CN101435054A

CN101435054A - 汽车排气通路部件用铁素体不锈钢材料

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Publication number: CN101435054A
Application number: CNA2008101733254A
Authority: CN
Inventors: 富田壮郎; 今川一成; 中村定幸; 奥学
Original assignee: Nisshin Steel Co Ltd
Current assignee: Nippon Steel and Sumikin Stainless Steel Corp
Priority date: 2007-11-13
Filing date: 2008-11-13
Publication date: 2009-05-20
Anticipated expiration: 2028-11-13
Also published as: EP2060650A1; ES2355171T3; CN101435054B; JP5178157B2; JP2009120894A; US20090120536A1; EP2060650B1; DE602008003963D1

Abstract

本发明提供一种汽车排气通路部件用铁素体不锈钢材料。该汽车排气通路部件可在900℃或进而超过950℃的高温范围使用。这种耐热性能、低温韧性优良的汽车排气通路用铁素体不锈钢材料，按质量％计含有C：0.03％以下、Si：1％以下、Mn：0.6％～2％、Ni：3％以下、Cr：10～25％、Nb：0.3～0.7％、Cu：大于1％小于等于2％、Mo：1～2.5％、W：1～2.5％、Al：0.15％以下、V：0.03～0.2％、N：0.03％以下，根据需要，还含有B、Co、W、Ti、Zr、REM、Ca，剩余部分为Fe及不可避免的杂质，且该钢材料组成满足限定式1.2Nb+5Mo+6Cu≥11.5及15Nb+2Mo+0.5Cu≥10.5，具有作为析出相存在的Nb和Mo的总量为0.2质量％以下的组织。

Description

汽车排气通路部件用铁素体不锈钢材料

技术领域

本发明涉及一种用于汽车排气通路部件的铁素体不锈钢材料，特别是涉及耐热性能、低温韧性优良的汽车排气通路部件用铁素体不锈钢材料，其适用于诸如材料温度超过900℃或进而超过950℃的排气通路上游部件，例如排气歧管、催化转换器、前排气管(front pipe)等。

背景技术

以往，汽车排气通路部件针对使用温度范围，大多分别使用两种铁素体钢材。一种以SUS429系列钢为代表，主要适用于材料最高到达温度为750℃水平的部件；另一种以SUS444系列钢为代表，主要适用于材料的最高到达温度为850℃水平的部件。

最近，为了对应排气限制、燃料消耗限制等，出现了排气温度高温化的倾向，可以预料，今后在排气通路的上游部件中的材料温度实际上会上升到1000℃左右，对这种材料的要求会提高。以往的SUS444系列钢材(18Cr-2Mo-0.5Nb系列)，用于处在如此高温条件下的部件有时是不合适的。另外，为了能够承受在如此高温下的使用，仅在高温下的拉伸强度高是不够的，重要的是作为材料开始塑性变形的应力指标即0.2％屈服强度高。

还有，随着发动机室内装载的各种装置增加，对排气部件的收容空间的限制也增加。因此，对于排气通路上游部件要求可成形加工为各种形状的优良的加工性能。特别是不仅对于板材，对于管材现也要求能够耐受严格加工为复杂形状的良好的加工性能。并且，排气通路部件在低温韧性方面也必须良好。

迄今为止，下述使耐热性能提高的铁素体不锈钢材料正在进行各种开发及实用化。

专利文献1中示出了一种铁素体不锈钢，其为了承受在超过900℃的温度范围使用，充分确保固溶Nb的量，调整了组成、组织，以便在950℃下的拉伸强度满足20MPa。但没有记载0.2％屈服强度，就材料温度实际升至1000℃左右时的耐久性并不确定。有关热疲劳特性和低温韧性也无特别的顾及。

专利文献2中示出了一种铁素体不锈钢，其在900℃下的高温强度优良，且低温韧性也优良。但是没有记载0.2％屈服强度，就用于充分确保材料温度实际升至1000℃左右时的耐久性的对策而言，可以说也未必充分。

专利文献3中记载了在950℃下的高温强度高，加工性能也良好的铁素体不锈钢。但没有示出0.2％屈服强度，材料实际置于1000℃左右时能否承受并不确定。就低温韧性而言，也未见有特别顾及。

专利文献4中示出了实现了热膨胀系数的降低的Fe-Cr合金。但是，其无意谋求改善1000℃左右的温度范围的高温强度。

专利文献5中记载了热疲劳性能优良且低温韧性也良好的铁素体不锈钢。但是有关高温强度，是以600℃下的0.2％屈服强度来评价，就材料温度实际升至1000℃左右时的耐久性而言，并不确定。

专利文献6中示出了用于排气系统部件的铁素体不锈钢，所述排气系统部件在700℃以上的温度下使用。但是有关高温强度，仅示出了600℃和850℃下的拉伸强度，材料实际置于1000℃左右的温度时是否能够承受并不确定。另外就低温韧性而言，也无记载。

专利文献1：(日本)特许第2959934号公报

专利文献2：(日本)特许第2696584号公报

专利文献3：(日本)特许第3468156号公报

专利文献4：(日本)特开2005-206944号公报

专利文献5：(日本)特开2006-117985号公报

专利文献6：(日本)特开2000-303149号公报

对于稳定地实现在超过900℃的温度使用的情况下呈现出优良的耐久性，且同时具备良好的低温韧性及加工性能的材料的方法尚未建立(参照上述专利文献)。

发明内容

本发明的目的在于，提供一种汽车排气通路部件用的铁素体不锈钢材料，该材料以高水平同时兼备1000℃这样的高温下的0.2％屈服强度、热疲劳特性、低温韧性及加工性能，即使在达到材料温度实际超过900℃的高温范围或进而超过950℃的高温范围的用途中使用的情况下，该材料也会呈现优良的耐久性。

上述目的可以通过以下耐热性、低温韧性优良的汽车排气通路部件用铁素体不锈钢材料来实现，该材料按质量％计含有C：0.03％以下、Si：1％以下、Mn：0.6％～2％、Ni：3％以下、Cr：10～25％、Nb：0.3～0.7％、Cu：大于1％小于等于2％、Mo：1～2.5％、W：1～2.5％、A1：0.15％以下、V：0.03～0.2％、N：0.03％以下，根据需要，以合计小于1％的范围含有Ti、Zr中的一种以上、或者还含有B和Co中的一种以上，其中B：0.02％以下、Co：2％以下，或者进而在合计0.1％以下的范围含有REM(稀土类元素)和Ca中的一种以上，剩余部分是Fe及不可避免的杂质，且该材料的组成满足下述式(1)及式(2)，具有作为析出相存在的Nb和Mo的总量为0.2质量％以下的组织。

1.2Nb+5Mo+6Cu≥11.5......(1)

15Nb+2Mo+0.5Cu≥10.5......(2)

在此，上述式(1)、式(2)的元素符号被代入以质量％表示的该元素的含量值。

所谓“汽车排气通路部件用铁素体不锈钢材料”，指的是在制造汽车排气通路部件的过程中，完成了被加热至超过1000℃的温度(例如1050～1100℃)的最终退火(以下简称“最终退火”)后的钢材。例如将钢板进行焊接制管做成管材后进行成形加工，然后施行最终退火时，最终退火后的管材相当于在此所说的汽车排气通路部件用铁素体不锈钢材。在钢板阶段施行最终退火时，最终退火后的钢板及其后加工制得的管材、筒体等相当于汽车排气通路部件用铁素体不锈钢材料。

上述钢材料中，那些可用于材料温度超过900℃的温度范围、或者进而超过950℃的温度范围的排气部件材料的钢材料是特别优选的对象。

根据本发明，可提供同时具备可以承受置于1000℃这样的高温时的高温强度、良好的热疲劳特性、良好的加工性能和良好的低温韧性的汽车排气通路部件用铁素体不锈钢材料。该材料是能够适应近来排气温度上升倾向的材料，同时也是给排气通路上游部件的设计带来更大自由度的材料。

具体实施方式

本发明中，谋求维持高的600℃水平的高温强度(0.2％屈服强度)，同时实现1000℃水平条件的高温强度(0.2％屈服强度)的提高尤为重要。为了更高地维持热疲劳特性，在这两个温度范围呈现出高强度极为有效。各种研究的结果表明，期望600℃下的0.2％屈服强度及1000℃下的0.2％屈服强度均处于相当于SUS444系列钢在同温度下的屈服强度值的1.5倍的屈服强度值以上的高水平。具体来说，优选600℃下的0.2％屈服强度为200MPa以上，1000℃下的0.2％屈服强度为15MPa以上。业已得知，具有这种高温强度特性的材料，作为汽车排气通路部件在承受常温和1000℃左右的温度之间的温度反复变动的情况下，实用上具有足够的高温疲劳特性。

本发明中，利用Cu来提高包括600℃在内的温度范围(大致500～800℃的范围)的高温强度。即，通过添加Cu在600℃左右的温度范围析出ε-Cu相，通过ε-Cu相细微分散到基体中，出现析出强化现象。另外，为了将该温度范围的高温强度(0.2％屈服强度)更高地维持在SUS444系列钢材的约1.5倍以上，除了ε-Cu相析出以外，还需要利用Nb及Mo的固溶强化。各种研究结果表明，通过调整成分以使Nb、Mo、Cu的含量满足式(1)，就可将800℃以下的范围的高温强度提高到SUS444系列钢的约1.5倍以上。

1.2Nb+5Mo+6Cu≥11.5......(1)

若达到超过800℃的温度范围，则ε-Cu相的固溶化加快，由Cu引起的高温强度的提高作用减弱。为了将1000℃下的高温强度(0.2％屈服强度)提高到SUS444系列钢的约1.5倍以上，充分地利用Nb及Mo的固溶强化十分重要。因为固溶Cu对提高高温强度也有效，故也加以利用。各种研究结果表明，需要进行成分调整以满足式(2)，

15Nb+2Mo+0.5Cu≥10.5......(2)

式(2)中Nb的系数相当于每0.1质量％的Nb的1000℃下的0.2％屈服强度(MPa)的上升量，Mo及Cu的系数分别相当于每1质量％的Mo及Cu的1000℃下的0.2％屈服强度(MPa)的上升量。

但是，要将在1000℃这样的高温下的0.2％屈服强度提高到SUS444系列钢的1.5倍程度以上，仅调整成满足上述式(2)的组成是不够的。经详细研究得知，特意调整成尽量减少Nb、Mo析出物的金属组织极其重要。具体来说，在最终退火后的状态下，必须作成的组织状态是作为析出相存在的Nb和Mo的总量为0.2质量％以下。

另外，为了不仅高温强度，而且加工性能、低温韧性、焊接性能也要高水平地维持，在最终退火后，调整成上述组织状态极其有效。在Nb或Mo的添加量相当多的情况下，会有下述情况：作为析出相存在的Nb和Mo的总量即使超过0.2质量％，也能够充分确保固溶Mo或固溶Nb的量，通过它们的固溶强化，提高1000℃下的高温强度。但是，在该情况下，很难同时改善低温韧性及加工性能。

“作为析出相存在的Nb和Mo的总量(质量％)”可如下求得：对利用在非水溶剂电解液中进行恒电位电解(SPEED法)所提取的析出相残渣进行元素定量分析，将该残渣中所含的Nb和Mo的合计质量除以通过电解溶解的基体和所提取的析出相的总质量，并用百分比表示。

另外，为了得到作为析出相存在的Nb和Mo的总量为0.2质量％以下的组织状态，在最终退火时的冷却过程中，需要将从1050℃至500℃的冷却速度控制在5℃/sec以上。例如，将焊接制管得到的管应用于汽车排气通路部件时，在制管前的钢板阶段或制管后到作为部件使用的阶段，只要在至少一次以1050～1100℃均匀加热0-10分钟后，实施以从1050℃到500℃的冷却速度达到5℃/sec以上的方式进行冷却的最终退火即可。需要说明的是，在作为汽车排气通路部件使用前，若一次得到这样的组织状态，则其后在作为汽车排气通路部件被加热到1000℃左右的温度使用时，Nb和Mo的析出相的产生量不会超出所需，实用上不会对高温强度和低温韧性造成损害。

以下，就有关合金成分进行说明。

一般认为，C及N是对提高蠕变强度等高温强度有效的元素，但若含量过多，就会降低氧化特性、加工性能、低温韧性和焊接性能。本发明中将C、N含量都限制在0.03质量％以下。

Si对改善高温氧化特性有效，但若过多添加，则硬度会提高，加工性能、低温韧性降低。本发明中将Si含量限制在1.0质量％以下。

Mn可改善高温氧化特性，特别是可改善耐氧化皮剥离性。为了充分确保1000℃水平下的高温氧化特性，需要确保0.6质量％以上的Mn含量。但是，过多添加会影响加工性能、焊接性能。另外，由于Mn是奥氏体稳定化元素，故若大量添加会容易生成马氏体相，成为热疲劳特性、加工性能下降的主要原因。因而，Mn含量需要控制在2质量％以下的范围，更优选控制在1.5质量％以下或小于1.5质量％。

Ni有助于提高低温韧性，但含量过多会成为使常温下的伸长降低的主要原因。本发明中Ni的含量容许达到3质量％，但更优选使其含量在0.6质量％以下的范围。

Cr在使铁素体相稳定的同时，有助于改善高温材料所重视的耐氧化性能。为使其作用充分发挥，本发明中确保Cr的含量在15质量％以上。但是，Cr含量过多，会导致钢材脆化和加工性能劣化，所以Cr含量定为25质量％以下。

Nb也具有通过固溶强化使600℃上下的温度范围的高温强度提高的作用，但本发明中主要是为确保超过900℃高温范围的高温强度，而运用Nb的固溶强化作用。为此，在确保Nb含量为0.3质量％以上的同时，需要满足前述的(2)式。另外，如上所述，本发明中需要调整成作为析出相存在的Nb和Mo的总量为0.2质量％以下的组织状态，但Nb与C、N的亲和力强，易形成析出物，这成为使高温强度、低温韧性、加工性能等降低的主要原因。因此，Nb含量限制在0.7质量％以下的范围内。

Cu在本发明中是重要的元素。即，本发明中，如上所述，利用ε-Cu相的微细分散析出现象，提高600℃上下(大致500～850℃)的强度，使热疲劳特性提高。另外，在超过850℃的高温范围，具有利用Cu的固溶强化来加强通过Nb及Mo提高高温强度的作用。各种研究的结果表明：为充分发挥出这样的效果，Cu含量至少需要超过1质量％。但是，Cu含量过多，会使加工性能、低温韧性、焊接性能降低。所以，Cu含量上限限制在2质量％。

Mo同Nb一样具有利用固溶强化提高高温强度的作用。特别是本发明中需要提高超过900℃的高温范围的高温强度，所以，必须添加1质量％以上的Mo。另外，如上所述，本发明中需要调整成作为析出相存在的Nb和Mo的总量为0.2质量％以下的组织状态，但过多添加Mo会形成碳化物和Laves相(Fe₂Mo)而成为影响高温强度和低温韧性的主要原因。所以，Mo的含量限制在2.5质量％以下的范围。

W是对提高超过900℃的高温范围的高温强度有效的元素。本发明中需要确保在1质量％以上的W含量。但是，W含量过高会成为影响常温下的加工性能的主要原因，所以W含量需要设定为2.5质量％以下，优选设定为2质量％以下。

Al是脱氧剂，同时改善高温氧化性。但是，若使Al含量过多，则会给表面性状、加工性能、焊接性能、低温韧性带来不良影响。为此，Al以0.15质量％以下的范围添加。

V通过与Nb、Cu复合添加，有助于提高高温强度。另外，通过与Nb的共存，改善加工性能、低温韧性、耐晶界腐蚀敏感性和焊接热影响部位的韧性。为充分得到这些作用，本发明中使V含有0.03质量％以上。但V添加过多，是导致加工性能和低温韧性降低的主要原因。为此，V含量限制在0.2质量％以下的范围。

Ti、Zr是对提高高温强度有效的元素，根据需要，可以添加这些元素的1种以上。但是，由于添加过多使韧性降低，故添加Ti、Zr的1种以上时，要使它们的合计含量为小于1质量％的范围内。

B、Co与Ni一样是有助于低温韧性的元素。根据需要，可以添加B、Co中的1种或2种。但是，添加过多，成为使常温下的伸长降低的主要原因。所以，B含量定为0.02质量％以下的范围，Co含量定为2质量％以下的范围。确保B的含量为0.0005～0.02质量％更为有效。

REM(稀土类元素)、Ca是有助于改善耐高温氧化特性的元素，根据需要，可添加这些元素的1种以上。将REM、Ca的合计含量调整为0.001质量％以上更为有效。但是，添加过多会给制造性能带来不良影响，所以，要使REM、Ca的合计含量为0.1质量％以下的范围。

本发明的不锈钢材料按以下方法进行制造，将调整成以上组成的不锈钢用常规方法熔制后，用一般的不锈钢钢板制造工艺加工成规定板厚的钢板，然后供给焊接制管、成型加工等工序。此时，在加热到1050～1100℃的最终退火中，如上所述，将从1050℃至500℃的冷却速度控制在5℃/ses以上至关重要。若偏离该冷却条件，就不易得到作为析出相存在的Nb和Mo的总量为0.2质量％以下的组织状态，难以将1000℃下的高温强度(0.2％屈服强度)稳定地提高到SUS444的约1.5倍以上的水平。另外，也会成为导致低温韧性下降的主要原因。

实施例

对表1所示铁素体不锈钢进行熔制，经热轧、热轧板退火、冷轧、最终退火工序，制成板厚2mm的冷轧退火钢板。上述的最终退火是以模拟作为排气通路部件用钢材的最终退火的条件来进行的。最终退火的条件是，1050℃×均热1分钟的加热之后，去除一部分比较例(No.21)，依照从1000℃至500℃的平均冷却速度为5℃/sec以上的方式进行冷却。冷却速度用安装在试样表面的热电偶进行测定。将完成这种最终退火所制得的冷轧退火钢板作为供试材料，研究排气通路部件用钢材的各种特性。

对供试材料(完成最终退火后的材料)按下述方式研究了作为析出相存在的Nb和Mo的总量(此处表示为“析出的Nb+析出的Mo的量”)、600℃下的0.2％屈服强度、1000℃下的0.2％屈服强度、低温韧性和常温下的加工性能。

[析出的Nb+析出的Mo的量]

根据SPEED法，在供试材料中的基体溶解、且析出相不溶解的电位下进行恒电位电解，对提取出的析出相残渣进行元素定量分析。将该残渣中所含的Nb和Mo的合计质量除以利用电解溶解的基体和提取出的析出相的总质量，并用百分比表示，确定析出的Nb+析出的Mo的量。在SPEED法中，作为非水溶剂使用10％乙酰丙酮+1％氯化四甲铵+甲醇溶液。

[600℃、1000℃下的0.2％屈服强度]

用板厚2mm的拉伸试验片(拉伸方向与轧制方向一致)，根据JISG0567，进行600℃下的拉伸试验以及1000℃下的拉伸试验。600℃的0.2％屈服强度为相当于SUS444系列钢的约1.5倍的200MPa以上的材料评定为合格，低于该水平的评定为不合格。1000℃的0.2％屈服强度为相当于SUS444系列钢的约1.5倍的15MPa以上的材料评定为合格，低于该水平的评定为不合格。

[低温韧性]

用板厚2mm的供试材料制作V型缺口沙尔皮冲击(V-notch Charpyimpact)试验片(重锤冲击方向平行于轧制方向)，根据JIS Z 2242，在-75℃～25℃范围以25℃间隔进行沙尔皮冲击试验，求得延性韧性转变温度(延性靱性遷移温度)。转变温度为-25℃以下的评定为○(低温韧性：良好)，高于此温度的评定为×(低温韧性：不良)。

[常温下的加工性能]

使用板厚2mm的供试材料制作成拉伸方向相对于轧制方向呈0°、45°、90°的3种拉伸试验片(JIS 13B号)，分别根据JIS 2241，以试验次数n＝3进行拉伸试验至断裂，对接断裂后的试验片，测量断裂时的伸长(％)，按下述式(3)求出平均伸长值EL_A，将此EL_A作为该供试材料的常温伸长值。

EL_A＝(EL_L+EL_D+EL_T) (3)

在此，EL_L为拉伸方向为0°的断裂时的伸长(n＝3的平均值)，EL_D为拉伸方向为45°的断裂时的伸长(n＝3的平均值)，EL_T为拉伸方向为90°的断裂时的伸长(n＝3的平均值)。EL_A为30％以上的评定为○(常温下的加工性能：良好)，低于该水平的评定为×(常温下的加工性能：不良)。

结果如表2所示。表2中的“最终退火冷却速度”为1050℃至500℃的平均冷却速度。

(表2)

下划线：本发明规定范围外，或者特性不佳

可以说组成及析出的Nb+析出的Mo的量满足本发明规定的本发明的实施例的钢材，如从表2中所了解的那样，600℃的0.2％屈服强度及1000℃的0.2％屈服强度都高达SUS444系列钢的1.5倍左右以上。在超过850℃的高温范围均呈现出优良的高温强度，同时热疲劳特性也十分良好。另外，低温韧性、常温下的加工性也良好。

与此相对，对于No.21而言，尽管钢的组成在本发明的规定范围内，但由于最终退火时1000℃至500℃的冷却速度低于5℃/sec，从而在其冷却过程中，大量生成Nb、Mo的析出物，形成析出的Nb+析出的Mo的量过多的组织状态。该情况下，1000℃下的高温强度、低温韧性、常温下的加工性能劣化。对于No.22而言，Mo、Nb的含量少，对于No.23而言，而且Cu含量也少，其均不满足(1)式、(2)式，所以600℃及1000℃的高温强度低。对于No.24而言，由于W含量过高，从而常温下的加工性能劣化。对于No.25而言，Cu含量低，不能满足(1)式，因此，600℃下的高温强度低。对于No.26而言，Cu含量过高，不能满足(2)式，且未添加W，因此，1000℃下的高温强度低。对于No.27而言，由于Mo含量过高，所以形成析出的Nb+析出的Mo的量过多的组织状态，Nb含量过低，不满足(2)式，1000℃下的高温强度及低温韧性劣化。对于No.28而言，Nb含量过高，所以形成析出的Nb+析出的Mo的量过多的组织状态，常温下的加工性能劣化。对于No.29而言，Mo、Nb的含量多，所以形成析出的Nb+析出的Mo的量过多的组织状态，低温韧性劣化。另外，因Cu含量少，故600℃下的高温强度低。对于No.30而言，Mo含量过高，所以形成析出的Nb+析出的Mo的量过多的组织状态，但由于Mo的固溶，故而1000℃下的高温强度提高。然而，低温韧性及常温下的加工性能劣化。

Claims

1.一种耐热性能、低温韧性优良的汽车排气通路部件用铁素体不锈钢材料，按质量％计含有C：0.03％以下、Si：1％以下、Mn：0.6％～2％、Ni：3％以下、Cr：10～25％、Nb：0.3～0.7％、Cu：大于1％小于等于2％、Mo：1～2.5％、W：1～2.5％、Al：0.15％以下、V：0.03～0.2％、N：0.03％以下，剩余部分为Fe及不可避免的杂质，该钢材料的组成满足下述式(1)及式(2)，且该钢材料具有作为析出相存在的Nb和Mo的总量为0.2质量％以下的组织，

1.2Nb+5Mo+6Cu≥11.5 ......(1)

15Nb+2Mo+0.5Cu≥10.5 ......(2)。

2.如权利要求1所述的钢材料，其中，具有以合计小于1％的范围还含有Ti、Zr中的1种以上的组成。

3.如权利要求1或2所述的钢材料，具有还含有B和Co中的一种以上的组成，其中B：0.02％以下、Co：2％以下。

4.如权利要求1～3中任一项所述的钢材料，其中，具有以合计0.1％以下的范围还含有REM(稀土类元素)、Ca中的一种以上的组成。

5.如权利要求1～4中任一项所述钢材料，其用于材料温度为超过900℃的温度范围的排气部件。