で、 耐粒界腐食感受性も向上する。
以下、 本発明が対象とするフェライト系ステンレス鋼の合金成分， 含有量等を 説明する。
C： 0.03質量％以下
N： 0.03質量％以下
C及び Nは、 一般的にはクリープ強度等の高温強度向上に有効な元素とされ ているが、 過剰に含まれると酸化特性， 加工性， 低温靭性， 溶接性が低下する。 C, Nを炭窒化物として固定する元素として V, Nb を添加している本成分系で は、 C, Ν濃度に見合った量の V， Nbを添加する必要がなる。 V, Nbの増量に 起因した原料費の上昇を抑えるため、 C, N共に 0.03質量％以下 （好ましくは、 0.015質量％以下） に規制した。
Si： 1.0質量％以下
高温酸化特性の改善に非常に有効な元素であるが、 900で以下の高温強度の上 昇にはさほど効果的でない。 逆に Siを過剰添加すると、 硬さが上昇し、 加工性， 低温靭性が低下する。 したがって、 Si含有量を 1.0質量％以下 （好ましくは、 0.：！〜 0.5質量％) に規制した。 Mn： 1.5質量％以下
フェライト系ステンレス鋼の高温酸化特性、 特にスケール剥離性を改善する合 金元素であるが、 Mn の過剰添加は加工性， 溶接性を劣化させる。 また、 オース テナイト相安定化元素であるため、 Crの添加量が少ない鋼種に Mnを過剩添加 するとマルテンサイト相が生成し易くなり、 熱疲労特性， 加工性の劣化を招く。 したがって、 Mn含有量を 1.5質量％以下 （好ましくは、 0.5質量％以下） に規 制した。
Ni： 0.6質量％以下
オーステナイト相安定化元素であり、 C r含有量の少ない鋼種に Niを過剰添 加すると Mn と同様にマルテンサイト相を生成し、 熱疲労特性， 加工性を低下 させる。 原料価格が高いことからも、 Ni の過剰添加は避けるべきである。 そこ で、 Ni含有量を 0.6質量％以下 （好ましくは、 0.5質量％以下） に規制した。 Cr： 10~20質量％
フェライト相を安定させると共に、 高温材料に重視される耐酸化性の改善に不 可欠な元素である。 耐酸化性の面からは Cr含有量が多いほど好ましいが、 過剰 添加すると鋼材が脆化し、 硬さの上昇によって加工性も劣化する。 したがって、 Cr含有量を 10〜20質量％の範囲で選定する。 Cr含有量は、 好ましくは材料の 使用温度に合わせて調整される。 たとえば、 950°Cまでの耐高温酸化特性には 16〜： 19質量％が好ましく、 900°C以下での耐高温酸化性には 12〜； 16質量％が十 分である。
Nb： 8(C+N〜0.50質量％
C, Nを炭窒化物として固定し、 炭窒化物を固定した残りの固溶 Nbは高温強 度を上昇させる作用を呈する。 しかし、 過剰量の Nbを添加すると、 加工性， 低 温靭性が劣化し、 溶接高温割れ感受性が高くなる。 C， Nの固定には Nb≥8(C + N)を満足する Nb含有量が必要であるが、 加工性， 低温靭性， 溶接高温割れ感 受性に及ぼす悪影響を抑えるため Nb含有量の上限を 0.5質量％に設定する. 好 ましくは、 8(C + N) + 0.10≤Nb≤0.45を満足する Nb含有量が選定される。 Cu： 0.8〜2.0質量％
本成分系においては、 高温強度の改善のために非常に重要な元素である。 本発 明者等が検討した温度範囲では、 Cu のほぼ全量が焼鈍状態のマトリックスに固 溶しており、 加熱中に析出する。 析出した Cuは Mo添加鋼と同様に初期には強 化作用を発揮するが、 長時間加熱では強化作用が徐々に消失する。 必要な高温強 度を得る上では、 図 1からも明らかなように 0.8質量％以上の Cu含有量が必要 である。 しかし、 Cu含有量の増加に伴い、 加工性， 低温靭性， 溶接性が低下す る。 加工性， 低温靭性， 溶接性に及ぼす悪影響を抑えるため、 Cu含有量の上限 を 2.0質量％に規制する。 好ましい Cu含有量は、 1.0~1.7質量％の範囲である。 A1： 0.03質量％以下
製鋼時に脱酸剤として添加され、 耐高温酸化性を改善する作用も呈する。 しか し、 A1の過剰添加は、 表面性状を劣化させ、 加工性， 溶接性， 低温靭性に悪影 響を及ぼす。 したがって、 A1含有量は少ないほど好ましく、 上限を 0.03質量％
(好ましくは、 0.02質量％) に規制する。
V： 0.03〜0.20質量％
Nb, Cuと複合添加すると、 フェライト系ステンレス鋼の高温強度が向上する。 また、 Nb との共存により、 加工性， 低温靭性， 耐粒界腐食感受性が改善され、 溶接熱影響部の靭性も改善される。 これらの効果は 0.03質量％以上の V含有量 で現れるが、 0.20質量％を超える過剰添加は加工性， 低温靭性の低下を招く。 したがって、 V含有量を 0.03〜0.20質量％ (好ましくは、 0.04〜0.15質量 ） の範囲で選定する。
Ti： 0.05〜0.30質量％
鋼の r値 （ランクフォード値） を向上させて成形性を改善する元素であり、 0.05質量％以上で添加効果が顕著になる。 しかし、 過剰量の Tiを添加すると、 TiN の生成に起因して鋼材の表面性状が劣化し、 溶接性， 低温靭性にも悪影響 が現れる。 したがって、 成形性向上のために Tiを添加する場合でも Ti含有量を 可能な限り低減することが望まれる。 そこで、 Ti含有量の上限を 0.30質量％ (好ましくは、 0.20質量％) に規制した。
B： 0.0005~0.02質量％
鋼の二次加工性を向上させ、 多段成形時の割れを抑制する元素であり、 0.0005質量％以上で Bの添加効果が顕著になる。 しかし、 Bを多量に添加する と、 製造性や溶接性が劣化する。 したがって、 0.0005〜0.02質量％ (好ましく は、 0.001〜0.01質量％) の範囲に B含有量を選定する。
Mo： 0.10質量％未満
本発明のフェライト系ステンレス鋼では、 高価な Moを添加しないことを前提 にしているが、 ステンレス鋼の製造時に不可避的不純物として混入しやすい元素 である。 Moが多量に混入すると加工性， 低温靭性， 溶接性を劣化させる等の弊 害があるので、 混入量を 0.10質量％未満に規制することが望ましい。
以上に掲げた元素以外については特に規制されるものではないが、 一般的な不 純物である P, S, 0等は可能な限り低減することが好ましい。 熱間加工性， 耐 酸化性等を考慮すると、 P， S, 0の上限をそれぞれ 0.04質量％， 0.03質量％, 0.02質量％とすることが好ましい。 耐熱性の改善に有効な W, Zr, Y， REM (希土類元素） や、 熱間加工性の改善に有効な Ca, Mg， Co等も必要に応じて 適宜添加できる。
フェライト系ステンレス鋼の製造条件には特段の制約が加わるものではなく、 Cu を予め固溶させておく限り、 熱延焼鈍板のままで優れた耐熱性が得られる。 熱延で所望の板厚の鋼板が製造できない場合、 冷延及び焼鈍を 1回又は複数回繰 り返すことによって、 熱延焼鈍板と同等の耐熱性を有する鋼板を製造できる。 必 要に応じて製造工程の何れかの段階で C uを微細に分散させるとき、 より優れた 高温強度が得られる。 優れた特性は、 熱延焼鈍板， 冷延焼鈍扳等を所望形状に加 ェ又は溶接 （管の成形等も含む） した後でも維持される。 次いで、 実施例によって本発明をより具体的に説明する。
表 1， 2 の組成をもつ各種フェライト系ステンレス鋼を真空溶解炉で溶製し、 30k のインゴットに铸造した。 インゴットを鍛造し、 熱間圧延， 焼鈍， 冷間圧 延， 仕上げ焼鈍を経て板厚 2.0mm及び 1.2mmの冷延焼鈍板を製造した。 表中、 No.；!〜 10 は本発明鋼， No.ll〜： 19 は比較鋼である。 比較鋼のうち、 No.ll は SUS430JU相当鋼， No.15は SUH409L相当鋼， No.16は 14Cr— Si— Nb鋼， No.17 は SUS444相当鋼であり、 何れの鋼種もェキゾ一ストマ二ホールド用と して使用実績がある。 表 1 ：供試材の成分 '組成 (本発明鋼）
Figure imgf000010_0001
B： ρυπι単 [Nb]=Nb - 8[C + N] 一：検出限界以下
表 2 ：供試材の成分，組成 (比較鋼）
Figure imgf000011_0001
B ： ppm単位 [Nb〗=Nb - 8[C+N] 一 ：検出限界以下
下線は、 本発明で規定した範囲を外れることを示す。
板厚 2.0mmの冷延焼鈍板を高温引張試験， 高温酸化試験， 室温引張試験， シ ャルピー衝撃試験に供し、 板厚 1.2mm の冷延焼鈍板を溶接高温割れ試験に供し た。
高温引張試験では、 JISG0567 に準拠して 800°Cで試験片を引っ張り、 0.2% 耐カを測定した。
高温酸化試験では、 JISZ2281 に準拠して 850°C, 900°C, 950°C, 1000°C, 1100°Cの各温度に試験片を 200時間連続加熱した。 加熱された試験片について 異常酸化 （板厚方向に貫通するこぶ状の厚い酸化物） の発生状況を目視観察し、 異常酸化が生じない限界温度を求めた。
室温引張試験では、 JISZ2241に準拠して板厚 2.0mmの冷延焼鈍板を 13B号 試験片に加工し、 引張試験後の破断伸びを求めた。
シャルビ一衝撃試験では、 JISZ2242 に準拠し、 板厚 2.0nmi のサブサイズ試 験片を用いて、 -75°C， -50t， -25で， 0°C , 25°Cの各温度で試験片に衝撃を加 え、 延性—靭性遷移温度を求めた。
溶接高温割れ試験では、 40mm X 20mm の試験片の両端を保持し、 長手方向 に引張り応力を付与した状態で TIG溶接し、 割れが発生し始める最小のひずみ 量を求めた。 得られた臨界ひずみ量を溶接高温割れ感受性の指標とした。
以上の試験結果を表 3に示す。
本発明鋼 No.l ~ 10 の鋼は何れも、 Ti 添加鋼 （No.l5)， Nb, Si 添加鋼 (No.16) に比較して 800での 0.2%耐力が格段に大きく、 Nb，Mo複合添加鋼 (No.17) に匹敵又は凌駕する 0.2%耐カ値であった。 室温引張り試験による伸 び， シャルピー衝撃試験による延性脆性遷移温度， 溶接高温割れ試験による臨界 ひずみも Nb,Mo複合添加鋼 （No.17) と同等以上の特性を有しており、 Moを添 加しなくても目標性能が得られることが確認された。 異常酸化に関しては、 No.4, No.5, No.12の結果からも判るように、 Cr含有量が少なくなるほど限界 温度が低くなつている。 異常酸化に及ぼす Cr含有量の影響から、 適用箇所の温 度に応じて Cr含有量の適正量を設定する必要性が理解できる。
V， Cuが不足する比較鋼 No.11, No.15, No.16, No.19は、 加工性， 低温靭 性， 溶接性は十分なレベルにあるものの、 800°Cの高温強度が劣っている。 Cu を過剰に含む比較鋼 No.12 は、 高温強度に優れているものの、 加工性， 溶接性 が Nb,Mo複合添加鋼よりも劣り、 製品形状への加工や溶接に支障をきたした。
Cu含有量が規定範囲にあっても Si含有量が多すぎる比較鋼 No.13や、 Nb含 有量が多すぎる比較鋼 No.14は、 高温強度に優れていても、 加工性， 低温靭性， 溶接性が本発明鋼よりも劣っていた。
V含有量が少なく A1含有量が多い比較鋼 No.18は、 耐熱性や加工性が本発明 鋼と同程度であるものの、 低温靭性に劣り、 製品加工時や使用時に靭性不足に起 因するトラブルの発生が予測される。 Vが不足する比較鋼 No.19 は、 高温強度 が不足している。
Moを含む比較鋼 No.17は、 本発明鋼と同程度の性能を有するが、 低温靭性が 若干低くなつている。 しかも、 Moを約 2質量％含有しているので、 素材コスト が本発明鋼より高くなることが避けられない。
表 3 ： 評価試験結果
Figure imgf000014_0001
臨界ひずみ 3質量％以上を〇、 3質量％未満を Xで示す。 下線は、 当該特性が本発明の目的を満足しないことを示す。 産業上の利用可能性
以上に説明したように、 フェライト系ステンレス鋼に含まれる各種合金元素の 含有量、 特に V, Cuの範囲を厳格に規制することにより、 高価な Moを必要と せず、 優れた耐熱性を確保しながら加工性， 低温靭性， 溶接性が改善され、 排気 ガス経路部材用として好適なフェライト系ステンレス鋼が得られる。 このフェラ イト系ステンレス鋼は、 優れた特性を活用して自動車エンジンを始め、 ェキゾ一 ストマ二ホールド， フロントパイプ， センターパイプ， 触媒コンパ一ター外筒等 等の排ガス流路部材に使用される。

Claims

請求の範囲
1. C： 0.03質量％以下， Si： 1.0質量％以下， Mn： 1.5質量％以下， Ni： 0.6 質量％以下， Cr： 10〜20質量％， Nb： 0.50質量％以下， Cu： 0.8〜2.0質 量％, A1： 0.03質量％以下， V： 0.03〜0.20質量％, N： 0.03質量％以下を 含み、 且つ Nb≥8(C+N)を満足し、 残部が Fe 及び不可避的不純物からなる ことを特徴とする自動車排ガス流路部材用フェライト系ステンレス鋼。
2. 不可避的不純物として含まれる Moが 0.10質量％未満に規制されている請 求項 1記載の自動車排ガス流路部材用フェライト系ステンレス鋼。
3. 更に 0.05~0.30質量％の Tiを含む請求項 1又は 2記載の自動車排ガス流 路部材用フェライト系ステンレス鋼。
4. 更に 0.0005~0.02質量％の Bを含む請求項 1〜3何れかに記載の自動車排 ガス流路部材用フェライト系ステンレス鋼。
PCT/JP2002/006768 2001-07-05 2002-07-04 Acier inoxydable ferritique pour element de debit de gaz d'echappement WO2003004714A1 (fr)

Priority Applications (7)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP02743819A EP1413640B1 (en) 2001-07-05 2002-07-04 Ferritic stainless steel for member of exhaust gas flow passage
KR10-2004-7000076A KR20040007764A (ko) 2001-07-05 2002-07-04 배기가스 유로 부재용 페라이트계 스테인레스 강
US10/482,718 US20040170518A1 (en) 2001-07-05 2002-07-04 Ferritic stainless steel for member of exhaust gas flow passage
JP2003510470A JP4197492B2 (ja) 2001-07-05 2002-07-04 排ガス流路部材用フェライト系ステンレス鋼
DE60204323T DE60204323T2 (de) 2001-07-05 2002-07-04 Ferritischer nichtrostender stahl für ein element einer abgasstrompassage
US13/042,542 US20110176954A1 (en) 2001-07-05 2011-03-08 Ferritic Stainless Steel for Use as Conduit Members for Emission of Automotive Exhaust Gas
US13/632,418 US20130263979A1 (en) 2001-07-05 2012-10-01 Ferritic Stainless Steel for Use as Conduit Members for Emission of Automotive Exhaust Gas

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2001204444 2001-07-05
JP2001-204444 2001-07-05

Related Child Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
US12/233,122 Continuation US20090053093A1 (en) 2001-07-05 2008-11-06 Ferritic Stainless Steel for Use as Conduit Members For Emission of Automotive Exhaust Gas

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2003004714A1 true WO2003004714A1 (fr) 2003-01-16

Family

ID=19040911

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2002/006768 WO2003004714A1 (fr) 2001-07-05 2002-07-04 Acier inoxydable ferritique pour element de debit de gaz d'echappement

Country Status (8)

Country Link
US (4) US20040170518A1 (ja)
EP (1) EP1413640B1 (ja)
JP (2) JP4197492B2 (ja)
KR (1) KR20040007764A (ja)
CN (1) CN1225566C (ja)
DE (1) DE60204323T2 (ja)
ES (1) ES2240764T3 (ja)
WO (1) WO2003004714A1 (ja)

Cited By (29)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1930461A1 (en) 2006-12-07 2008-06-11 Nisshin Steel Co., Ltd. Ferritic stainless steel for automobile exhaust gas passage components and welded steel pipe
JP2008138270A (ja) * 2006-12-05 2008-06-19 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 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
WO2008093888A1 (ja) 2007-02-02 2008-08-07 Nisshin Steel Co., Ltd. 排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼
WO2008105134A1 (ja) 2007-02-26 2008-09-04 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation 耐熱性の優れたフェライト系ステンレス鋼板
WO2009110641A1 (ja) 2008-03-07 2009-09-11 Ｊｆｅスチール株式会社 耐熱性と靭性に優れるフェライト系ステンレス鋼
WO2009110640A1 (ja) 2008-03-07 2009-09-11 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
JP2009235555A (ja) * 2008-03-28 2009-10-15 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 耐酸化性に優れた耐熱性フェライト系ステンレス鋼板
JP2010053417A (ja) * 2008-08-29 2010-03-11 Jfe Steel Corp 熱疲労特性、高温疲労特性および耐酸化性に優れるフェライト系ステンレス鋼
JP2010053418A (ja) * 2008-08-29 2010-03-11 Jfe Steel Corp 熱疲労特性、高温疲労特性、耐酸化性および加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼
JP2010053420A (ja) * 2008-08-29 2010-03-11 Jfe Steel Corp 熱疲労特性、高温疲労特性、耐酸化性および靭性に優れるフェライト系ステンレス鋼
WO2010110466A1 (ja) 2009-03-24 2010-09-30 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
JP2010236001A (ja) * 2009-03-31 2010-10-21 Nisshin Steel Co Ltd フェライト系ステンレス鋼
WO2011024568A1 (ja) 2009-08-31 2011-03-03 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
WO2011068328A2 (ko) * 2009-12-04 2011-06-09 주식회사 포스코 내열성이 우수한 가공용 냉연강판 및 그 제조방법
WO2011118854A1 (ja) 2010-03-26 2011-09-29 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及びその製造方法
JP2012007195A (ja) * 2010-06-22 2012-01-12 Nisshin Steel Co Ltd 耐熱性および時効硬化特性に優れた低Ｃｒステンレス鋼およびその鋼からなる自動車排ガス経路部材
WO2012036313A1 (ja) * 2010-09-16 2012-03-22 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐酸化性に優れた耐熱フェライト系ステンレス鋼板
WO2012050226A1 (ja) 2010-10-14 2012-04-19 Ｊｆｅスチール株式会社 耐熱性と加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼
WO2012133573A1 (ja) 2011-03-29 2012-10-04 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及びその製造方法
WO2014157576A1 (ja) * 2013-03-27 2014-10-02 新日鐵住金ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス熱延鋼板とその製造方法及び鋼帯
US8855226B2 (en) 2005-05-12 2014-10-07 Qualcomm Incorporated Rate selection with margin sharing
US9157137B2 (en) 2010-11-11 2015-10-13 Jfe Steel Corporation Ferritic stainless steel excellent in oxidation resistance
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
KR20160103100A (ko) 2014-02-05 2016-08-31 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판, 그 제조 방법 및 페라이트계 스테인리스 냉연 어닐링 강판
KR20160145675A (ko) 2014-05-14 2016-12-20 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 페라이트계 스테인리스강
JP2017179398A (ja) * 2016-03-28 2017-10-05 新日鐵住金ステンレス株式会社 排気マニホールド用フェライト系ステンレス鋼板および排気マニホールド
US9885099B2 (en) 2012-03-09 2018-02-06 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Ferritic stainless steel sheet
KR20190132455A (ko) 2017-03-27 2019-11-27 닛테츠 스테인레스 가부시키가이샤 페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법, 및, 배기 부품
WO2023170996A1 (ja) * 2022-03-07 2023-09-14 日鉄ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼板および排気部品

Families Citing this family (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20080110662A (ko) 2006-05-09 2008-12-18 닛폰 스틸 앤드 스미킨 스테인레스 스틸 코포레이션 내식성이 우수한 스테인리스 강, 내간극 부식성, 성형성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강 및 내간극 부식성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강
JP5390175B2 (ja) * 2007-12-28 2014-01-15 新日鐵住金ステンレス株式会社 ろう付け性に優れたフェライト系ステンレス鋼
JP5462583B2 (ja) * 2008-10-24 2014-04-02 新日鐵住金ステンレス株式会社 Ｅｇｒクーラ用フェライト系ステンレス鋼板
JP2010116622A (ja) * 2008-11-14 2010-05-27 Nisshin Steel Co Ltd ヒートパイプ用フェライト系ステンレス鋼および鋼板並びにヒートパイプおよび高温排熱回収装置
CN103140595B (zh) * 2010-10-01 2015-05-20 日立金属株式会社 具有优异的流动性、耐气体缺陷性、韧性和被削性的铁素体系耐热铸钢和由其构成的排气***零件
JP5304935B2 (ja) * 2011-10-14 2013-10-02 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼
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
JP6037882B2 (ja) 2012-02-15 2016-12-07 新日鐵住金ステンレス株式会社 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
JP6196453B2 (ja) * 2012-03-22 2017-09-13 新日鐵住金ステンレス株式会社 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
UA111115C2 (uk) 2012-04-02 2016-03-25 Ейкей Стіл Пропертіс, Інк. Рентабельна феритна нержавіюча сталь
FI125855B (fi) * 2012-06-26 2016-03-15 Outokumpu Oy Ferriittinen ruostumaton teräs
FI124995B (fi) 2012-11-20 2015-04-15 Outokumpu Oy Ferriittinen ruostumaton teräs
KR101899229B1 (ko) * 2014-05-14 2018-09-14 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 페라이트계 스테인리스강
KR101952057B1 (ko) * 2014-12-11 2019-02-25 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법
JP6370275B2 (ja) * 2015-08-17 2018-08-08 日新製鋼株式会社 制振性フェライト系ステンレス鋼材および製造方法
CN105537875B (zh) * 2016-01-18 2018-03-09 山西太钢不锈钢股份有限公司 一种铁素体不锈钢焊管的制造方法
JP6749808B2 (ja) * 2016-07-29 2020-09-02 日鉄ステンレス株式会社 耐浸炭性及び耐酸化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
CN108531824A (zh) * 2016-08-16 2018-09-14 刘可 一种微细球形铁素体不锈钢粉体的应用
US11261512B2 (en) 2016-09-02 2022-03-01 Jfe Steel Corporation Ferritic stainless steel
KR101835021B1 (ko) * 2016-09-28 2018-03-09 주식회사 포스코 카본 슬러지 흡착이 저감된 배기계 열교환기용 페라이트계 스테인리스강 및 이의 제조 방법
WO2018135028A1 (ja) * 2017-01-19 2018-07-26 日新製鋼株式会社 フェライト系ステンレス鋼及び自動車排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼
KR102259806B1 (ko) * 2019-08-05 2021-06-03 주식회사 포스코 고온 내크립 특성이 향상된 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0478790A1 (en) * 1990-03-24 1992-04-08 Nisshin Steel Co., Ltd. Heat-resistant ferritic stainless steel excellent in low-temperature toughness, weldability and heat resistance
JPH06279950A (ja) * 1993-03-26 1994-10-04 Nisshin Steel Co Ltd 排ガス流路構成部材用フェライト系ステンレス鋼及び製造方法
JPH10204591A (ja) * 1997-01-24 1998-08-04 Kawasaki Steel Corp 耐熱性および溶接部のマフラー耐食性に優れるエンジン排気部材用フェライト系ステンレス鋼
JPH10204590A (ja) * 1997-01-24 1998-08-04 Kawasaki Steel Corp 耐熱性、加工性およびマフラー耐食性に優れるエンジン排気部材用フェライト系ステンレス鋼

Family Cites Families (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH08144021A (ja) * 1994-11-18 1996-06-04 Sumitomo Metal Ind Ltd フェライトステンレス鋼およびその冷延鋼板の製造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0478790A1 (en) * 1990-03-24 1992-04-08 Nisshin Steel Co., Ltd. Heat-resistant ferritic stainless steel excellent in low-temperature toughness, weldability and heat resistance
JPH06279950A (ja) * 1993-03-26 1994-10-04 Nisshin Steel Co Ltd 排ガス流路構成部材用フェライト系ステンレス鋼及び製造方法
JPH10204591A (ja) * 1997-01-24 1998-08-04 Kawasaki Steel Corp 耐熱性および溶接部のマフラー耐食性に優れるエンジン排気部材用フェライト系ステンレス鋼
JPH10204590A (ja) * 1997-01-24 1998-08-04 Kawasaki Steel Corp 耐熱性、加工性およびマフラー耐食性に優れるエンジン排気部材用フェライト系ステンレス鋼

Cited By (45)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US8855226B2 (en) 2005-05-12 2014-10-07 Qualcomm Incorporated Rate selection with margin sharing
JP2008138270A (ja) * 2006-12-05 2008-06-19 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 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
JP2008144199A (ja) * 2006-12-07 2008-06-26 Nisshin Steel Co Ltd 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
EP1930461A1 (en) 2006-12-07 2008-06-11 Nisshin Steel Co., Ltd. Ferritic stainless steel for automobile exhaust gas passage components and welded steel pipe
US7943085B2 (en) 2006-12-07 2011-05-17 Nisshin Steel Co., Ltd. Ferritic stainless steel for automobile exhaust gas passage components and welded steel pipe
WO2008093888A1 (ja) 2007-02-02 2008-08-07 Nisshin Steel Co., Ltd. 排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼
JP2008189974A (ja) * 2007-02-02 2008-08-21 Nisshin Steel Co Ltd 排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼
WO2008105134A1 (ja) 2007-02-26 2008-09-04 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation 耐熱性の優れたフェライト系ステンレス鋼板
US8062584B2 (en) 2007-02-26 2011-11-22 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Ferritic stainless steel sheet superior in heat resistance
US9279172B2 (en) 2008-03-07 2016-03-08 Jfe Steel Corporation Heat-resistance ferritic stainless steel
WO2009110641A1 (ja) 2008-03-07 2009-09-11 Ｊｆｅスチール株式会社 耐熱性と靭性に優れるフェライト系ステンレス鋼
WO2009110640A1 (ja) 2008-03-07 2009-09-11 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
JP2009235555A (ja) * 2008-03-28 2009-10-15 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 耐酸化性に優れた耐熱性フェライト系ステンレス鋼板
JP2010053420A (ja) * 2008-08-29 2010-03-11 Jfe Steel Corp 熱疲労特性、高温疲労特性、耐酸化性および靭性に優れるフェライト系ステンレス鋼
JP2010053418A (ja) * 2008-08-29 2010-03-11 Jfe Steel Corp 熱疲労特性、高温疲労特性、耐酸化性および加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼
JP2010053417A (ja) * 2008-08-29 2010-03-11 Jfe Steel Corp 熱疲労特性、高温疲労特性および耐酸化性に優れるフェライト系ステンレス鋼
WO2010110466A1 (ja) 2009-03-24 2010-09-30 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
JP2010236001A (ja) * 2009-03-31 2010-10-21 Nisshin Steel Co Ltd フェライト系ステンレス鋼
US8153055B2 (en) 2009-08-31 2012-04-10 Jfe Steel Corporation Ferritic stainless steel with excellent heat resistance
WO2011024568A1 (ja) 2009-08-31 2011-03-03 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
WO2011068328A3 (ko) * 2009-12-04 2011-11-03 주식회사 포스코 내열성이 우수한 가공용 냉연강판 및 그 제조방법
WO2011068328A2 (ko) * 2009-12-04 2011-06-09 주식회사 포스코 내열성이 우수한 가공용 냉연강판 및 그 제조방법
US8980018B2 (en) 2010-03-26 2015-03-17 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Ferritic stainless steel sheet excellent in heat resistance and workability and method of production of same
WO2011118854A1 (ja) 2010-03-26 2011-09-29 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及びその製造方法
JP2012007195A (ja) * 2010-06-22 2012-01-12 Nisshin Steel Co Ltd 耐熱性および時効硬化特性に優れた低Ｃｒステンレス鋼およびその鋼からなる自動車排ガス経路部材
WO2012036313A1 (ja) * 2010-09-16 2012-03-22 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐酸化性に優れた耐熱フェライト系ステンレス鋼板
KR20150140423A (ko) 2010-09-16 2015-12-15 닛폰 스틸 앤드 스미킨 스테인레스 스틸 코포레이션 내산화성이 우수한 내열 페라이트계 스테인리스 강판
JP5709875B2 (ja) * 2010-09-16 2015-04-30 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐酸化性に優れた耐熱フェライト系ステンレス鋼板
KR20130058070A (ko) 2010-10-14 2013-06-03 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 내열성과 가공성이 우수한 페라이트계 스테인리스강
WO2012050226A1 (ja) 2010-10-14 2012-04-19 Ｊｆｅスチール株式会社 耐熱性と加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼
US9157137B2 (en) 2010-11-11 2015-10-13 Jfe Steel Corporation Ferritic stainless steel excellent in oxidation resistance
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
US10072323B2 (en) 2011-02-08 2018-09-11 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Hot rolled ferritic stainless steel sheet, method for producing same, and method for producing ferritic stainless steel sheet
WO2012133573A1 (ja) 2011-03-29 2012-10-04 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及びその製造方法
US9885099B2 (en) 2012-03-09 2018-02-06 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Ferritic stainless steel sheet
US10385429B2 (en) 2013-03-27 2019-08-20 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Hot-rolled ferritic stainless-steel plate, process for producing same, and steel strip
JP5885884B2 (ja) * 2013-03-27 2016-03-16 新日鐵住金ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス熱延鋼板とその製造方法及び鋼帯
WO2014157576A1 (ja) * 2013-03-27 2014-10-02 新日鐵住金ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス熱延鋼板とその製造方法及び鋼帯
KR20160103100A (ko) 2014-02-05 2016-08-31 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판, 그 제조 방법 및 페라이트계 스테인리스 냉연 어닐링 강판
US10837075B2 (en) 2014-02-05 2020-11-17 Jfe Steel Corporation Hot rolled and annealed ferritic stainless steel sheet, method of producing same, and cold rolled and annealed ferritic stainless steel sheet
US10400318B2 (en) 2014-05-14 2019-09-03 Jfe Steel Corporation Ferritic stainless steel
KR20160145675A (ko) 2014-05-14 2016-12-20 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 페라이트계 스테인리스강
JP2017179398A (ja) * 2016-03-28 2017-10-05 新日鐵住金ステンレス株式会社 排気マニホールド用フェライト系ステンレス鋼板および排気マニホールド
KR20190132455A (ko) 2017-03-27 2019-11-27 닛테츠 스테인레스 가부시키가이샤 페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법, 및, 배기 부품
WO2023170996A1 (ja) * 2022-03-07 2023-09-14 日鉄ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼板および排気部品

Also Published As

Publication number Publication date
US20110176954A1 (en) 2011-07-21
US20100119404A1 (en) 2010-05-13
EP1413640A1 (en) 2004-04-28
JP4197492B2 (ja) 2008-12-17
JP5138504B2 (ja) 2013-02-06
KR20040007764A (ko) 2004-01-24
US20090053093A1 (en) 2009-02-26
US20040170518A1 (en) 2004-09-02
DE60204323D1 (de) 2005-06-30
CN1225566C (zh) 2005-11-02
CN1524130A (zh) 2004-08-25
ES2240764T3 (es) 2005-10-16
DE60204323T2 (de) 2006-01-26
JPWO2003004714A1 (ja) 2004-10-28
JP2008297631A (ja) 2008-12-11
EP1413640A4 (en) 2004-12-15
EP1413640B1 (en) 2005-05-25

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP4197492B2 (ja) 排ガス流路部材用フェライト系ステンレス鋼
JP5297630B2 (ja) 耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板
US9279172B2 (en) Heat-resistance ferritic stainless steel
JP5141296B2 (ja) 高温強度と靭性に優れるフェライト系ステンレス鋼
TWI465587B (zh) 耐氧化性優異之肥粒鐵系不鏽鋼
WO1991014796A1 (en) Heat-resistant ferritic stainless steel excellent in low-temperature toughness, weldability and heat resistance
JP5025671B2 (ja) 高温強度に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP5540637B2 (ja) 耐熱性に優れるフェライト系ステンレス鋼
US20060237102A1 (en) Ferritic steel sheet concurrently improved in formability, high-temperature strength, high temperature oxidation resistance, and low temperature toughness
JP5012243B2 (ja) 高温強度、耐熱性および加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼
JP4309140B2 (ja) 自動車排気系機器用フェライト系ステンレス鋼
JP2803538B2 (ja) 自動車排気マニホールド用フェライト系ステンレス鋼
JP6820757B2 (ja) 耐熱性に優れた耐熱部材締結部品用フェライト系ステンレス鋼板および締結部品並びに耐熱管状部材用円状クランプ
JP4457492B2 (ja) 加工性と溶接性に優れたステンレス鋼
JP3546714B2 (ja) 高温強度、加工性および表面性状に優れたＣｒ含有鋼
JP3744403B2 (ja) 軟質なＣｒ含有鋼
JP4309293B2 (ja) 自動車排気系部材用フェライト系ステンレス鋼
JP3355711B2 (ja) 高温強度と靱性の優れた高Ｃｒフェライト系耐熱鋼
JP5810722B2 (ja) 熱疲労特性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼
JPH06136488A (ja) 加工性、耐高温塩害性および高温強度に優れたフェライト系ステンレス鋼
JP5239644B2 (ja) 熱疲労特性、高温疲労特性、耐酸化性および靭性に優れるフェライト系ステンレス鋼
JP2022123245A (ja) フェライト系ステンレス鋼板
JP2002180207A (ja) 軟質なＣｒ含有鋼
JPH05279804A (ja) 自動車エギゾーストマニホールド用鋼
JP2002348640A (ja) 耐食性に優れ、かつ室温下での降伏応力の低いＣｒ含有鋼

Legal Events

Date Code Title Description
AK Designated states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): AE AG AL AM AT AU AZ BA BB BG BR BY BZ CA CH CN CO CR CU CZ DE DK DM DZ EC EE ES FI GB GD GE GH GM HR HU ID IL IN IS JP KE KG KP KR KZ LC LK LR LS LT LU LV MA MD MG MK MN MW MX MZ NO NZ OM PH PL PT RO RU SD SE SG SI SK SL TJ TM TN TR TT TZ UA UG US UZ VN YU ZA ZM ZW

AL Designated countries for regional patents

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): GH GM KE LS MW MZ SD SL SZ TZ UG ZM ZW AM AZ BY KG KZ MD RU TJ TM AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR IE IT LU MC NL PT SE SK TR BF BJ CF CG CI CM GA GN GQ GW ML MR NE SN TD TG

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application
DFPE Request for preliminary examination filed prior to expiration of 19th month from priority date (pct application filed before 20040101)
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2003510470

Country of ref document: JP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2002743819

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 02813138X

Country of ref document: CN

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 10482718

Country of ref document: US

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 1020047000076

Country of ref document: KR

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 2002743819

Country of ref document: EP

REG Reference to national code

Ref country code: DE

Ref legal event code: 8642

WWG Wipo information: grant in national office

Ref document number: 2002743819

Country of ref document: EP