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WO2003106722A1 - 耐熱性フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法 - Google Patents

耐熱性フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法 Download PDF

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WO2003106722A1
WO2003106722A1 PCT/JP2003/006950 JP0306950W WO03106722A1 WO 2003106722 A1 WO2003106722 A1 WO 2003106722A1 JP 0306950 W JP0306950 W JP 0306950W WO 03106722 A1 WO03106722 A1 WO 03106722A1
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WO
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less
stainless steel
mass
hot
steel
Prior art date
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Ceased
Application number
PCT/JP2003/006950
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English (en)
French (fr)
Inventor
宮崎　淳
研治 髙尾
古君　修
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JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
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Publication date
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Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
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Priority to EP03733230A priority patent/EP1553198A4/en
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Ceased legal-status Critical Current

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    • C21—METALLURGY OF IRON
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    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention is used in high-temperature environments such as exhaust pipes of automobiles and motorcycles, catalyst outer casing materials, exhaust ducts of thermal power plants, and fuel cell-related members (eg, separators, interconnectors, reformers, etc.).
  • the present invention relates to a flint stainless steel excellent in high-temperature strength, high-temperature oxidation resistance, and high-temperature salt damage resistance, which is suitable for use as a member having a high temperature.
  • this Type 429 steel has the problem that when the exhaust gas temperature rises from 900 ° C, which is higher than the current temperature, to a high temperature such as 1000 ° C, due to the improvement in engine performance, the high-temperature resistance or oxidation resistance is insufficient. .
  • the strength at 900 ° C is higher than that of Type 429 steel, and there is an increasing demand for materials that have excellent oxidation resistance.
  • Increasing the high-temperature strength of the exhaust member material also has the advantage that the member can be made thinner, which can greatly contribute to the weight reduction of an automobile body.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 2000-73147 discloses Cr having excellent high-temperature strength, heat resistance, and surface properties applicable to a wide range of high-temperature to low-temperature parts of exhaust system components.
  • a contained steel is disclosed.
  • the material is C: 0.02mass. /.
  • the following is a Cr-containing steel containing Si: 0.1 mass% or less, Cr: 3.0 to 20 mass%, Nb: 0.2 to 1.0 mass%, and reducing Si to 0.10 mass% or less.
  • Fe 2 Nb The purpose is to suppress the precipitation of the Laves phase to suppress the increase in the room temperature yield strength, and to provide excellent high-temperature strength and workability as well as good surface properties.
  • EP 1 2 0 7 2 14 A2 contains C: 0.001% or more and less than 0.002%, Si: more than 0.10% and less than 0.50%, Mn: 2.00% Less than, P: less than 0.006%, S: less than 0.008%, Cr: 12.0% or more and less than 16.0%, Ni: 0.05 or more and less than 1.00%, N: less than 0.002% , Nb: 10x (C + N) or more and less than 1.00%, Mo: more than 0.8% and less than 3.0%, under conditions satisfying S i ⁇ l. 2—0.4Mo, and as required It is disclosed that the content of W: 0.50% or more and 5.00% or less suppresses the precipitation of the Laves phase and stably secures the high temperature strength increasing effect of solid solution Mo.
  • abnormal oxidation means that when a material is exposed to high-temperature exhaust gas, Fe oxides are generated, and the oxidation rate of the Fe oxides is abnormally high. It refers to the phenomenon of becoming ragged.
  • An object of the present invention is to advantageously solve the above-mentioned problems, and an object of the present invention is to propose a fluorite-based stainless steel that is excellent in high-temperature strength and high-temperature oxidation resistance, and also excellent in high-temperature salt damage resistance. .
  • high-temperature salt damage refers to road surface freezing, especially in cold regions. This is the corrosion that occurs when hot water is heated to a high temperature after the salt in the water-blocking agent or the seawater in the coastal area has adhered to the exhaust pipe. This corrosion means that the plate thickness is reduced. Disclosure of the invention
  • the inventors have conducted intensive studies to achieve the above object, and found that the addition of W, especially the combined addition of Mo and W, is effective in improving the high-temperature oxidation resistance and the high-temperature strength. Knowledge that it contributes to
  • the gist configuration of the present invention is as follows.
  • Ti mass 0/0 0.5% or less
  • Zr 0.5% or less under our Yopi V: selected from among 0.5% or less is a Blow I DOO stainless steel containing at least one.
  • the steel further contains at least one selected from Ni: 2.0% or less, Cu: 1.0% or less, Co: 1.0% or less, and Ca: 0.01% or less by mass%. It is a bright stainless steel with excellent strength, high-temperature oxidation resistance and high-temperature salt damage resistance. 5. In any of the above 2-4, the steel further mass 0/0 A1: 0.01 - a ferritic stainless steel containing 7.0%.
  • the steel further mass 0/0 B: under 0.01% or less, Mg: selected from among 0.01% or less is a ferritic stainless steel containing at least one.
  • the steel is a ferritic stainless steel further containing 0.1% or less by mass of REM.
  • the steel is a ferritic stainless steel further containing Cr: more than 16.0 ⁇ / ⁇ and 40.0% or less.
  • the steel is further a ferritic stainless steel in which the total amount of Mo and W satisfies (Mo + W) ⁇ 4.5% by mass%.
  • steel further mass 0/0 Ti: 0.5% or less, Zr: 0.5% or less and V: containing at least one kind selected from among 0.5% or less ferrite Stainless steel.
  • steel is selected from Ni: 2.0% or less, Cu: 1.0% or less, Co: 1.0% or less by mass% Ca: 0.01% or less It is a ferritic stainless steel containing at least one type.
  • the steel further mass 0/0 A1: a ferritic stainless steel containing 0.01 to 7.0 percent.
  • the steel further contains at least one selected from the group consisting of 8: 0.01% or less and Mg: 0.01% or less by mass%.
  • the steel is a ferritic stainless steel further containing 0.1% or less by mass of REM: 0.1% or less.
  • the steel sheet is a hot-rolled steel sheet or a ferritic stainless steel sheet that is a cold-rolled steel sheet.
  • This is a method for producing a ferritic cold-rolled stainless steel sheet in which the hot-rolled steel sheet of the above 16 is further subjected to cold rolling, annealing and pickling.
  • Figure 1 14% Cr_ 0.8% Si—0.5 ° /. This is a graph showing the high-temperature oxidation resistance when Mo and W are added at various ratios based on the amount of Mo + W based on Nb steel.
  • Fig. 2 This graph is based on 18% Cr-0.1% Si-0.5% Nb steel and shows the high-temperature oxidation resistance when Mo and W are added at various ratios, organized by Mo + W amount. .
  • the C content is limited to 0.02% or less. More preferably, it is 0.008% or less.
  • Cr is a basic element that improves corrosion resistance and oxidation resistance, but in order to achieve its effect, it must be 12.0% or more. Further, from the viewpoint of corrosion resistance, 14.0% or more is desirable. If high-temperature oxidation resistance is further emphasized, it is desirable that the content be more than 16.0%. In addition, for a material that emphasizes processability, it is preferably 16.0% or less.
  • the upper limit was set to 40.0%. More preferably, it is 30.0% or less, further preferably, 20.0% or less.
  • the content of Si exceeds 2.0%, the strength at room temperature increases and the workability is reduced, so the upper limit was set to 2.0%.
  • the Cr force is not more than 16.0%, it effectively contributes to the improvement of high-temperature salt damage resistance. From this viewpoint, it is preferable to contain 0.5% or more. More preferably, it is in the range of 0.6 to 1.2%.
  • Mn effectively contributes as a deoxidizing agent, but an excessive addition forms MnS and lowers the corrosion resistance, so it was limited to 2.0% or less. More preferably, it is at most 1.0%. From the standpoint of scale peel resistance, the higher the Mn content, the better. Therefore, from this viewpoint, it is preferable to contain 0.3% or more.
  • Mo effectively contributes not only to high-temperature strength but also to improvement in oxidation resistance and corrosion resistance. Therefore, the content of Mo is set to 1.0% or more in the present invention. However, if the content is too large, the strength at room temperature increases and the workability decreases, so the upper limit was set to 5.0%. More preferably, it is in the range of 1.8 to 2.5%.
  • W is a particularly important element in the present invention.
  • W when W is added to the ferritic stainless steel to which Mo is added, remarkable improvement in high-temperature oxidation resistance can be achieved. Also, to improve high temperature strength Contribute effectively.
  • the W content is less than 2.0%, the effect of the addition is poor.On the other hand, if it is contained in a large amount exceeding 5.0%, the cost rises.Therefore, W exceeds 2.0% and 5.0%
  • the content was set in the following range. In particular, when W is contained in excess of 2.6%, the high-temperature strength is remarkably improved, so that it is more preferably more than 2.6% and 4.0% or less, more preferably 3.0% or more and 3. 5% or less.
  • the total amount of these elements is preferably 4.3% or more. It is preferably at least 4.5%, more preferably at least 4.7%, even more preferably at least 4.9%.
  • Figure 1 shows that Mo (1.42%-1.98%) and W (L 11%-4.11%) were varied based on 14% Cr-0.8% Si -0.5% Nb steel. The results of examining the high-temperature oxidation resistance of the cold-rolled annealed sheet when added at a ratio of 1% are shown.
  • Figure 2 shows that Mo (1.81% -1.91%) and W (l.02% -3.12%) are based on 18% Cr—0.1% Si—0.5% Nb steel. The results obtained by examining the high-temperature oxidation resistance of cold-rolled annealed sheets when) were added at various ratios are shown.
  • the high-temperature oxidation resistance test was performed at 1050 ° C to promote oxidation.
  • the test piece was kept in an air atmosphere at 1050 ° C for 100 hours, and evaluated by a change in weight of the test piece after this test. The smaller the weight change, the better the high temperature oxidation resistance. If the weight change after the test is 10 mg / cm 2 or less, it can be said that the composition is excellent in high-temperature oxidation resistance.
  • the high-temperature oxidation resistance test was performed by taking two test pieces (2 mm thick x 20 marauding width x 30 thigh length) from each cold-rolled annealed plate, and placing them at 1050 ° C was kept in the air atmosphere for 100 hours. The weight of each test piece before and after the test was measured, the change in weight before and after the test was calculated, and the average value of the two was determined.
  • Nb is an element that is effective for improving high-temperature strength. Must be contained at least 5 (C + N) in consideration of the C and N contents. However, too much addition increases the strength at room temperature and reduces workability, so the upper limit was 1.0%. More preferably, it is in the range of 0.4 to 0.7%.
  • N also deteriorates the toughness and workability like C, so it is preferable to minimize the incorporation of N.
  • the N content is limited to 0.02% or less. More preferably, it is 0.008% or less.
  • Ti, Zr and V all have the effect of fixing C and N to improve intergranular corrosion resistance. From this viewpoint, it is preferable that each of them contains 0.02% or more. However, if the content exceeds 0.5%, the steel material will be embrittled. Therefore, the content of each is set to 0.5% or less.
  • the total (W + Ti + Zr + V + Cu) amount of the above-mentioned W and Cu described later should be contained at more than 3%. Is preferred.
  • Ni 2.0% or less
  • Cu 1.0% or less
  • Co 1.0% or less
  • Ca 0.01% or less
  • Ni, Cu, Co and Ca are all useful elements for improving toughness.
  • Ca when Ti is contained, effectively contributes to prevention of nozzle clogging during continuous manufacturing.
  • Al 0.01 to 7.0%
  • Al is not only useful as a deoxidizing agent, but also forms a fine scale on the surface of the weld to prevent absorption of oxygen and nitrogen during welding and effectively contributes to improving the toughness of the weld. It is also a useful element for improving high-temperature salt damage resistance. However, if the content is less than 0.01%, the effect of the addition is poor, while if it exceeds 7.0%, the embrittlement of the steel material becomes remarkable, so A1 is 0.01% to 7.0%. Limited to the range. More preferably, it is in the range of 0.5 to 7.0%.
  • Mg at least one selected from 0.01% or less
  • B and Mg effectively contribute to the improvement of secondary work brittleness.However, if the content exceeds 0.01%, the strength at room temperature increases and the ductility is reduced. It was to be contained. More preferably, B: 0.0003% or more, and Mg: 0.0003% or more.
  • REM contributes effectively to the improvement of oxidation resistance, it was included at 0.1% or less. More preferably, it is 0.002% or more.
  • REM means a lanthanide element and Y.
  • a continuous production method or a production method For example, after melting molten steel adjusted to the above-mentioned appropriate composition range using a smelting furnace such as a converter or an electric furnace, or a ladle refiner, a vacuum refiner, or the like, a continuous production method or a production method.
  • a smelting furnace such as a converter or an electric furnace, or a ladle refiner, a vacuum refiner, or the like
  • hot rolling is performed. If necessary, hot-rolled sheet annealing and pickling may be performed. In order to obtain a cold-rolled annealed sheet, it is preferable that the cold-rolled annealed sheet be further subjected to the steps of cold rolling, finish annealing, and pickling sequentially.
  • the molten steel containing the components to be added is smelted in a converter or electric furnace,
  • the molten steel thus produced can be used as a steel material according to a known production method. However, from the viewpoint of productivity and quality, it is preferable to use a continuous mirror method.
  • the steel material obtained by continuous forging is heated to, for example, 100 to 125 ° C., and is hot-rolled into a hot-rolled sheet having a desired thickness. Of course, it can be processed as a material other than the plate material.
  • This hot-rolled sheet is subjected to batch annealing at 600 to 800 ° C or continuous annealing at 900 ° C to 110 ° C, if necessary, and then descaled by pickling and the like, Becomes Also, if necessary, the scale may be removed by shot blasting before pickling. Furthermore, in order to obtain a cold-rolled annealed sheet, the hot-rolled annealed sheet obtained above is made into a cold-rolled sheet through a cold rolling step. In this cold rolling step, two or more times of cold rolling including intermediate annealing may be performed as necessary, depending on production reasons.
  • the total rolling reduction in the cold rolling process consisting of one or more cold rollings is 60% or more, preferably 70% or more.
  • the cold-rolled sheet is subjected to continuous annealing (finish annealing) at 950 ° -115 ° C, more preferably 980 ° -120 ° C, and then pickled to form a cold-rolled sheet. Is done.
  • shape and quality of the steel sheet can be adjusted by adding light rolling (such as skin pass rolling) after cold rolling annealing.
  • the hot-rolled sheet product or cold-rolled annealed sheet product obtained in this way is used, and is subjected to bending according to each application.
  • Exhaust ducts or fuel cell-related components of power plants for example, molded into separators, interconnectors, reformers, etc.
  • the welding method for welding these components is not particularly limited, and is not limited to MIG. (Metal Inert Gas), MAG (Metal Active Gas), TIG (Tungsten Inert Gas) and other normal arc welding methods, spot welding, seam welding and other resistance welding methods, and ERW welding methods High frequency resistance welding and high frequency induction welding are applicable.
  • MIG Metal Inert Gas
  • MAG Metal Active Gas
  • TIG Tusten Inert Gas
  • High frequency resistance welding and high frequency induction welding are applicable.
  • Table 2 shows the results of examining the high-temperature strength, high-temperature oxidation resistance, and high-temperature salt damage resistance of the thus obtained cold-rolled annealed sheet.
  • test pieces (2 mm thick x 20 width x 30 mm length) were taken from each cold-rolled annealed plate, and these test pieces were kept in an air atmosphere at 1050 ° C for 100 hours. The weight of each specimen before and after the test was measured, and the change in weight before and after the test was calculated, and the average value of the two specimens was obtained. If this weight change is 10 mg / cm 2 or less, it can be said that the high-temperature oxidation resistance is excellent.
  • test pieces (2 mm thick x 20 mm wide x 30 mm length) were sampled from each cold-rolled annealed plate, immersed in 5% saline for 1 hour, and then placed in an air atmosphere at 700 ° C. The process of heating for 5 hours and cooling for 5 minutes was defined as one cycle, and the weight change after 10 cycles was measured, and the average value was determined. The smaller the weight change, the better the high-temperature salt damage resistance.
  • No. 14 is Type 429, a conventional steel, in which Mo, W, and W + Mo are out of the range of the present invention, and are inferior in all of high-temperature strength, high-temperature oxidation resistance, and high-temperature salt damage resistance.
  • No. 15 only Mo is out of the range of the present invention, and is inferior in high-temperature oxidation resistance and high-temperature salt resistance.
  • No. 16 is an example of the invention of No. 25 in Table 1 of EP 1 2072 14 A2, which is a prior art, but when compared with the range of the present invention, Mo + W is out of the range and high temperature oxidation resistance Poor nature.
  • Example 2
  • Table 4 shows the results obtained by examining the high-temperature oxidation resistance and high-temperature salt damage resistance of the thus obtained cold-rolled annealed sheet.
  • the steel sheets according to the present invention are all excellent in high-temperature strength, high-temperature oxidation resistance, and high-temperature salt damage resistance. In addition, No. In cases 24, 25 and 30, particularly excellent high-temperature salt damage resistance was also obtained.
  • W and W + Mo are out of the range of the present invention, and are inferior in high-temperature oxidation resistance.
  • Mo is out of the range of the present invention, and is inferior in high-temperature oxidation resistance and high-temperature salt resistance.
  • the characteristics of the hot rolled sheet were investigated.
  • a 5 mm hot-rolled sheet of No. 2 in Table 1 and No. 22 in Table 3 of Example 1 described above was annealed at 10500C and mixed acid (15% by mass of nitric acid) at 60C. (+ 5% by weight of hydrofluoric acid) and descaled to obtain a hot-rolled annealed sheet.
  • the evaluation of the high-temperature strength, high-temperature oxidation resistance and high-temperature salt damage resistance of the obtained hot-rolled annealed sheet was the same as that in Example 1 except that the thickness of the test piece was 5 mm.
  • a ferritic stainless steel excellent in high-temperature strength and high-temperature oxidation resistance and further excellent in high-temperature salt damage resistance can be stably obtained.
  • the exhaust duct material of the power generation plant / the fuel cell-related member for example, the separator, Even in applications, such as interconnectors and reformers, it is possible to stably supply materials that can withstand them.

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Abstract

本発明は、900℃を超えるような高温下での使用に耐え得る、高温強度、耐高温酸化性および耐高温塩害性に優れたフェライト系ステンレス鋼およびその製造方法を提供するものである。具体的には、素材成分を、質量％で、Ｃ：0.02％以下、Si：2.0 ％以下、Mn：2.0％以下、Cr：12.0～40.0％、Mo：1.0 ～5.0 ％、Ｗ：2.0 ％超、5.0％以下、MoおよびＷの合計量が、質量％で（Mo＋Ｗ）≧4.3 ％　であり、Nb：５（Ｃ＋Ｎ）～1.0％およびＮ：0.02％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成範囲に調整する。

Description

明細書
耐熱性フ ライト系ステンレス銅およびその製造方法 技術分野
この発明は、 自動車やオートバイの排気管、 触媒外筒材および火力発電プ ラントの排気ダク トあるいは燃料電池関連部材 （例えばセパレーター、 イン ターコネクター、 改質器など） 等の高温環境下で使用される部材に供して好 適な、 高温強度、 耐高温酸化性および耐高温塩害性に優れたフ ライト系ス テンレス鋼に関するものである。 背景技術
自動車の排気系環境で使用される、 例えばェキゾーストマ二ホールド、 排 気パイプ、 コンバーターケースおょぴマフラー材には、 成形性と耐熱性に優 れることが要求されている。 現在、 このような用途には、 室温で軟質で成形 性に優れ、 高温耐カも比較的高い、 Nbと Siを添加した Cr含有鋼、 例えば Type 429 (l4Cr- 0. 9Si 一 0. 4Nb 系） 鋼が多用されている。
しかしながら、 この Type429鋼は、 エンジン性能の向上により排ガス温度 が現行温度より高い 900°Cから 1000°Cのような高温にまで上昇すると、高温 耐カあるいは耐酸化性が不足するという問題があつた。
このため、 900 °Cにおける強度が Type429 鋼より高く、 優れた耐酸化性を 有する材料に対する要求が強まっている。 また、 排気部材材料の高温強度を 高めることは、 部材の薄肉化を可能とし、 自動車車体の軽量化に大きく寄与 できるという利点もある。
上記の要請に応えるものとして、 特開 2000— 73147 号公報には、 排気系部 材の高温部から低温部までの広い範囲にわたって適用可能な、 高温強度、 加 ェ性および表面性状に優れた Cr含有鋼が開示されている。 この素材は、 C ： 0. 02mass。 /。以下、 Si： 0. 10mass%以下、 Cr： 3. 0 〜20mass%、 Nb： 0. 2 〜1. 0 mass%を含有する Cr含有鋼であり、 Siを 0. 10mass%以下に低減し、 Fe 2Nb ラーべス相の析出を抑制して室温降伏強さの上昇を抑制すると共に、 優れ た高温強度と加工性、 さらには良好な表面性状を付与しようとするものであ る。
また、 欧州公開公報 E P 1 2 0 7 2 1 4 A 2には、 C： 0. 001%以上 0. 020% 未満、 Si： 0. 10%超 0. 50 %未満、 Mn： 2. 00 %未満、 P ： 0. 060%未満、 S ： 0. 008 %未満、 Cr： 12. 0%以上 16. 0%未満、 Ni： 0. 05以上 1 . 00%未満、 N ： 0. 020%未満、 Nb： 10x (C+N)以上 1 . 00%未満、 Mo： 0. 8 %超 3 . 0 %未満、 S i≤l. 2— 0. 4Moを満足する条件下で、また必要に応じて W : 0. 50 %以上 5. 00 % 以下を含有し、 ラーべス相の析出を抑制し、 固溶 Moによる高温強度増加効果 を安定して確保することが開示されている。
これら 2つの技術は、 9 0 0 °Cにおける高温強度の向上を目的としており、 9 0 0 °Cでの強度、 耐酸化性を評価している。
しかしながら、 上記したような排気系部材であっても、 900°Cから 1000°C のような高温における耐酸化性すなわち耐高温酸化性の面に問題を残して いた。
すなわち、 エンジン性能をより向上させるためには、 排ガス温度の一層の 上昇が避けられないが、 排ガス温度が 900°Cから 1000 ^のような高温に上昇 した場合には、 現行の材料では、 異常酸化の発生あるいは、 高温強度不足す るという問題が新たに生じたのである。
ここに、 異常酸化とは、 材料が高温の排ガスに曝された場合に、 Fe酸化物 が生成し、 この Fe酸化物は酸化速度が異常に速いことから、 酸化が急激に進 行し、 素材がぼろぼろになる現象をいう。
この発明は、 上記の問題を有利に解決するもので、 高温強度おょぴ耐高温 酸化性に優れ、 さらには耐高温塩害性にも優れるフユライト系ステンレス鋼 を提案することを目的とする。.
ここに、 高温塩害とは、 特に寒冷地において路面に散布された路面凍結阻 止剤中の塩分や海岸地方における海水の塩分が排気パイプに付着したのち、 高温に加熱された場合の腐食のことであり、 このような腐食で板厚が減少し ていくことを言う。 発明の開示
さて、 発明者らは、 上記の目的を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、 Wの 添加、 特に Moと Wとを複合添加することが、 耐高温酸化性おょぴ高温強度の 改善に有効に寄与することの知見を得た。
また耐高温塩害性の向上には、 Siや A1の添加が有効であるとの知見を得た, この発明は、 上記の知見に立脚するものである。
すなわち、 この発明の要旨構成は次のとおりである。
1 - 質量％で、 C ： 0.02%以下、 Si： 2.0 %以下、 Mn： 2.0 %以下、 Cr： 12.0〜40.0%、 Mo： 1.0 〜5.0 %、 W： 2.0 %超、 5.0 %以下、 Moおよび W の合計量が、 質量0 /0で （Mo + W) ≥4.3 % であり、 Nb： 5 (C + N) 〜 1.0 % および N： 0.02%以下を含有し、 残部は Feおよび不可避的不純物 であるフェライト系ステンレス鋼である。
2. 上記 1において、 Si： 0.5 〜2.0 %、 Cr： 12.0〜； 16.0%であるフェラ ィト系ステンレス鋼である。
3. 上記？において、 鋼がさらに、 質量0 /0で Ti : 0.5 %以下、 Zr : 0.5 %以 下おょぴ V： 0.5 %以下のうちから選んだ少なくとも一種を含有するフェラ ィ ト系ステンレス鋼である。
4. 上記 2または 3において、 鋼がさらに、 質量％で Ni : 2.0 %以下、 Cu： 1.0 %以下、 Co : 1.0 %以下および Ca： 0.01%以下のうちから選んだ少なく とも一種を含有する高温強度、 耐高温酸化性および耐高温塩害性に優れたフ ヱライ ト系ステンレス鋼である。 5. 上記 2〜4のいずれかにおいて、 鋼がさらに、 質量0 /0で A1： 0.01 - 7.0% を含有するフェライ ト系ステンレス鋼である。
6. 上記 2〜 5のいずれかにおいて、 鋼がさらに、 質量0 /0で B : 0.01%以 下、 Mg : 0.01%以下のうちから選んだ少なくとも一種を含有するフェライト 系ステンレス鋼である。
7. 上記 2〜 6のいずれかにおいて、 鋼がさらに、 質量％で REM : 0.1 % 以下を含有するフェライト系ステンレス鋼である。
8. 上記 1において、 鋼がさらに、 Cr : 16.0ο/ο超、 40.0%以下であるフェラ ィト系ステンレス鋼である。
9. 8において、 鋼がさらに、 Moおよび Wの合計量が、 質量％で （Mo + W) ≥4.5 %を満足するフェライ ト系ステンレス鋼である。
1 0.上記 8または 9のいずれかにおいて、鋼がさらに、質量0 /0で Ti: 0.5 % 以下、 Zr： 0.5 %以下および V： 0.5 %以下のうちから選んだ少なくとも一 種を含有するフェライ ト系ステンレス鋼である。
1 1. 上記 8， 9または 1 0の任意において、 鋼がさらに、 質量％で Ni： 2.0 %以下、 Cu : 1.0 %以下、 Co : 1.0 %以下おょぴ Ca： 0.01%以下のうち から選んだ少なくとも一種を含有するフェライ ト系ステンレス鋼である。
1 2. 上記 8〜1 1のいずれかにおいて、 鋼がさらに、 質量0 /0で A1 : 0.01〜 7.0 %を含有するフェライ ト系ステンレス鋼である。
1 3. 上記 8〜1 2のいずれかにおいて、 鋼がさらに、 質量％で8 ： 0.01% 以下、 Mg： 0.01%以下のうちから選んだ少なくとも一種を含有するフェライ
、-. ト系ステンレス鋼である。
1 4 . 上記 8〜 1 3のいずれかにおいて、鋼がさらに、 質量％で REM : 0. 1 % 以下を含有するフェライ ト系ステンレス鋼である。
1 5 . 上記 1〜 1 4のいずれかにおいて、 前記鋼板が、 熱延鋼板あるいは、 冷延鋼板であるフェライト系ステンレス鋼板である。
1 6 .上記 1〜1 4の組成範囲に調整した溶鋼を鋼スラブとした後、熱間圧延し、 必要に応じて、 熱延板焼鈍と酸洗を行うフェライト系熱延ステンレス鋼板の製造 方法である。
1 7. 上記 1 6の熱延鋼板に、 さらに、 冷間圧延、 焼鈍およぴ酸洗を行うフェラ ィ ト系冷延ステンレス鋼板の製造方法である。 図面の簡単な説明
図 1 14%Cr_ 0. 8%Si— 0. 5°/。Nb鋼をベースに、 M oと Wを種々の割合で添 加した時の耐高温酸化性について Mo+W量で整理したグラフである。
図 2 18%Cr— 0. l%Si— 0. 5%Nb鋼をベースに、 M oと Wを種々の割合で添加 した時の耐高温酸化性について Mo+W量で整理したグラフである。 発明を実施するための最良の形態 '
以下、 この発明において、 成分組成を上記の範囲に限定した理由について 説明する。 なお、 成分に関する 「％」 表示は特に断らない限り質量％を意味 するものとする。
C ： 0. 02%以下
cは、 靱性ゃ加工性を劣化させるので、 その混入は極力低減することが好 ましい。 この観点から、 この発明では C量を 0. 02%以下に限定した。 より好 ましくは 0. 008%以下である。 Cr： 12. 0〜復 0%
Crは、 耐食性および耐酸化性を向上させる基本元素であるが、 その効果を 得るためには、 12. 0%以上必要である。 さらに耐食性の観点から 14. 0%以上 が、 望ましい。 また、 さらに耐高温酸化性を重視する場合は、 16. 0%超え含 有させることが望ましい。 なお、 加工性を重視する材料には、 好ましくは、 16. 0%以下が望ましい。
また含有量が 40. 0%を超えると材料の脆化が著しくなるので、 上限は 40. 0%とした。 より好ましくは、 30. 0%以下、 さらに好ましくは、 20. 0%以下 が、 望ましい。
Si： 2. 0 %以下
Siは、 含有量が 2. 0%を超えると室温での強度が増大し、 加工性を低下さ せるので、 上限を 2. 0%とした。 なお、 C r力 16. 0%以下の場合は、 耐高 温塩害性の向上に有効に寄与するので、 この観点からは 0. 5%以上含有させ ることが好ましい。 より好ましくは 0. 6〜1. 2 %の範囲である。
Mn： 2. 0 %以下
Mnは、 脱酸剤として有効に寄与するが、 過剰の添加は Mn Sを形成して耐食 性を低下させるので、 2. 0 %以下に限定した。 より好ましくは 1. 0%以下で ある。なお、耐スケール剥離性の観点からは、 Mn量は高いほど好ましいので、 この観点からは 0. 3%以上含有させることが好ましい。
Mo： 1. 0 〜5. 0 %
Moは、 高温強度のみならず、 耐酸化性おょぴ耐食性の向上に有効に寄与す るので、 この発明では 1. 0%以上含有させるものとした。 しかしながら、 含 有量があまりに多くなると室温での強度が増大して加工性が低下するので、 5. 0 %を上限とした。 より好ましくは 1. 8〜2. 5 %の範囲である。
W： 2. 0 %超、 5. 0 %以下
Wは、 この発明において特に重要な元素である。 すなわち、 上記した Moを 添加したフェライ ト系ステンレス鋼に、 Wを複合含有させることによって、 耐高温酸化性の著しい向上を図ることができる。 また、 高温強度の向上にも 有効に寄与する。 しかしながら、 W量が 2. 0%以下ではその添加効果に乏し く、 一方 5. 0%を超えて多量に含有させるとコストの上昇を招くので、 Wは 2. 0%超、 5. 0 %以下の範囲で含有させるものとした。 特に Wは、 2. 6 %を 超えて含有させると著しく高温強度が向上するので、 より好ましくは 2. 6% 超、 4. 0 %以下であり、 さらに好ましくは 3. 0%以上、 3. 5 %以下である。
(Mo + W) ≥4. 3 .%
後述するように、 Moと Wとを複合含有させることによって、 耐高温酸化性 の著しい向上を図ることができる。そのためには、これら元素の合計量は 4. 3%以上とすることが好ましい。 好ましくは 4. 5%以上、 より好ましくは、 4. 7%以上、 さらに好ましくは、 4. 9%以上である。
図 1に、 14%Cr- 0. 8%Si - 0. 5%Nb鋼をベースに、 Mo (1. 42% - 1. 98%) と W (L 11%- 4. 11%)を種々の割合で添加した時の冷延焼鈍板の耐高温酸化性につい て調べた結果を示す。 また、図 2に、 18%Cr— 0. l%Si— 0. 5%Nb鋼をベースに、 Mo ( 1. 81%- 1. 91%) と W (l. 02%- 3. 12%)を種々の割合で添加した時の冷延焼鈍 板の耐高温酸化性について調べた結果を示す。
耐高温酸化性試験は、 酸化を促進させるため、 1050°Cで評価した。 1050°C 大気雰囲気中に 100時間保持し、 この試験後の試験片の重量変化で評価した。 この重量変化が小さいほど耐高温酸化性に優れていることを意味する。 そし て、 試験後の重量変化が 10 mg/cm2以下であれば耐高温酸化性に優れている といえる。
図 1および図 2に示したとおり、 Mo+Wを 4. 3%以上含有させることによつ て、 耐高温酸化性は格段に向上する。 なお、 耐高温酸化性試験は、 各冷延 焼鈍板から、 試験片 （ 2 mm厚 X 20匪幅 X 30腿長さ） を各 2本ずつ採取し、 こ れらの試験片を、 1050°Cの大気雰囲気中に 100時間保持した。 試験前後にお ける各試験片の重量を測定し、 試験前後の重量変化を算出して、 2本の平均 値を求めた。
Nb： 5 ( C + N) 〜： L. 0 %
Nbは、 高温強度の改善に有効な元素であり、 この効果を発揮させるために は、 Cおよび N量との兼ね合いで 5 (C + N) 以上含有させる必要がある。 しかしながら、 あまりに多量の添加は、 室温での強度が増大して加工性が低 下するので、 1.0 %を上限とした。 より好ましくは 0.4〜0.7 %の範囲であ る。
N： 0.02%以下
Nも、 Cと同様、 靱性ゃ加工性を劣化させるので、 その混入は極力低減す ることが好ましい。 この観点から、 この発明では N量を 0.02%以下に限定し た。 より好ましくは 0.008%以下である。
以上、 基本成分について説明したが、 この発明ではその他にも、 以下に述 ベる元素を適宜含有させることができる。
Ti： 0.5 %以下、 Zr : 0.5 %以下および V： 0.5 %以下のうちから選んだ少 なくとも一種
Ti, Zrおよび Vはいずれも、 Cや Nを固定して耐粒界腐食性を向上させる 作用があり、 この観点からはそれぞれ 0.02%以上含有させることが好ましレ、。 しかしながら、 含有量が 0.5%を超えると、 鋼材の脆化を招くので、 それぞ れ 0.5%以下で含有させるものとした。
なお、 これらの元素は、 高温強度の向上にも有効であるので、 前記した W および後述する Cuを合わせた (W + Ti + Zr+V + Cu) 量は、 3%超で含有さ せることが好適である。
Ni： 2.0 %以下、 Cu： 1.0 %以下、 Co： 1.0 %以下おょぴ Ca :0.01%以下の うちから選んだ少なくとも一種
Ni, Cu, Coおよび Caはいずれも、 靱性の改善に有用な元素であり、 それぞ れ Ni： 2.0 %以下、 Cu： 1.0 %以下、 Co： 1.0 %以下、 Ca： 0.01%以下で含 有させるものとした。 特に Caは、 Tiが含有された場合、 連続錶造時のノズル 詰まりの防止にも有効に寄与する。 なお、 これらの元素の効果を十分に発揮 させるためには、 それぞれ Ni : 0.5 %以上、 Cu： 0.05%以上、 好ましくは、 Cu： 0.3 %以上、 Co： 0.03%以上、 Ca： 0.0005%以上の範囲で含有させるこ とが好ましい。 Al： 0. 01〜7. 0 %
Alは、 脱酸剤として有用なだけでなく、 溶接部の表面に緻密なスケールを 形成して、 溶接中に酸素や窒素の吸収を防止し、 溶接部の靱性向上にも有効 に寄与する。 また、 耐高温塩害性の改善にも有用な元素である。 しかしなが ら、 含有量が 0. 01%に満たないとその添加効果に乏しく、 一方 7. 0%を超え ると鋼材の脆化が著しくなるので、 A1は 0. 01〜7. 0 %の範囲に限定した。 よ り好ましくは 0. 5〜7. 0 %の範囲である。
B : 0. 01%以下、 Mg： 0. 01%以下のうちから選んだ少なくとも一種
Bおよび Mgいずれも、 2次加工脆性の改善に有効に寄与するが、 含有量が 0. 01%を超えると室温での強度が増して延性の低下を招くので、 それぞれ 0. 01%以下で含有させるものとした。 より好ましくは B : 0. 0003%以上、 Mg： 0. 0003%以上である。
REM： 0. 1 %以下
REM は、 耐酸化性の向上に有効に寄与するので 0. 1%以下で含有させるも のとした。 より好ましくは 0. 002%以上である。 なお、 この発明において R EMとは、 ランタノイ ド系元素および Yを意味する。 次に、 この発明鋼の好適製造方法について説明する。 この発明鋼の製造条 件はとくに限定されるものではなく、 フェライ ト系ステンレス鋼の一般的な 製造方法を好適に利用できる。
例えば、 上記した適正組成範囲に調整した溶鋼を、 転炉、 電気炉等の溶製 炉、 あるいは、 取鍋精鍊、 真空精鍊等の精鍊を利用して溶製したのち、 連続 鎳造法または造塊一分塊法でスラブとしたのち、 熱間圧延する。 さらに必要 に応じて、 熱延板焼鈍、 酸洗しても良い。 冷延焼鈍板を得るためには、 さら に、 冷間圧延、 仕上げ焼鈍、 酸洗の各工程を順次に経て、 冷延焼鈍板とする のが好ましい。
より好ましい製造方法は、熱間圧延工程およぴ冷間圧延工程の一部条件を 特定条件とするのが好ましい。 製鋼においては、 前記必須成分および必要に 03
応じて添加される成分を含有する溶鋼を、 転炉あるいは電気炉等で溶製し、
V O D法により二次精鍊を行うのが好ましい。 溶製した溶鋼は、 公知の製造 方法に.したがって鋼素材とすることができるが、生産性およぴ品質の観点か ら、 連続鏡造法によるのが好ましい。 連続錶造して得られた鋼素材は、 例え ば、 1 0 0 0〜 1 2 5 0 °Cに加熱され、 熱間圧延により所望の板厚の熱延板 とされる。もちろん、板材以外として加工することもできる。この熱延板は、 必要に応じて、 600 〜800 °Cのバッチ式焼鈍あるいは 900°C— 1 1 0 0 °Cの 連続焼鈍を施した後、酸洗等により脱スケールされ熱延板製品となる。また、 必要に応じて、 酸洗の前にショットブラストしてスケール除去してもよレ、。 さらに、 冷延焼鈍板を得るためには、 上記で得られた熱延焼鈍板が、 冷間 圧延工程を経て冷延板とされる。 この冷間圧延工程では、 生産上の都合によ り、 必要に応じて中間焼鈍を含む 2回以上の冷間圧延を行ってもよい。 1回 または 2·回以上の冷間圧延からなる冷延工程の総圧下率を 6 0 %以上、好ま しくは 7 0 %以上とする。 冷延板は、 9 5 0— 1 1 5 0 °C、 さらに好ましく は 9 8 0— 1 1 2 0 °Cの連続焼鈍 （仕上げ焼鈍） 、 次いで酸洗を施されて、 冷延焼鈍板とされる。 また、 用途によっては、 冷延焼鈍後に軽度の圧延 （ス キンパス圧延等） を加えて、 鋼板の形状、 品質調整を行うこともできる。 このようにして製造して得た熱延板製品、あるいは冷延焼鈍板製品を用レ、、 それぞれの用途に応じた曲げ加工等を施し、 自動車ゃォートバイの排気管、 触媒外筒材および火力発電プラントの排気ダク トあるいは燃料電池関連部 材 （例えばセパレーター、 インターコネクター、 改質器等に成形される。 こ れらの部材を溶接するための溶接方法は、 特に限定されるものではなく MIG (Metal Inert Gas) 、 MAG (Metal Active Gas) 、 TIG (Tungsten Inert Gas) 等の通常のアーク溶接方法や， スポッ ト溶接， シーム溶接等の抵抗溶接方 法， およぴ電縫溶接方法などの高周波抵抗溶接、 高周波誘導溶接が適用可能 である。 実施例 1
表 1に示す成分組成になる 50kg鋼塊を作製し、 これらの銅塊を 1100°Cに 加熱後、 熱間圧延により 5 mm厚の熱延板とした。 ついで、 これらの熱延板に 対し、熱延板焼鈍（焼鈍温度： 1000°C) —酸洗一冷間圧延（冷延圧下率： 60%) 仕上げ焼鈍 （焼鈍温度： 1000°C) —酸洗を順次施して、 2 mm厚の冷延焼鈍 板とした。
かく して得られた冷延焼鈍板の高温強度、耐高温酸化性および耐高温塩害 性について調べた結果を、 表 2に示す。
なお、 各特性は次のようにして評価した。
(1) 高温強度
各冷延焼鈍板から、 圧延方向を引張り方向とする JIS 13 号 B引張試験片 を各 2 本ずつ採取し、 JIS G 0567の規定に準拠して、 引張り温度： 900 °C 歪速度： 0. 3 %/minの条件で引張り試験を行い、 2本の試験片の 900°Cに おける 0. 2%耐カを求めた。 なお、 この 900°Cにおける 0. 2%耐力の値は 高ければ高いほど好ましいが、 特に 20 MPa 以上であれば高温強度に優れて いるといえる。 好ましくは 2 6 MPa以上である。
(2) 耐高温酸化性
各冷延焼鈍板から、 試験片 （ 2 mm厚 X 20 幅 X 30mm長さ） を各 2本ずつ採 取し、 これらの試験片を、 1050°Cの大気雰囲気中に 100時間保持した。 試験 前後における各試験片の重量を測定し、 試験前後の重量変化を算出して、 2 本の平均値を求めた。 この重量変化が 10 mg/cm2以下であれば耐高温酸化性 に優れているといえる。
(3) 耐高温塩害性
各冷延焼鈍板から、 試験片 （ 2 mm厚 X 20mm幅 X 30mm長さ） を各 2本ずつ採 取し、 5 %食塩水に 1時間浸漬したのち、 700 °Cの大気雰囲気中で 23時間加 熱し、 5分冷却する工程を 1サイクルとし、 10サイクル後の重量変化を測定 し、 その平均値を求めた。 この重量変化が小さいほど耐高温塩害性に優れて おり、' この発明では、 重量変化量 A wが 50 (mg/cra2) 以上の場合を E , 40≤ Aw<50 (mg/cm2) の場合を D、 30≤ Δ w<40 (mg/cm2) の場合を C、 20≤ Δ w<30 (mgん m2) の場合を B、 Δ w<20 (mg/cm2) の場合を Aと評価した。 なお、 重量変化量 Awが 50 mgん m2未満を合格とした。
表 2から明らかなように、 この発明に従う鋼板はいずれも、 高温強度はい うまでもなく、 優れた耐高温酸化性おょぴ耐高温塩害性が得られている。 以下、 本発明範囲を外れた比較例おょぴ従来例の結果をコ トする。
No. 1は、 W、 W+Mo量が、 本発明範囲から外れており、 耐高温酸化性が 劣る。
No. 14は、 .従来鋼である Type429であり、 Mo、 W、 W+Moが、 本発明範 囲から外れており、高温強度、耐高温酸化性、耐高温塩害性のいずれも劣る。 No. 1 5は、 Moのみ本発明範囲から外れており、 耐高温酸化性、 耐高温塩 害性が劣る。
No. 1 6は、 先行技術である E P 1 2072 14 A 2の表 1の N o . 25 の発明例であるが、 本発明範囲と比較すると、 Mo+Wが外れており、 耐高温酸 化性が劣る。 実施例 2
表 3に示す成分組成になる 50kg鋼塊を作製し、 これらの鋼塊を 1100°Cに 加熱後、 熱間圧延により 5mm厚の熱延板とした。 ついで、 これらの熱延板に 対し、熱延扳焼鈍（焼鈍温度： 1000°C) —酸洗一冷間圧延（冷延圧下率： 60%) 一仕上げ焼鈍 （焼鈍温度： 1000°C) —酸洗を順次施して、 2mm厚の冷延焼鈍 板とした。
かく して得られた冷延焼鈍板の耐高温酸化性および耐高温塩害性につい て調べた結果を、 表 4に示す。
なお、 高温強度、 耐高温酸化性おょぴ耐高温塩害性の評価は、 実施例 1と 同様にした。
表 4から明らかなように、 この発明に従う鋼板はいずれも、 高温強度、 耐 高温酸化性、耐高温塩害性が優れている。また、 A1を積極的に添加した N o. 24， 2 5および， 30場合には、 特に優れた耐高温塩害性も併せて得ら れている。
以下、 本発明範囲を外れた比較例の結果をコメントする。
N o. 2 1は、 W、 W+Moが、 本発明範囲から外れており、 耐高温酸化性が 劣る。
No . 34は、 Moが、 本発明範囲から外れており、 耐高温酸化性、 耐高温塩 害性が劣る。 実施例 3 '
• 熱延板での特性を調査した。 前述の実施例' 1の表 1の N o . 2と表 3の No . 2 2の 5 mmの熱延板を 10 5 0°Cで焼鈍し、 60°Cの混酸 （硝酸 1 5質量％ +ふつ酸 5 質量％) に浸漬して脱スケールして、 熱延焼鈍板を 得た。 得られた熱延焼鈍板の高温強度、 耐高温酸化性および耐高温塩害性 の評価は、 試験片の厚みが 5 mmである以外は、 実施例 1と同様とした。 その結果、 表 1の No. 2と表 3の N o. 22の高温強度は、 それぞれ 27MPa、 30MPa、 耐高温酸化性は、 それぞれ、 7mg/cm2、 6 mg/cm2、 耐高 温塩害性は、 それぞれ、 C 、 D であった。 熱延焼鈍板も冷延焼鈍板とほ ぼ同等の特性を有していることが確認できた。 産業上の利用可能性
かく して、 この発明によれば、 高温強度および耐高温酸化性に優れ、 さら には耐高温塩害性にも優れたフェライ ト系ステンレス鋼を安定して得るこ とができる。
従って、 この発明によれば、 エンジン性能の向上により、 排ガス温度が 9 00°Cを超えるような自動車関連用途においては言うまでもなく、 発電プラン トの排気ダク ト材ゃ燃料電池関連部材 （例えばセパレーター、 インターコネ クタ一、 改質器など） 用途においても、 それに耐え得る素材を安定して供給 することができる 表 1
NO.
C Si Mn Cr Mo W Mo+W Nb N そ の 他 備 考
1 0.007 0.81 0.95 14.1 1.8 1.11 2.91 0.49 0.007 比較例
2 0.003 0.65 0.85 15.3 1.42 3.11 4.53 0.55 0.002 発明例
3 0.002 0.93 0.86 15.5 1.98 3.02 5 0.54 0.003 発明例
4 0.003 0.99 0.87 15.4 1.92 4.11 6.03 0.53 0.003 発明例
5 0.008 0.83 0.96 14.2 1.93 3.07 5 0.51 0.008 発明例
6 0.007 1.15 0.95 12.1 1.91 2.81 4.72 0.64 0.004 Ti： 0.20, Ca： 0.003 発明例
7 0, 006 0.68 0.97 14.8 2.14 2.83 4.97 0.55 0.006 Zr： 0.19 発明例
8 0.008 0.89 0.99 15.9 1.51 2.9 4.41 0.54 0.004 V： 0.17, Co： 0.11 発明例
9 0.007 ■1.54 0.95 15.8 1.82 2.53 4.35 0.65 0.003 Ni： 0.74, Cu： 0.14 発明例
10 0.006 0.64 0.97 12.5 1.71 2.64 4.35 0.64 0.005 Al： 0.12 発明例
11. 0.005 0.65 0.89 12.1 1.81 2.6 4.41 0.55 0.004 、 B : 0· 0009 発明例
12 0.007 0.64 0.99 12.1 1.9 3.21 5.11 0.44 0.008 Mg： 0.0033 発明例
13 0.007 0.63 0.98 12.1 1.91 2.82 4.73 0.47 0.007 REM： 0.014 発明例
14 0.005 0.81 0.41 14.5 0.51 0.003
— 従来例
(Type429 鋼）
15 0.009 0.61 0.91 14.5 0.93 3.5 4.43 0.51 0.008 — 比較例
16 0.004 0.33 1.78 12.7 1.61 2.59 4.2 0.49 0.005 Ni： 0.55 比較例
(EP120721 4 A2、 表 1、 No.25
表 2
Figure imgf000017_0001
* 異常酸化
表 3 成 分 組 成 (mass%)
NO. C Si Mn Cr Mo W Mo+W Nb N そ の 他 備 考
21 0.005 0.08 0.55 17.8 1.81 1.52 3.33 0.51 0.007 比較例
22 0.004 0.09 0.95 18.5 1.91 3.12 5.03 0.5 0.008 発明例
23 0.003 0.05 0.35 16.5 1.93 2.81 4.74 0.45 0.003 Al： 0.58 発明例
24 0.003 0.04 0.38 16.4 1.92 2.81 4.73 0.41 0.004 Al： 2.21 発明例
25 0.004 0.09 0.42 16.6 1.91 2.65 4.56 0.37 0.004
Figure imgf000018_0001
発明例
26 0.006 0.08 0.85 18.5 1.81 2.91 4.72 0.49 0.005 Ti： 0.25, Ca： 0.002 発明例
27 0.005 0.68 1.2 18.2 2.22 3.12 5.34 0.5 0.006 発明例
28 0.008 0.09 0.55 18.6 2.11 2.91 5.02 0.54 0.007 V： 0.11, Co： 0.06 発明例
29 0.005 0.05 0.57 18.5 3.1 3.13 6.23 0.65 Ni： 0.25, Cu： 0.35 発明例
30 0.006 0.09 0.12 16.5 2.12 3.11 5.23 0, 48 0.011 Ni： 1.25, Al : 1.5 発明例
31 0.007 0.04 0.55 20.4 1.81 3.1 4.91 0.42 0.011 B ： 0.0008 発明例
32 0.009 0.08 0.57 18.8 1.21 3.52 4.73 0.45 0.009 Mg： 0.0012 発明例
33 0.004 0.04 0.21 16.8 1.82 3.11 4.93 0.48 0.005 Ca： 0.003, REM： 0.045 発明例
34 0.004 0.02 0.41 16.2 0.95 3.55 4.5 0.49 0.005 比較例
35 0.003 . 0.53 1.21 15.8 1.83 3.01 4.84 0.55 0.005 Ti:0.12 発明例
o
o
O C
寸'
O
I1—
CO 表 4
Figure imgf000019_0001
*異常酸化

Claims

請求の範囲
1. 質量0 /0で、 C ： 0.02%以下、 Si： 2.0 %以下、 Mn： 2.0 %以下、 Cr： 12.0〜40.0%、 Mo： 1.0 〜5.0。に W： 2.0 %超、 5.0 %以下、 Moおよび W の合計量が、 質量0 で （Mo+W) ≥4.3 % であり、 Nb： 5 (C + N) 〜 1.0 %および N： 0.02%以下を含有し、 残部は Feおよび不可避的不純物であ るフェライ ト系ステンレス鋼。
2. 請求項 1において、 Si : 0.5 ~2.0。 Cr： 12.0〜16.0%であるフェラ ィ ト系ステンレス鋼。
3. 請求項 2において、鋼がさらに、質量％で Ti： 0.5 %以下、 Zr： 0.5 % 以下おょぴ V : 0.5 %以下のうちから選んだ少なくとも一種を含有するフエ ライ ト系ステンレス鋼。
4. 請求項 2または 3の任意の請求項において、鋼がさらに、質量％で Ni： 2.0 %以下、 Cu： 1.0 %以下、 Co： 1.0 %以下おょぴ Ca： 0.01%以下のうち から選んだ少なくとも一種を含有する組成になることを特徴とする、 高温強 度、 耐高温酸化性おょぴ耐高温塩害性に優れたフェライ ト系ステンレス鋼。
5. 請求項 2Zrのいずれかにおいて、鋼がさらに、質量％で Al : 0.01-7. 0% を含有する組成になることを特徴とする、 高温強度、 耐高温酸化性およ ぴ耐高温塩害性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
6. 請求項 2〜 5のいずれかにおいて、 鋼がさらに、 質量％で8 ： 0.01% 以下、 Mg： 0.01%以下のうちから選んだ少なくとも一種を含有するフェライ
請求項 2〜 6のいずれかにおいて、鋼がさらに、質量％で1^¾1： 0.1 以下を含有するフェライ ト系ステンレス鋼
8. 請求項 1において、 Cr : 16.0%超、 40.0%以下であるフェライト系ステ ンレス鋼。
9.請求項 8において、 Moおよび Wの合計量が、質量％で（Mo + W) ≥4.5 % を満足するフェライ ト系ステンレス鋼。
1 0. 請求項 8または 9のいずれかにおいて、 鋼がさらに、 質量。 /0で Ti： 0. 5 %以下、 Zr： 0.5 %以下おょぴ V： 0.5 %以下のうちから選んだ少なく と も一種を含有するフヱライ ト系ステンレス鋼。
1 1.請求項 8， 9または 1 0の任意の請求項において、鋼がさらに、質量％ で Ni： 2.0 %以下、. Cu： 1.0 %以下、 Co： 1.0 %以下および Ca： 0.01%以下 のうちから選んだ少なくとも一種を含有するフェライ ト系ステンレス鋼。
1 2. 請求項 8〜1 1のいずれかにおいて、 鋼がさらに、 質量％で .
A1： 0.01〜7.0 %を含有するフェライ ト系ステンレス鋼。
1 3.請求項 8〜 1 2のいずれかにおいて、鋼がさらに、質量％で8 :0.01% 以下、 Mg： 0.01%以下のうちから選んだ少なくとも一種を含有するフ ライ ト系ステンレス鋼。
1 4. 請求項 8〜 1 3のいずれかにおいて、 鋼がさらに、 質量％で1^¾1 : 0.1 %以下を含有するフェライ ト系ステンレス鋼。
1 5. 請求項 1〜14のいずれかにおいて、 前記鋼板が、 熱延鋼板であるフ ェライ ト系ステンレス鋼板
1 6. 請求項 1〜 14のいずれかにおいて、 前記鋼板が、 冷延鋼板であるフ ェライ ト系ステンレス鋼板。
1 7. 溶鋼の組成が、 質量％で、 C ： 0.02%以下、 Si： 2.0 %以下、 Mn： 2. 0 %以下、 Cr： 12.0〜40.0%、 Mo： 1.0 〜5.0 。 W： 2.0 %超、 5.0 % 以下、 Moおよび Wの合計量が、 質量％で （Mo + W) ≥4.3 % であり、 Nb：
5 (C + N) 〜： L0 % および N： 0.02%以下を含有し、 残部は Feおよ び不可避的不純物からなるように調整して、鋼スラブとした後、熱間圧延し、 必要に応じて、 熱延板焼鈍と酸洗を行うフユライ ト系熱延ステンレス鋼板の 製造方法。 ·
1 8. 請求項 1 7において、溶鋼がさらに、質量％で Si :0.5 〜2.0 %、 Cr： 12.0〜 16.0%であるフェライ ト系熱延ステンレス鋼板の製造方法。
1 9. 請求項 Γ8において、 溶鋼がさらに、 質量％で Ti : 0.5 %以下、 Zr： 0.5 %以下および V： 0.5 %以下のうちから選んだ少なくとも一種を含 有するフ ライ ト系熱延ステンレス鋼板の製造方法。
20. 請求項 1 8または 1 9の任意の請求項において、 溶鋼がさらに、 質 量％で Ni： 2.0 %以下、 Cu： 1.0 %以下、 Co： 1.0 %以下および Ca： 0.01% 以下のうちから選んだ少なくとも一種を含有するフェライ ト系熱延ステン レス鋼板の製造方法。
2 1. 請求項 1 8〜 20のいずれかにおいて、溶鋼がさらに、質量％で A1： 0.01-7.0%を含有するフ ライ ト系熱延ステンレス鋼板の製造方法。
22. 請求項 1 8〜2 1のいずれかにおいて、溶鋼がさらに、質量％で8 ： 0.01%以下、 Mg： 0.01%以下のうちから選んだ少なくとも一種を含有するフ ェライ ト系熱延ステンレス鋼板の製造方法。
23. 請求項 1 8〜2 2のいずれかにおいて、 溶鋼がさらに、 質量％で REM： 0.1 %以下を含有するフェライト系熱延ステンレス鋼板の製造方法。
24. 請求項 1 7において、 溶鋼がさらに、 質量％で Cr： 16.0%超、 40.0% 以下であるフェライ ト系熱延ステンレス鋼板の製造方法。
2 5. 請求項 24において、 溶鋼がさらに、 Moおよび Wの合計量が、 質量％ で （Mo + W) ≥4.5 %を満足するフェライ ト系熱延ステンレス鋼板の製造方 法。
26. 請求項 24または 25のいずれかにおいて、 溶鋼がさらに、 質量％で Ti： 0.5 %以下、 Zr : 0.5 %以下おょぴ V： 0.5 %以下のうちから選んだ少 なくとも一種を含有するフ ライ ト系熱延ステンレス鋼板の製造方法。
2 7.請求項 24， 2 5または 26の任意の請求項において、溶鋼がさらに、 質量％で Ni： 2.0 %以下、 Cu： 1.0 。/。以下、 Co： 1.0 %以下おょぴ Ca： 0.01% 以下のうちから選んだ少なく とも一種を含有するフェライ ト系熱延ステン レス鋼板の製造方法。 ·
28. 請求 24〜 27のいずれかにおいて、 溶鋼がさらに、 質量％で A1： 0.01〜7.0 %を含有するフェライ ト系熱延ステンレス鋼板の製造方法。
29. 請求項 24〜 28のいずれかにおいて、 溶鋼がさらに、 質量％で8 ： 0.01%以下、 Mg : 0.01%以下のうちから選んだ少なくども一種を含有するフ ェライ ト系熱延ステンレス鋼板の製造方法。
3 0 . 請求項 2 4〜2 9のいずれかにおいて、 溶鋼がさらに、 質量％で REM： 0. 1 %以下を含有するフェライト系熱延ステンレス鋼板の製造方法。
3 1 . 請求項 1 7から 3 0のいずれかに記載の熱延鋼板に、さらに、冷間圧延、 焼鈍およぴ酸洗を行うフェライ ト系冷延ステンレス鋼板の製造方法。
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