WO2013147027A1 - 耐熱オーステナイト系ステンレス鋼板 - Google Patents

耐熱オーステナイト系ステンレス鋼板 Download PDF

Info

Publication number
WO2013147027A1
WO2013147027A1 PCT/JP2013/059274 JP2013059274W WO2013147027A1 WO 2013147027 A1 WO2013147027 A1 WO 2013147027A1 JP 2013059274 W JP2013059274 W JP 2013059274W WO 2013147027 A1 WO2013147027 A1 WO 2013147027A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
stainless steel
creep
austenitic stainless
steel sheet
Prior art date
Application number
PCT/JP2013/059274
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
井上　宜治
富美夫 札軒
濱田　純一
Original Assignee
新日鐵住金ステンレス株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 新日鐵住金ステンレス株式会社 filed Critical 新日鐵住金ステンレス株式会社
Priority to CN201380012380.4A priority Critical patent/CN104169450B/zh
Priority to PL13769433T priority patent/PL2832886T3/pl
Priority to EP13769433.7A priority patent/EP2832886B1/en
Priority to KR1020147026590A priority patent/KR101619008B1/ko
Priority to US14/387,114 priority patent/US9714459B2/en
Publication of WO2013147027A1 publication Critical patent/WO2013147027A1/ja

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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • 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
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C22C38/02—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
    • C22C38/40—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
    • 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
    • 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
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • 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
    • C21D2211/001—Austenite
    • 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
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • 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
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • 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
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling

Definitions

  • the present invention relates to a heat-resistant austenitic stainless steel used for parts exposed to high temperatures, such as an automobile turbo housing, and a method for producing the same.
  • stainless steel has been used because materials used for turbo housing for automobiles and the like are required to have extremely high high-temperature strength in a high-temperature environment reaching 800 ° C.
  • An austenitic stainless steel typified by SUS310S is used as a stainless steel plate used in a high temperature environment.
  • SUS310S the required performance for the materials used such as high temperature strength and oxidation resistance has become strict, and SUS310S cannot fully cope with it.
  • turbo related materials are high temperature strength and creep properties.
  • creep properties the magnitude of deformation after a certain time is more important than the life.
  • processing is essential, a certain level of workability is also required.
  • the creep strength is improved by adding P.
  • P has a problem of reducing weldability and creep ductility.
  • the invention disclosed in Patent Document 2 improves creep ductility and weldability by adding REM, particularly Nd, in addition to P.
  • the addition of REM causes an increase in cost.
  • Patent Documents 3 and 4 disclose austenitic stainless steel excellent in heat resistance.
  • a steel having excellent heat resistance, particularly resistance to embrittlement cracking of a welded portion is disclosed by mutually adjusting each component element.
  • the creep characteristics at this time are only evaluated at 650 ° C. or lower, and are not evaluated at 800 ° C.
  • the object of the present invention is to improve high temperature strength and creep characteristics with an inexpensive component system.
  • carbide is considered effective for improving the high temperature strength, particularly creep strength, of austenitic stainless steel.
  • Carbides such as M 23 C 6 , TiC and NbC are used for improving the creep strength.
  • the present inventors paid attention to not only carbides but also nitrides, and examined in detail the effects of these on high temperature strength and creep strength. As a result, it has been found that high temperature strength and creep strength can be improved by positively adding N and Nb, adding a small amount of V, further limiting the content of Al and Ti, and devising the manufacturing method. Although the mechanism has not been elucidated in detail, the following knowledge has been obtained.
  • Nb-based carbonitrides during product use at high temperatures is important for improving creep properties. -It is better to reduce the precipitation of Al and Ti nitrides as much as possible. -When Nb is added excessively, a Laves phase (Fe 2 Nb) precipitates and the creep characteristics are not improved. -Addition of a small amount of V suppresses the coarsening of the Nb-based carbonitride and is effective in improving the creep characteristics. -If precipitates such as undissolved carbonitride remain in the product, these become nucleation sites for precipitation and prevent fine precipitation of Nb-based carbonitrides.
  • the amount of residual precipitates in the product affects the creep characteristics, it is better to reduce this as much as possible.
  • the amount of residual precipitates depends on the production process, and is particularly affected by the heating temperature and the final annealing temperature in hot rolling.
  • the present inventors have completed an invention excellent in high-temperature strength and creep characteristics by determining the optimum range of the content of Nb, V, C, N, Al, and Ti and optimizing the manufacturing process. It was. That is, the gist of the present invention is as follows.
  • the hot rolling heating temperature is 1200 ° C. to 1300 ° C.
  • the final annealing temperature is 1100.
  • C 0.03% or more and 0.06% or less C is an element effective for securing high-temperature strength and creep strength. If the addition amount is 0.03% or more, the effect cannot be exhibited. Moreover, even if it adds 0.1% or more, only the non-solid solution carbonitride in a solution-ized state will increase.
  • N 0.1% or more and 0.3% or less N is an important element in the present invention. By adding N, fine carbonitrides are formed, and the high temperature strength and creep strength are improved. If it is less than 0.1%, the effect is small. Moreover, in order to add exceeding 0.3%, special equipment is required, so the upper limit is made 0.3%.
  • Si 1% or less Si is not only useful as a deoxidizing element, but also an element effective for oxidation resistance. However, if added in excess, toughness and ductility are reduced, so the upper limit is made 1%.
  • Mn 3% or less Mn is useful as a deoxidizing element like Si. Further, S inevitably contained in the steel is fixed as a sulfide to improve hot workability. However, if added excessively, the mechanical properties deteriorate, so the upper limit is made 3%.
  • P 0.04% or less P improves the creep strength of the steel of the present invention, but decreases creep ductility and weldability. Therefore, the upper limit is made 0.04%.
  • S 0.03% or less S is contained as an inevitable impurity in the steel, and remarkably deteriorates hot workability. Therefore, 0.03% is made the upper limit.
  • Ni is an essential element as an austenitic stainless steel, and is an important element for ensuring corrosion resistance. The appropriate amount is 5-12%.
  • Cr 15-20% Cr is an essential element as an austenitic stainless steel, and is an important element for ensuring corrosion resistance and oxidation resistance. However, if the Cr content is high, the mechanical properties deteriorate. Therefore, it is set to 15% or more and 20% or less.
  • Al 0.01% or more and 0.06% or less Al is useful because it is useful as a deoxidizing element and can be deoxidized at low cost. This effect is manifested when 0.01% or more is added. However, since Al forms AlN and degrades the creep characteristics, the addition is suppressed in the present invention, and 0.06% or less is good. A more preferable range is 0.03% to 0.06%.
  • Nb 0.05% or more and 0.3% or less
  • Nb is an essential element. It is considered that Nb-based carbonitride is finely precipitated and added to suppress the growth rate by adding simultaneously with N, and this effect improves the creep characteristics. This effect can be obtained by adding 0.05% or more. However, addition exceeding 0.3% is not preferable because it not only coarsens the carbonitride, but also forms Fe 2 Nb called a Laves phase, which lowers the creep characteristics.
  • V 0.05% or more and 0.15% or less V is an element necessary for the present invention. It is an element that improves high temperature strength and creep strength. Furthermore, in the present invention, Nb—V-based carbonitrides are formed together with Nb, and as a result, they are more finely precipitated and the creep characteristics are further improved. This effect can be obtained by adding 0.05% or more. However, if it exceeds 0.30% and it is added excessively, the creep characteristics deteriorate due to the formation of VN, which is not preferable.
  • Ti 0.03% or less
  • Ti is an element to be restricted.
  • Ti is not preferable because it is easily combined with C, N, particularly N, forms coarse carbonitride, suppresses formation of fine Nb-based carbonitride, and as a result, deteriorates creep characteristics. This effect is almost negligible when Ti is 0.03% or less, so this is the upper limit.
  • Nb, V, C, and N It is desirable that (Nb + V) / (C + N) is 2 or less by mass%. This is because when N exceeds 2, Nb and V become excessive, a Laves phase or the like is formed, and the creep characteristics are deteriorated. Further, the lower limit is not particularly defined, but if it is too low, C and N are excessive, and there is a possibility that the corrosion resistance and the like may be lowered due to Cr-based carbide precipitation or the like.
  • Cu 1% or less Cu is an element that greatly improves creep strength because it precipitates finely during use at high temperatures, and in the present invention, 1% is added to the upper limit. If it exceeds 1%, the hot workability and creep ductility, and further, the room temperature ductility is lowered, which is not preferable. In the case of adding 0.1% or more, the effect is remarkably exhibited.
  • Mo 3% or less Mo is an element that improves high-temperature strength and creep characteristics, and can be added as necessary. However, excessive addition is not preferable because it impairs the tissue stability, and the addition amount is desirably 3% or less.
  • W 3% or less W, like Mo, is an element that improves high-temperature strength and creep strength, and can be added as necessary. However, since excessive addition impairs the tissue stability, it is not preferable, and the addition is desirably 3% or less.
  • Co 1% or less Co, like Mo and W, is an element that improves high-temperature strength and creep strength, and can be added as necessary. However, excessive addition is undesirable because it impairs the tissue stability and is also expensive, so the addition is desirably 1% or less.
  • B 0.01% or less B is also an element that enhances high-temperature strength and creep characteristics. However, excessive addition lowers the room temperature ductility, so the addition is made 0.01% or less. Desirably, it is 0.0003% or more and 0.0050% or less.
  • the present invention defines the amount of carbonitride deposited. This is based on the result of investigating the cause of the creep characteristics that may vary depending on the manufacturing conditions even with the same alloy amount. Observing the microstructure of the steel with inferior creep properties before and after the creep test, some coarse precipitates already existed before the creep test, and during the test the coarse precipitates became nuclei and new precipitates formed. Turned out to be. That is, the precipitate in the product inhibits fine precipitation at high temperature, which is considered to be the cause of the deterioration of the creep characteristics. Therefore, it is important to reduce the amount of precipitation in the product. The inventors conducted various tests and found that when the amount of precipitation in the product was 1% or less, the creep characteristics were not affected. Therefore, the upper limit of the amount of precipitates is set to 1%. There is no particular lower limit.
  • the method for producing a steel sheet of the present invention comprises the steps of steelmaking, hot rolling, pickling, cold rolling, annealing and pickling.
  • steelmaking a method in which the steel containing the above essential components and components added as necessary is subjected to furnace melting followed by secondary refining.
  • the molten steel is made into a slab according to a known casting method (continuous casting).
  • the slab is heated to a predetermined temperature and hot-rolled to a predetermined plate thickness by continuous rolling.
  • the hot-rolled sheet After that, after annealing the hot-rolled sheet, it is cold-rolled and further subjected to final annealing and pickling to obtain a product. Cold rolling and annealing may be repeated a plurality of times. Moreover, it is good also as a product by performing bright annealing instead of final annealing and pickling.
  • the annealing conditions for the bright annealing are preferably the same as those for the final annealing.
  • the precipitation amount of carbonitride is important in the present invention, and it is preferable to reduce the precipitation amount in the product.
  • carbonitride is generated at a relatively high temperature, it is difficult to completely dissolve the carbonitride, and a large load is generated on the production facility.
  • the present inventors have studied in detail the precipitation amount of carbonitride, the creep characteristics, and the production method, and found the optimum production conditions.
  • the important processes in the present invention are hot rolling and final annealing.
  • the amount of carbonitride of the product is 1% or less, and excellent creep characteristics are obtained.
  • the heating temperature of hot rolling is set to 1200 ° C. or more and 1300 ° C. or less.
  • the temperature is lower than 1200 ° C., a large amount of undissolved carbonitride remains, and thus the creep strength decreases. Further, even if the temperature exceeds 1300 ° C., the creep characteristics are not improved, and adverse effects such as shortening the life of the heating furnace increase.
  • the final annealing temperature is set to 1100 ° C. or more and 1200 ° C. or less.
  • the temperature is less than 1100 ° C., a large amount of undissolved carbonitride remaining until the end of the hot rolling process remains, which is not preferable.
  • the temperature exceeds 1200 ° C., the risk of plate breakage increases, so the upper limit is set to 1200 ° C.
  • the manufacturing method in other steps is not particularly defined, but the hot rolling conditions, the hot rolled sheet thickness, etc. may be appropriately selected. Further, temper rolling or correction by a tension leveler may be applied after cold rolling and annealing. Further, the product plate thickness may be selected according to the required member thickness.
  • the heating temperature at this time is 1250 degreeC. Thereafter, the hot-rolled coil was annealed at an annealing temperature of 1100 ° C., then pickled, further cold-rolled to a thickness of 2 mm, and subjected to annealing and pickling to obtain a product plate.
  • the final annealing temperature is 1150 ° C. and the annealing time is 120 seconds.
  • a normal temperature tensile test JIS 13B
  • a high temperature tensile test piece were collected.
  • the total elongation value obtained by conducting a room temperature tensile test (based on JIS Z 2241) was used as an index of workability.
  • a tensile test was performed at 800 ° C., and 0.2% proof stress and tensile strength were measured (based on JIS G 0567).
  • a creep strain test was performed using the same test piece. The test temperature was 800 ° C., the test time was 300 hours, various loads were applied, the amount of strain was determined, and the load stress that gave 1% strain was determined from these.
  • the amount of extraction residue was determined from the product plate and used as the amount of precipitate.
  • the X-ray diffraction test of the residue was also conducted and it was confirmed that the residue was mainly carbonitride.
  • a heat resistant stainless steel plate having excellent creep characteristics can be provided.
  • the contribution is significant.

Landscapes

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

Abstract

　安価な成分系で高温強度およびクリープ特性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板を提供する。　質量%で、Ｃ：０．０３％以上０．０６％以下、Ｎ：０．１％以上０．３％以下、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：３％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎｉ：５～１２％、Ｃｒ：１５～２０％、Al：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０５％以上０.３％以下、Ｖ：０．０５％以上０．３０％以下、Ｔｉ：０．０３％以下、かつ、（Ｎｂ＋Ｖ）／（Ｃ＋Ｎ）が２以下であり、さらに、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、鋼中の炭窒化物を主体とする析出物の量が１%以下であることを特徴とする耐熱オーステナイト系ステンレス鋼板。

Description

耐熱オーステナイト系ステンレス鋼板
　本発明は、自動車用ターボハウジング等高温に曝される部位に使用される耐熱オーステナイト系ステンレス鋼とその製造方法に関するものである。
　従来、自動車用のターボハウジンング等に使用される材料は８００℃に達する高温環境下で極めて高い高温強度が要求されることから、ステンレス鋳鋼が使用されてきた。しかし、近年のコスト低減要求に対し、鋳鋼からの切削加工による部品製造より安価に製造できる鋼板からの部品製造が提案され、その開発が進められている。高温環境下で使用されるステンレス鋼板として、ＳＵＳ３１０Ｓを代表とするオーステナイト系ステンレス鋼が使用されている。しかし、近年、高温強度や耐酸化性など使用材料に対する要求性能が厳しくなり、ＳＵＳ３１０Ｓでは対応しきれなくなっている。
　ターボ関連材に求められる特性は、高温強度とクリープ特性である。クリープ特性では、寿命よりも、ある一定時間後の変形の大きさが重要とされている。また、加工が必須なので、ある程度の加工性も要求される。
　特許文献１に開示される発明は、Ｐを添加することによりクリープ強度の向上を図っている。しかし、Ｐ添加は溶接性およびクリープ延性を低下させる課題がある。また、耐食性を低下させる懸念もある。特許文献２に開示される発明は、Ｐの他にＲＥＭ、特にＮｄを添加することにより、クリープ延性および溶接性を向上させている。しかし、ＲＥＭ添加はコスト上昇を招く。
　特許文献３および４には、耐熱性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。ここでは、各成分元素を相互調整して優れた耐熱性、特に溶接部の耐脆化割れ性に優れた鋼を開示している。しかし、この時の、クリープ特性は６５０℃以下での評価のみであり、８００℃での評価は行っていない。
特開昭６２－２４３７４２号公報 ＷＯ２００６／１０６９４４号公報 ＷＯ２００９／０４４７９６号公報 ＷＯ２００９／０４４８０２号公報
　本発明は、安価な成分系で高温強度およびクリープ特性を向上させることを課題とする。
　本発明者らは、自動車ターボ用材料として使用可能なオーステナイト系ステンレス鋼を開発するために、８００℃での高温強度およびクリープ特性に着目して検討してきた。
　オーステナイト系ステンレス鋼の高温強度、特にクリープ強度の改善には、炭化物の析出が有効とされている。Ｍ23Ｃ6、ＴｉＣ、ＮｂＣ等の炭化物がクリープ強度の向上に利用されている。本発明者らは、炭化物だけでなく、窒化物にも着目し、それらが高温強度やクリープ強度に与える影響について、詳細に検討した。その結果、ＮとＮｂを積極的に添加し、Ｖの微量添加、さらには、ＡｌとＴｉの含有量の制限、および、製造方法の工夫により、高温強度およびクリープ強度が向上できることを見出した。そのメカニズムについては、詳細には解明できていないが、以下のような知見を得ている。
・製品を高温で使用中のＮｂ系の炭窒化物の微細析出がクリープ特性向上に重要である。
・Ａｌ、Ｔｉ系の窒化物の析出は可能な限り低減した方が良い。
・Ｎｂが過剰に添加されると、Ｌａｖｅｓ相（Ｆｅ2Ｎｂ）が析出し、クリープ特性は向上しない。
・Ｖを微量添加すると、Ｎｂ系炭窒化物の粗大化が抑制され、クリープ特性向上に有効である。
・製品に未固溶炭窒化物等の析出物が残存していると、これらが析出の核生成サイトとなり、Ｎｂ系炭窒化物の微細析出を妨げる。
・製品中の残存析出物量がクリープ特性に影響を与えるので、これをできるだけ低減する方が良い。
・残存析出物量は製造プロセスに依存し、特に熱間圧延の加熱温度と最終焼鈍温度の影響が大きい。
　以上から、本発明者らは、Ｎｂ、Ｖ、Ｃ、Ｎ、Ａｌ、Ｔｉの含有量の最適範囲を定め、製造プロセスを最適化することにより、高温強度やクリープ特性に優れた発明を完成させた。
　即ち本発明の要旨は、以下のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．０３％以上０．０６％以下
Ｎ：０．１％以上０．３％以下
Ｓｉ：１％以下
Ｍｎ：３％以下
Ｐ：０．０４％以下
Ｓ：０．０３％以下
Ｎｉ：５～１２％
Ｃｒ：１５～２０％
Ａｌ：０．０１％以上０．１％以下
Ｎｂ：０．０５％以上０．３％以下
Ｖ：０．０５％以上０．３０％以下
Ｔｉ：０．０３％以下
かつ、（Ｎｂ＋Ｖ）／（Ｃ＋Ｎ）が２以下であり、
さらに、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、鋼中の炭窒化物を主体とする析出物の量が１％以下であることを特徴とする耐熱オーステナイト系ステンレス鋼板。
（２）さらに、
Ｃｕ：１％以下、Ｍｏ：３％以下、Ｗ：３％以下、Ｃｏ：１％以下、Ｂ：０．０１％以下
の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）記載の耐熱オーステナイト系ステンレス鋼板。
（３）製鋼－熱間圧延－酸洗－冷間圧延－焼鈍・酸洗の各工程からなる鋼板の製造工程において、熱間圧延の加熱温度が１２００℃以上１３００℃以下、最終焼鈍温度が１１００℃以上１２００℃以下であることを特徴とする（１）又は（２）記載の耐熱オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
　以下に成分範囲の限定理由を述べる。成分含有量はすべて質量％である。
Ｃ：０．０３％以上０．０６％以下
　Ｃは高温強度やクリープ強度を確保するために有効な元素である。その添加量は、０．０３％以上だとその効果は発揮できない。また、０．１％以上添加しても溶体化状態における未固溶炭窒化物が増えるだけである。
Ｎ：０．１％以上０．３％以下
　Nは本発明で重要な元素である。Ｎの添加による微細な炭窒化物が形成され、高温強度およびクリープ強度が向上する。０．１％未満だとその効果が小さい。また、０．３％を超えて添加するには、特別な設備が必要であるため、その上限を０．３％とする。
Ｓｉ：１％以下
　Ｓｉは脱酸元素として有用であるばかりでなく、耐酸化性にも有効な元素である。しかし、過剰に添加すると靭性や延性の低下が生じるため、その上限を１％とする。
Ｍｎ：３％以下
　Ｍｎは、Ｓｉと同じく脱酸元素として有用である。また、鋼中に不可避的に含有されるＳを硫化物として固着し熱間加工性を改善する。しかし、過剰に添加すると機械的特性が劣化するため、その上限を３％とする。
Ｐ：０．０４％以下
　Ｐは、本発明鋼のクリープ強度を向上させるが、クリープ延性や溶接性を低下させる。そのため、上限を０．０４％とする。
Ｓ：０．０３％以下
　Ｓは鋼中に不可避的不純物として含有され、熱間加工性を著しく低下させる。そのため、０．０３％を上限とする。
Ｎｉ：５～１２％
　Ｎｉはオーステナイト系ステンレス鋼として、必須元素であり、また、耐食性を確保する重要な元素である。その適量は、５～１２％である。
Ｃｒ：１５～２０％
　Ｃｒはオーステナイト系ステンレス鋼として、必須元素であり、耐食性、耐酸化性を確保する重要な元素である。しかし、Ｃｒ含有量が高いと機械的特性が劣化する。そのため、１５％以上２０％以下とする。
Ａｌ：０．０１％以上０．０６％以下
　Ａｌは脱酸元素として有用であり、低コストで脱酸できるため、添加している。この効果は０．０１％以上の添加で発現する。しかし、ＡｌはＡｌＮを形成してクリープ特性を低下させるため、本発明ではその添加を抑制し、０．０６％以下が良い。より好ましい範囲は、０．０３％以上０．０６％以下が好ましい範囲である。
Ｎｂ：０．０５％以上０．３％以下
　本発明において、Ｎｂは必須元素である。Ｎと同時に添加することにより、Ｎｂ系の炭窒化物を微細に析出させるとともに、その成長速度を抑制する働きがあると考えており、この効果によりクリープ特性が向上する。この効果は０．０５％以上添加することによって得られる。しかし、０．３％を超えての添加は、炭窒化物を粗大化させてしまうだけでなく、Ｌａｖｅｓ相と呼ばれるＦｅ2Ｎｂが形成されるため、クリープ特性を低下させるので、好ましくない。
Ｖ：０．０５％以上０．１５％以下
　Ｖは本発明に必要な元素である。高温強度、クリープ強度を向上させる元素である。さらに、本発明においては、ＮｂとともにＮｂ－Ｖ系の炭窒化物を形成し、その結果、より微細に析出し、クリープ特性をより向上させる。この効果は、０．０５％以上添加することによって得られる。しかし、０．３０％を超え、過剰に添加すると、ＶＮの形成によりクリープ特性は低下するため、好ましくない。
Ｔｉ：０．０３％以下
　本発明においてＴｉは制限すべき元素である。ＴｉはＣ、Ｎ特にＮと結びつきやすく、粗大な炭窒化物を形成し、微細なＮｂ系炭窒化物の形成を抑制し、その結果、クリープ特性を低下させるため好ましくない。Ｔｉが０．０３％以下であるとこの弊害がほぼ無視できるので、これを上限とする。
　また、Ｎｂ、Ｖ、Ｃ、Ｎに関して、
質量％で、（Ｎｂ＋Ｖ）／（Ｃ＋Ｎ）が２以下となることが望ましい。２を超えるとＮｂ、Ｖが過剰となり、Ｌａｖｅｓ相等が形成され、クリープ特性を低下させるためである。また、下限は特に定めないが、低すぎると、Ｃ、Ｎが過剰であり、Ｃｒ系炭化物析出等で耐食性等を低下させる可能性があるため、０．２以上が好ましい。
Ｃｕ：１％以下
　Ｃｕは高温下での使用中に微細に析出するためクリープ強度を大きく向上させる元素であり、本発明では１％を上限に添加する。１％を超えると、熱間加工性およびクリープ延性、さらには、常温延性も低下するため好ましくない。添加する場合は０．１％以上の添加でその効果が顕著に発現する。
Ｍｏ：３％以下
　Ｍｏは、高温強度、クリープ特性を向上させる元素であり、必要に応じて添加できる。しかし、過剰に添加すると組織安定性を損なうため好ましくなく、その添加量は３％以下が望ましい。
Ｗ：３％以下
　ＷもＭｏと同様に、高温強度、クリープ強度を向上させる元素であり、必要に応じて添加できる。しかし、過剰に添加すると組織安定性を損なうため好ましくなく、その添加は３％以下が望ましい。
Ｃｏ：１％以下
　ＣｏもＭｏ、Ｗと同様に、高温強度、クリープ強度を向上させる元素であり、必要に応じて添加できる。しかし、過剰に添加すると組織安定性を損なうため好ましくなく、高価でもあるため、その添加は１％以下が望ましい。
Ｂ：０．０１％以下
　Ｂも高温強度、クリープ特性を高める元素である。しかし、過剰の添加は常温延性を低下させるため、その添加は０．０１％以下とする。望ましくは、０．０００３％以上０．００５０％以下である。
　これらの合金元素の規定に加えて、本発明では炭窒化物の析出量を規定する。これは、同じ合金量であっても、製造条件によりクリープ特性が異なる場合があり、その原因を調査した結果に基づくものである。クリープ特性が劣位にある鋼のクリープ試験前後の組織を観察すると、クリープ試験前に既に粗大な析出物がある程度存在し、試験中には、粗大な析出物が核となり、新たな析出物が生成していることが判明した。つまり、製品中の析出物が高温での微細析出を阻害しており、これがクリープ特性を低下させている原因であると考えられる。したがって、製品での析出量を少なくすることが重要である。発明者らは、種々の試験を行い、製品での析出量が１％以下であると、クリープ特性に影響を与えないことを見いだした。したがって、析出物量の上限を１％とする。下限は特に定めない。
　しかし、炭窒化物は比較的高温で生成されるため、完全に固溶させることは困難であり、０．０１％未満とすることは製造設備に多大な不可を与えるので、析出量は、０．０１％以上が好ましい。
　次に製造方法について説明する。本発明の鋼板の製造方法は、製鋼－熱間圧延－酸洗－冷間圧延－焼鈍・酸洗の各工程よりなる。製鋼においては、前記必須成分および必要に応じて添加される成分を含有する鋼を、転炉溶製し続いて２次精錬を行う方法が好適である。溶製した溶鋼は、公知の鋳造方法（連続鋳造）に従ってスラブとする。スラブは、所定の温度に加熱され、所定の板厚に連続圧延で熱間圧延される。
　その後、熱間圧延板に焼鈍を施した後、冷間圧延され、さらに最終焼鈍、酸洗を行い、製品となる。冷間圧延、焼鈍は複数回繰り返しても良い。また、最終焼鈍、酸洗ではなく、光輝焼鈍を行い、製品としても良い。この場合、光輝焼鈍の焼鈍条件は最終焼鈍と同じ条件が望ましい。
　上述したように、本発明では炭窒化物の析出量が重要であり、製品での析出量を少なくすることが好ましい。しかし、炭窒化物は比較的高温で生成されるため、完全に固溶させることは困難であり、かつ、製造設備に大きな負荷が生じる。
　そこで、本発明者らは、炭窒化物の析出量とクリープ特性および製造方法を詳細に検討し、最適製造条件を見出した。この製造工程において、本発明で重要な工程は、熱間圧延と最終焼鈍である。この２つの工程の製造条件の組み合わせにより、製品の炭窒化物量が１％以下となり優れたクリープ特性が得られる。まず、熱間圧延の加熱温度は１２００℃以上１３００℃以下とする。１２００℃未満であると、未固溶の炭窒化物が多く残り、そのため、クリープ強度が低下する。また、１３００℃を超えてもクリープ特性は向上せず、加熱炉の寿命を短くする等弊害が多くなるため、１３００℃を上限とする。
　また、最終焼鈍温度を１１００℃以上１２００℃以下とする。１１００℃未満であると熱延工程終了時まで残存している未固溶炭窒化物が多く残り、クリープ特性が低下するので好ましくない。また、１２００℃を超えると、板破断等の危険性が多くなるので、上限を１２００℃とする。
　他工程の製造方法については特に規定しないが、熱延条件、熱延板厚などは適宜選択すれば良い。また、冷延・焼鈍後に調質圧延やテンションレベラーによる矯正を付与しても構わない。
　更に、製品板厚についても、要求部材厚に応じて選択すれば良い。
　表１に示す成分組成の鋼を溶製してスラブに鋳造し、スラブを熱間圧延して５ｍｍ厚の熱延コイルとした。この時の、加熱温度は、１２５０℃である。その後、熱延コイルを焼鈍温度１１００度で焼鈍した後、酸洗し、さらに、２ｍｍ厚まで冷間圧延し、焼鈍・酸洗を施して製品板とした。最終焼鈍温度は、１１５０℃、焼鈍時間は１２０秒である。
　また、鋼Ｎｏ．１に関しては、加熱温度と最終焼鈍条件を変えて鋼板を作製した。それらの鋼が１Ａ鋼から１Ｆ鋼である。変更した条件以外はＮｏ．１鋼と同じである。
　このようにして得られた製品板から、常温引張試験（ＪＩＳ１３Ｂ号）、高温引張試験片を採取した。そして、常温引張試験（ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠）を行って得た全伸び値を加工性の指標とした。また、高温特性の指標として、８００℃で引張試験を実施し、０．２％耐力および引張強度を測定した（ＪＩＳ　Ｇ　０５６７に準拠）。さらに、同じ試験片を用いて、クリープ歪み試験を行った。試験温度８００℃、試験時間３００時間とし、種々の荷重をかけ、歪み量を求めて、これらから１％歪み量となる負荷応力を求めた。この値が大きいほど、クリープ特性が良いと言える。加えて、製品板から抽出残渣量を求め、析出物量とした。また、残渣のＸ線回折試験も行い、残渣が炭窒化物主体であることを確認した。
　これらの試験結果も表１に示す。
　表1から明らかなように、本発明鋼は優れた高温強度およびクリープ特性を示す。また、比較鋼は、高温強度、クリープ特性が劣位であるか、他に問題があり、好ましくないことが明らかである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　以上の説明から明らかなように、本発明によればクリープ特性に優れた耐熱ステンレス鋼板を提供することができ、特に排気部材に適用することにより、部品コストの低減や軽量化による環境対策など社会的寄与は格段に大きい。

Claims (3)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０３％以上０．０６％以下
    Ｎ：０．１％以上０．３％以下
    Ｓｉ：１％以下
    Ｍｎ：３％以下
    Ｐ：０．０４％以下
    Ｓ：０．０３％以下
    Ｎｉ：５～１２％
    Ｃｒ：１５～２０％
    Ａｌ：０．０１％以上０．１％以下
    Ｎｂ：０．０５％以上０.３％以下
    Ｖ：０．０５％以上０．３０％以下
    Ｔｉ：０．０３％以下
    かつ、（Ｎｂ＋Ｖ）／（Ｃ＋Ｎ）が２以下であり、
    さらに、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、鋼中の炭窒化物を主体とする析出物の量が１％以下であることを特徴とする耐熱オーステナイト系ステンレス鋼板。
  2. 　さらに、
    Ｃｕ：１％以下、Ｍｏ：３％以下、Ｗ：３％以下、Ｃｏ：１％以下、Ｂ：０．０１％以下
    の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の耐熱オーステナイト系ステンレス鋼板。
  3. 　製鋼－熱間圧延－酸洗－冷間圧延－焼鈍・酸洗の各工程からなる鋼板の製造工程において、熱間圧延の加熱温度が１２００℃以上１３００℃以下、最終焼鈍温度が１１００℃以上１２００℃以下であることを特徴とする請求項１又は２記載の耐熱オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
PCT/JP2013/059274 2012-03-30 2013-03-28 耐熱オーステナイト系ステンレス鋼板 WO2013147027A1 (ja)

Priority Applications (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201380012380.4A CN104169450B (zh) 2012-03-30 2013-03-28 耐热奥氏体系不锈钢钢板
PL13769433T PL2832886T3 (pl) 2012-03-30 2013-03-28 Blacha cienka z nierdzewnej żaroodpornej stali austenitycznej
EP13769433.7A EP2832886B1 (en) 2012-03-30 2013-03-28 Heat-resistant austenitic stainless steel sheet
KR1020147026590A KR101619008B1 (ko) 2012-03-30 2013-03-28 내열 오스테나이트계 스테인리스 강판
US14/387,114 US9714459B2 (en) 2012-03-30 2013-03-28 Heat-resistant austenitic stainless steel sheet

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2012-082114 2012-03-30
JP2012082114A JP5794945B2 (ja) 2012-03-30 2012-03-30 耐熱オーステナイト系ステンレス鋼板

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2013147027A1 true WO2013147027A1 (ja) 2013-10-03

Family

ID=49260272

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2013/059274 WO2013147027A1 (ja) 2012-03-30 2013-03-28 耐熱オーステナイト系ステンレス鋼板

Country Status (8)

Country Link
US (1) US9714459B2 (ja)
EP (1) EP2832886B1 (ja)
JP (1) JP5794945B2 (ja)
KR (1) KR101619008B1 (ja)
CN (1) CN104169450B (ja)
HU (1) HUE048418T2 (ja)
PL (1) PL2832886T3 (ja)
WO (1) WO2013147027A1 (ja)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105463337A (zh) * 2015-12-04 2016-04-06 苏州金业船用机械厂 一种不锈钢船用螺旋桨

Families Citing this family (28)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6289941B2 (ja) * 2014-03-05 2018-03-07 株式会社神戸製鋼所 オーステナイト系耐熱鋼
US20180080106A1 (en) * 2015-03-31 2018-03-22 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Stainless steel sheet for exhaust system part use excellent in intermittent oxidation characteristic and exhaust system part
CN105506497B (zh) * 2015-12-25 2017-12-12 中石化四机石油机械有限公司 一种阀箱用不锈钢合金及制造方法
PL3441494T3 (pl) 2016-03-23 2022-01-17 Nippon Steel Stainless Steel Corporation Blacha cienka z nierdzewnej stali austenitycznej na element układu wydechowego o doskonałej odporności cieplnej i obrabialności, element turbosprężarki oraz sposób wytwarzania blachy cienkiej z nierdzewnej stali austenitycznej na element układu wydechowego
CN106180184A (zh) * 2016-07-11 2016-12-07 山西太钢不锈钢股份有限公司 一种奥氏体不锈钢板的轧制方法
CN106319343B (zh) * 2016-10-10 2021-08-17 宝钢德盛不锈钢有限公司 一种低成本的高强度不锈钢及其焊管制造方法
KR101836715B1 (ko) * 2016-10-12 2018-03-09 현대자동차주식회사 고온 내산화성이 우수한 스테인리스강
CN106544601A (zh) * 2016-12-29 2017-03-29 董世祥 多性能耐高温系列铸钢
US10544703B2 (en) 2017-01-30 2020-01-28 Garrett Transportation I Inc. Sheet metal turbine housing with cast core
US10472988B2 (en) 2017-01-30 2019-11-12 Garrett Transportation I Inc. Sheet metal turbine housing and related turbocharger systems
US10436069B2 (en) 2017-01-30 2019-10-08 Garrett Transportation I Inc. Sheet metal turbine housing with biaxial volute configuration
US10494955B2 (en) 2017-01-30 2019-12-03 Garrett Transportation I Inc. Sheet metal turbine housing with containment dampers
JP6866241B2 (ja) * 2017-06-12 2021-04-28 日鉄ステンレス株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法、ならびに排気部品
US10690144B2 (en) 2017-06-27 2020-06-23 Garrett Transportation I Inc. Compressor housings and fabrication methods
TWI648411B (zh) * 2017-09-20 2019-01-21 中國鋼鐵股份有限公司 沃斯田鐵系合金及其製造方法
JP6879877B2 (ja) * 2017-09-27 2021-06-02 日鉄ステンレス株式会社 耐熱性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板及びその製造方法
CN108468000A (zh) * 2018-07-05 2018-08-31 赵云飞 一种铁铬合金材料的制备方法
CN109355472B (zh) * 2018-12-22 2022-03-18 佛山培根细胞新材料有限公司 一种铜铌钴改性奥氏体不锈钢及其加工与热处理方法
JP7270419B2 (ja) * 2019-03-11 2023-05-10 日鉄ステンレス株式会社 高温高サイクル疲労特性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法ならびに排気部品
JP7270445B2 (ja) * 2019-03-29 2023-05-10 日鉄ステンレス株式会社 高温高サイクル疲労特性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法ならびに排気部品
US20200407835A1 (en) * 2019-06-26 2020-12-31 Apple Inc. Nitrided stainless steels with high strength and high ductility
JP7173348B2 (ja) * 2019-07-25 2022-11-16 日本製鉄株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼材及び溶接継手
JP7513867B2 (ja) 2020-03-06 2024-07-10 日本製鉄株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼及びオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法
CN111394641A (zh) * 2020-04-16 2020-07-10 泰州俊宇不锈钢材料有限公司 一种含硫易切削奥氏体不锈钢合金材料的生产工艺
EP3960881A1 (en) * 2020-09-01 2022-03-02 Outokumpu Oyj Austenitic stainless steel
KR102537950B1 (ko) * 2020-12-14 2023-05-31 주식회사 포스코 고온 연화저항성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강
US11732729B2 (en) 2021-01-26 2023-08-22 Garrett Transportation I Inc Sheet metal turbine housing
CN116200650A (zh) * 2021-12-01 2023-06-02 江苏新华合金有限公司 一种高温合金板材及其制备工艺

Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5980757A (ja) * 1982-11-01 1984-05-10 Hitachi Ltd 高強度オ−ステナイト系鋼
JPS62243742A (ja) 1986-04-17 1987-10-24 Nippon Kokan Kk <Nkk> クリ−プ破断強度に優れたオ−ステナイトステンレス鋼
JPH07316653A (ja) * 1994-05-19 1995-12-05 Nippon Steel Corp 極低温特性に優れたステンレス鋼厚板の製造方法
JPH09228003A (ja) * 1995-12-20 1997-09-02 Nippon Steel Corp 溶接性に優れた高強度オーステナイト系耐熱鋼
JP2005105357A (ja) * 2003-09-30 2005-04-21 Jfe Steel Kk 耐食性に優れた油井用高強度ステンレス鋼管
WO2006106944A1 (ja) 2005-04-04 2006-10-12 Sumitomo Metal Industries, Ltd. オーステナイト系ステンレス鋼
JP2009030128A (ja) * 2007-07-30 2009-02-12 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 衝撃吸収特性に優れた構造部材用オーステナイト系ステンレス鋼板
WO2009044802A1 (ja) 2007-10-04 2009-04-09 Sumitomo Metal Industries, Ltd. オーステナイト系ステンレス鋼
WO2009044796A1 (ja) 2007-10-03 2009-04-09 Sumitomo Metal Industries, Ltd. オーステナイト系ステンレス鋼
JP2012001749A (ja) * 2010-06-15 2012-01-05 Sanyo Special Steel Co Ltd 高強度オーステナイト系耐熱鋼

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0694583B2 (ja) * 1984-10-03 1994-11-24 株式会社東芝 耐熱オーステナイト鋳鋼
JP3838216B2 (ja) * 2003-04-25 2006-10-25 住友金属工業株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼
EP1645649B1 (en) 2003-06-10 2014-07-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Austenitic stainless steel for hydrogen gas and method for production thereof
JP4498847B2 (ja) * 2003-11-07 2010-07-07 新日鐵住金ステンレス株式会社 加工性に優れたオ−ステナイト系高Ｍｎステンレス鋼

Patent Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5980757A (ja) * 1982-11-01 1984-05-10 Hitachi Ltd 高強度オ−ステナイト系鋼
JPS62243742A (ja) 1986-04-17 1987-10-24 Nippon Kokan Kk <Nkk> クリ−プ破断強度に優れたオ−ステナイトステンレス鋼
JPH07316653A (ja) * 1994-05-19 1995-12-05 Nippon Steel Corp 極低温特性に優れたステンレス鋼厚板の製造方法
JPH09228003A (ja) * 1995-12-20 1997-09-02 Nippon Steel Corp 溶接性に優れた高強度オーステナイト系耐熱鋼
JP2005105357A (ja) * 2003-09-30 2005-04-21 Jfe Steel Kk 耐食性に優れた油井用高強度ステンレス鋼管
WO2006106944A1 (ja) 2005-04-04 2006-10-12 Sumitomo Metal Industries, Ltd. オーステナイト系ステンレス鋼
JP2009030128A (ja) * 2007-07-30 2009-02-12 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 衝撃吸収特性に優れた構造部材用オーステナイト系ステンレス鋼板
WO2009044796A1 (ja) 2007-10-03 2009-04-09 Sumitomo Metal Industries, Ltd. オーステナイト系ステンレス鋼
WO2009044802A1 (ja) 2007-10-04 2009-04-09 Sumitomo Metal Industries, Ltd. オーステナイト系ステンレス鋼
JP2012001749A (ja) * 2010-06-15 2012-01-05 Sanyo Special Steel Co Ltd 高強度オーステナイト系耐熱鋼

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105463337A (zh) * 2015-12-04 2016-04-06 苏州金业船用机械厂 一种不锈钢船用螺旋桨

Also Published As

Publication number Publication date
US20150083283A1 (en) 2015-03-26
JP2013209730A (ja) 2013-10-10
KR101619008B1 (ko) 2016-05-09
CN104169450B (zh) 2016-08-24
EP2832886A4 (en) 2016-03-23
US9714459B2 (en) 2017-07-25
EP2832886B1 (en) 2020-01-01
HUE048418T2 (hu) 2020-07-28
CN104169450A (zh) 2014-11-26
JP5794945B2 (ja) 2015-10-14
PL2832886T3 (pl) 2020-06-29
EP2832886A1 (en) 2015-02-04
KR20140129261A (ko) 2014-11-06

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5794945B2 (ja) 耐熱オーステナイト系ステンレス鋼板
US10260134B2 (en) Hot rolled ferritic stainless steel sheet for cold rolling raw material
EP2412837B1 (en) Ferritic stainless steel plate having excellent heat resistance and excellent workability
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
JP6851269B2 (ja) フェライト系ステンレス鋼板、鋼管および排気系部品用フェライト系ステンレス部材ならびにフェライト系ステンレス鋼板の製造方法
KR102065814B1 (ko) 내산화성이 우수한 내열 페라이트계 스테인리스 강판
WO2011111871A1 (ja) 耐酸化性に優れたフェライト系ステンレス鋼板並びに耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法
WO2013133429A1 (ja) フェライト系ステンレス鋼板
TW201333223A (zh) 雙相不銹鋼、雙相不銹鋼鑄片、及雙相不銹鋼鋼材
KR20150021124A (ko) 내열성과 가공성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법
CN114502760B (zh) 铁素体系不锈钢钢板及其制造方法、以及铁素体系不锈钢构件
US20210164067A1 (en) High-mn steel and method for manufacturing same
CN111433382B (zh) 具有优异的抗高温氧化性的铁素体不锈钢及其制造方法
JP2022045505A (ja) フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法ならびに排気部品
JP5937861B2 (ja) 溶接性に優れた耐熱フェライト系ステンレス鋼板
JP6986135B2 (ja) フェライト系ステンレス鋼板、およびその製造方法ならびにフェライト系ステンレス部材
JP2019173149A (ja) フェライト系ステンレス鋼板、およびその製造方法ならびにフェライト系ステンレス部材
WO2018002426A1 (en) Martensitic stainless steel and method for the manufacture
JP6720828B2 (ja) オーステナイト系ステンレス鋼板及びその製造方法
JP6722475B2 (ja) オーステナイト系ステンレス鋼焼鈍材およびその製造方法
JP2024028047A (ja) フェライト系ステンレス鋼板
JP5332894B2 (ja) 延性、疲労特性及び靭性に優れた低比重鋼板及びその製造方法

Legal Events

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

Ref document number: 13769433

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 14387114

Country of ref document: US

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20147026590

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: 2013769433

Country of ref document: EP