JP2014145097A - 高温プレス成形に適する自動車排気系部材用のフェライト系ステンレス鋼板およびフェライト系ステンレス鋼成形部品の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】常温における加工性の低下に起因する部品形状の制約、熱疲労寿命の低下の課題を解決するために、高温成形を適用する事で、加工性を向上し、部品形状の自由度を向上させると共に、熱疲労寿命を向上させることを目的とする。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０２０％、Ｓｉ：０．０５〜１．５％、Ｍｎ：０．０５〜１．５％、Ｐ≦０．０３５％、Ｓ≦０．０１５％、Ｃｒ：１３〜２３％、Ｖ：０．０１〜０．３％、Ａｌ：０．００３〜０．５％、Ｎ：０．００２〜０．０２０％を含み、さらに、Ｍｏ：０．０１〜３．０％、Ｃｕ：０．０１〜３．０％、Ｎｂ：０．１〜１．０％、Ｗ≦２％、Ｎｉ≦１．５％の１種又は２種以上を、式（１）を満足するように含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる高温プレス成形に適する自動車排気系部材用のフェライト系ステンレス鋼板。
１３Ｎｂ＋３Ｍｏ＋４Ｗ＋２Ｃｕ−Ｎｉ≧４．８ …… 式（１）
【選択図】図１

Description

本発明は、自動車部品の排気系部材に代表されるような、高温強度と耐酸化性が必要とされる高温プレス成形に適する自動車排気系部材用のフェライト系ステンレス鋼板およびフェライト系ステンレス鋼成形部品の製造方法に関する。

地球環境問題に端を発する自動車燃費向上、排出ガスのクリーン化のためには、自動車の軽量化と共にエンジンの性能向上が不可欠である。その一端として、エンジンの小型化、高出力化が行われており、排ガス温度の高温化に耐える、高い耐熱性を有するステンレス鋼が求められるようになってきた。

従来、自動車の排ガス経路部材には使用温度に合わせて、大きく４種類のフェライト系鋼種が使い分けられている。最も多いのが使用温度７５０℃レベルの部材に主として適用されるＳＵＳ４２９系鋼に代表される鋼種である。次が、使用温度８５０℃レベルの部材に主として適用されるＳＵＳ４４４系鋼種に代表される鋼種である。これらの他に、ＳＵＳ４２９とＳＵＳ４４４の中間鋼として、使用温度８００℃レベルの部材に適用される鋼種や、使用温度９００℃レベルの部材に使われる事を想定して、ＳＵＳ４４４を超える高温強度を有する鋼種も開発されている。

９００℃レベルの使用環境に耐えるように材料の高温強度を高めるためには、Ｎｂ、Ｍｏ等による固溶強化を活用するか、Ｃｕの析出強化を利用する事が一般的である。しかし、多量の合金元素を含有させると、常温での加工性が低下してプレス成形が難しくなる問題があった。

更に、近年では、ＥＧＲ（Exhaust Gas Recirculation；排気再循環）やターボ部品等、エンジンルーム内に搭載される各種装置の増加に伴い、排ガス部材の収納スペースの制約が従来にも増して大きくなっている。このため排ガス経路上流部材に適用される材料には、種々の形状に成形加工できる優れた加工性が要求される。
また、排気系部品の成形方法も従来は主にパイプを加工し、組み合わせて溶接して造られていたが、板をプレス成形した後に溶接して造る工法も多くなってきた。このような工法を用いる場合、排気系部品の材料がプレス成形時に破断しないだけでなく、正確に既定の寸法に仕上げるため、排気系部品の材料のスプリングバックを低減して形状凍結性を高める技術も重要になってくる。また、二次加工に起因する排気系部品の材料の脆化の問題も部品設計の大きな制約になっていた。

一方、自動車の強度部材に於いては、高温で成形して同時に金型焼入れする、ホットプレス、或いは高温プレス、ホットスタンプ等と呼ばれる工法が最近では用いられるようになってきた。この技術は、加熱時はオーステナイトであり、ホットプレス後にマルテンサイト等に相変態させる事によって、強度を向上させる技術である。相変態によって、高い強度と形状凍結性が得られる事が特徴である。

ホットプレス工法では、オーステナイトを得るために８００℃以上に加熱する際の酸化を抑制し、また、塗装後の耐食性を上げるために、Ａｌめっきや、Ｚｎめっきなどの表面処理鋼板が用いられる。また、ホットプレス工法では、マルテンサイトの強度を高めるために、Ｃ量を高める、焼入れ性を上げるために、Ｍｎを添加する等の工夫が行われている。

これまでに、下記のような耐熱性を向上させたフェライト系ステンレス鋼が種々開発され、また、ホットスタンプ用表面処理鋼板が開発され、実用化されつつある。
特許文献１には、８５０℃を超える高温域で使用可能な自動車排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼材として、１超え〜２％のＣｕを含有し、Ｍｏ、Ｎｂの析出物を少なくした材料が示されている。特許文献１には、ステンレス鋼材のＪＩＳ Ｇ０５６７に準拠した高温での０．２％耐力が記載されている。

特許文献２には、９５０℃での引張強度が２０ＭＰａ以上で、かつ耐高温塩害腐食性および加工性に優れた耐熱フェライト系ステンレス鋼として、Ｍｏ＋Ｗ：０．１〜３．０％を含み、高温長時間使用中の固溶Ｎｂ量を概算する式ｅｆｆ．Ｎｂ量を規定する技術が記載されている。
特許文献３には、自動車使用時に７００℃以上に昇温される部材に、Ｎｂ、Ｃｕを添加し、ε−Ｃｕ相の析出を制御したフェライト系ステンレス鋼が提示されている。

特許文献４では、耐熱性に優れたホットプレス用のアルミめっき鋼板として、Ｔｉ＋０．１Ｍｎ＋０．１Ｓｉ＋０．１Ｃｒ＞０．３を満足する鋼成分を有する鋼の表面にＡｌを主体とする金属被覆を有する鋼板が示されている。特許文献４では、硬さや、赤スケール発生量で耐熱性を評価している。
特許文献５では、０．２〜３.０％のＭｎを含有し、（Ｃｒ＋７×Ｍｏ）≧０．１を満足するように含有する、高温成形に適し、成形前に９００〜１０００℃に加熱してプレスで高温成形と同時に高強度になるアルミ亜鉛めっき鋼板が提示されている。

特開２００９−１２０８９３号公報 特許第２９５９９３４号公報 特開２００６−１１７９８５号公報 特許第４６３４６５５号公報 特許第４１３２９５０号公報

従来、自動車の排気系部品を製造する際には、鋼材を冷間でプレス加工して複雑な部品形状に成形している。しかし、この成形方法では、成形された排気系部品の各部位における歪が不均一となって、排気系部品の熱疲労寿命の低下を招くという問題があった。
しかし、従来、この問題を解決する技術はなかった。

例えば、特許文献１では、常温における加工性が示されている様に、成形加工は常温を前提としており、冷間でプレス成形することによる熱疲労特性への影響について考慮されていない。
また、特許文献２に記載のステンレス鋼は、常温の加工性と高温強度の両立を意図しているように、常温でプレス加工を行うことを前提とした材料である。このため、特許文献２に記載のステンレス鋼では、熱疲労の局所的な進行による熱疲労特性の低下が推測される。

特許文献３に記載のステンレス鋼材は、ＪＩＳ Ｚ２２４１に規定される引張試験の伸び値で優劣を示している様に、常温での成形加工を前提としている。このため、特許文献３に記載のステンレス鋼材は、常温でプレス成形することによる熱疲労特性の低下が考えられる。

特許文献４では、自動車排気系部材で必要とされる熱疲労特性については、考慮されていない。
特許文献５は、プレス成形後のアルミめっき層の健全性を意図したものであり、耐食性や、成形前後の常温における強度を造りこんでいる。しかし、特許文献５においても、熱疲労特性については考慮されていない。

このように、これまでに開示されている技術を用い、自動車排気系部品を製造することは困難であり、常温における加工性の低下に起因する部品形状の制約を生じるほか、熱疲労寿命の低下を招いていた。
本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、加工性を向上し、部品形状の自由度を向上させると共に、熱疲労寿命の向上を成し得る事で、従来法では製造困難であった自動車排気系部品を提供することを課題とする。

本発明者等は、上記課題を解決するために基礎的な検討を実施した。その結果、特にＮｂ, Ｃｕ, Ｍｏ, Ｗ, Ｎｉを適切に添加した成分組成の鋼板を７００〜１１００℃に加熱して、高温プレス成形を行った後、冷却することにより自動車排気系部品を製造する事で、加工性を向上し、部品形状の自由度を向上させることができると共に、自動車排気系部品の熱疲労特性が大きく改善する事を見出した。

すなわち、本発明の要旨とするところは下記のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．０２０％、
Ｓｉ：０．０５〜１．５％、
Ｍｎ：０．０５〜１．５％
Ｐ≦０．０３５％
Ｓ≦０．０１５％
Ｃｒ：１３〜２３％
Ｖ：０．０１〜０．３％、
Ａｌ：０．００３〜０．５％
Ｎ：０．００２〜０．０２０％を含み、さらに、
Ｍｏ：０．０１〜３．０％
Ｃｕ：０．０１〜３．０％
Ｎｂ：０．１〜１．０％
Ｗ≦２％
Ｎｉ≦１．５％の１種又は２種以上を、式（１）を満足するように含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする高温プレス成形に適する自動車排気系部材用のフェライト系ステンレス鋼板。
１３Ｎｂ＋３Ｍｏ＋４Ｗ＋２Ｃｕ−Ｎｉ≧４．８ ……式（１）
ここで、式（１）の元素記号の箇所には質量％で表記された当該元素の含有量の値が代入される。

（２）更に、質量％で、
Ｔｉ：０．００３〜０．３０％、
Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、
ＲＥＭ≦０．０５％、
Ｚｒ：０．０５〜０．３％
Ｓｎ≦０．３の１種又は２以上を、合計で０．０００２〜０．３％含有することを特徴とする（１）に記載の高温プレス成形に適する自動車排気系部材用のフェライト系ステンレス鋼板。

（３）Ｒａで０．１〜１．０μｍの表面粗度を有することを特徴とする、（１）または（２）に記載の高温プレス成形に適する自動車排気系部材用のフェライト系ステンレス鋼板。

（４）（１）〜（３）の何れか１項に記載の自動車排気系部材用のフェライト系ステンレス鋼板を７００〜１１００℃に加熱して、高温プレス成形を行った後、冷却することを特徴とする自動車排気系部材用のフェライト系ステンレス鋼成形部品の製造方法。

（５）（４）に記載の製造方法により成形されたことを特徴とする自動車排気系部材用のフェライト系ステンレス鋼成形部品。

尚、自動車排気系部材用のフェライト系ステンレス鋼成形部品とは、エキゾーストマニホールド、触媒コンバーター、ターボチャージャー、ＥＧＲ（Exhaust Gas Recirculation；排気再循環）装置、ＳＣＲ（Selective Catalytic Reduction；選択触媒還元）装置、ＤＰＦ（Diesel Particulate Filter；ディーゼル微粒子捕集フィルター）装置等の部品を意図するものであり、自動車排ガスによって７５０℃を超える温度域となる排ガス部材に使用されるものである。

本発明のステンレス鋼板は、自動車排気系部品として必要とされる耐酸化性（耐食性）と、高温プレス成形性、熱延焼鈍板の靭性、高温強度、熱疲労特性を有し、熱間圧延に起因する疵がない表面品質の良好なものである。したがって、本発明のステンレス鋼板を高温プレス成形することにより、高い加工度で成形することが可能になり、自動車排気系部品のホットエンド部材の設計自由度の拡大をもたらすことができる。
また、本発明では、ステンレス鋼板を高温プレス成形するので、成形による熱疲労特性への影響を抑制することができ、優れた熱疲労特性を有する自動車排気系部品を提供できる。

高温プレス成形高さに及ぼすステンレス鋼板の組成の影響を示したグラフである。 高温プレス成形高さに及ぼす高温成形温度の影響を示したグラフである。

本発明においては、これまでにない技術として、自動車排気系部材の成形に高温プレス成形の活用を行った。高温プレス成形は、一般的には、オーステナイト域に加熱後、成形と同時に金型焼入れを行う事によって、マルテンサイト変態によって高強度を得ると共に、高い形状凍結性を得るものであり、相変態の無い、フェライト系ステンレス鋼板では意味のない成形技術と考えられてきた。また、高温プレス成形に用いられる材料は、表面処理鋼板が主であり、高温加熱後もめっき層によって耐食性が維持されていた。一方、ステンレス鋼は通常、不動態皮膜で耐食性を担保するものであり、高温プレス成形を行う場合には、表面の酸化スケールを酸洗除去することが必要になるため、耐食性の観点からも適用は難しいと考えられていた。

一方で、自動車排気系部品は、自動車燃費向上ニーズの高まりから、排気ガス温度は高くなる方向である。このため、排ガス部品用のステンレス鋼板に求められる耐熱温度が高くなってきており、耐熱性を上げるために高合金化が進み、常温における加工性が低下し、部品設計の自由度も低下してきている。
このような高温強度に優れるステンレス鋼板は、常温における延性は低いが、高温に加熱することで延性が向上する。これは、成形時の動的回復によって、加工硬化が抑制されるためであり、伸びの低い高合金の耐熱ステンレス鋼板でも、成形性を向上できる成形方法として適用が期待される。

自動車排気系部品であれば、使用時に高温に加熱される事から、高温成形時にステンレス鋼板の表面に形成される酸化スケールと同様の酸化スケールが、実環境でも生成するために、酸化スケールの形成による耐食性の低下も危惧することが無い。

しかしながら、全てのフェライト系ステンレス鋼板が、高温プレス成形の適用で加工性を向上させるものでは無い。即ち、一般的な高温プレス成形用鋼板がオーステナイト域に加熱して、加工後に金型焼入れされていたように、フェライト系ステンレス鋼板の高温プレス成形においても、高温成形時の強度が重要である。
一般的なフェライト系ステンレス鋼板では、高温プレス成形する温度での耐力と引張強さとの差が小さく、即ち、加工硬化が少ないために容易に絞り（割れやしわ）が発生し、高いプレス成形性を得ることが出来ない。

そこで、本発明者等は、高温プレス成形試験を種々のフェライト系ステンレス鋼板で行い、高温プレス成形に適したステンレス鋼板の組成を見出した。すなわち、Ｎｂ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｗが、高温プレス成形性の向上効果が大きい元素であり、それぞれの元素の寄与を考慮した（１）式を導出して、高温プレス成形に適したフェライト系ステンレス鋼板を開発したものである。

但し、（１）式を満たす化学組成のステンレス鋼板であっても、成形温度が高温成形に適した温度で無いと、成形性の向上効果は発揮されない。このため、高温プレス成形温度は、動的回復による延性向上効果が発現する７００℃以上にすることが必要である。また、動的回復が進み過ぎて、加工硬化が起こらない様な温度になると、成形性がまた低下するために、高温プレス成形温度は、１１００℃以下にすることが必要である。

更に、高温プレス成形に於いては、冷間プレスの様な潤滑油が使用できないため、材料と金型の潤滑性の確保も必要になる。表面処理鋼板では、比較的軟質のＡｌ，Ｚｎ等のめっき層が潤滑効果を現していたが、ステンレス鋼板の場合、硬質の酸化被膜により潤滑性能が損なわれ、金型と鋼板の焼き付きが問題になる場合もあった。
この問題に関しても、鋼板の表面粗度を制御する事で潤滑性能を改善し、金型と鋼板の焼き付きの発生率を下げる事を成し得た。
特に、本発明にかかるフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板を自動車などの排気系部材に適用することにより、環境対策や部品の低コスト化などに大きな効果が得られる。

以下、本実施形態のフェライト系ステンレス鋼板の成分組成について説明する。
「Ｃ：０．００１〜０．０２０％」
Ｃは、成形性と耐食性を劣化させるため、その含有量は少ないほど好ましいため、上限を０．０２０％とする。但し、過度の低減は精錬コストの増加をもたらすため、Ｃの含有量は０．００１％以上とする。また、熱延板靭性の観点から考えると、Ｃの含有量は０．００２％〜０．００９％とすることが望ましい。

「Ｓｉ：０．０５％〜１．５％」
Ｓｉは、脱酸剤としても有用な元素であるとともに、高温強度と耐酸化性を改善させる元素である。８００℃程度までの高温強度は、Ｓｉ量の増加とともに向上し、その効果は０．０５％以上で発現するため、下限を０．０５％とする。しかしながら、過度の添加は常温延性を低下させるため、Ｓｉの含有量の上限を１．５％とする。なお、耐酸化性を考慮するとＳｉの含有量は０．２％〜１．０％が望ましい。

「Ｍｎ：０．０５〜１．５％」
Ｍｎは、脱酸剤として添加される元素であるとともに、中温域での高温強度上昇に寄与する元素である。また、Ｍｎは、長時間使用中に表層にＭｎ系酸化物を形成し、スケール（酸化物）の密着性や異常酸化の抑制効果に寄与する元素である。これらの作用は、Ｍｎを０．０５％以上含有量することで発現するため、Ｍｎ含有量の下限を０．０５％とする。
一方、Ｍｎの過度な添加は、γ相（オーステナイト相）の析出による熱延板靭性の低下を生じる他、ＭｎＳを形成して耐食性を低下させるため、Ｍｎ含有量の上限を１．５％とする。なお、高温延性やスケールの密着性、異常酸化の抑制を考慮すると、Ｍｎ含有量は０．１〜１．０％が望ましい。

「Ｐ：０．０３５％以下」
Ｐは、固溶強化能の大きな元素であるが、フェライト安定化元素であり、しかも耐食性や靭性に対しても有害な元素であるため、可能な限り少ないほうが好ましい。
Ｐは、ステンレス鋼の原料であるフェロクロムに不純物として含まれるが、ステンレス鋼の溶鋼から脱Ｐすることは非常に困難であるため、０．０１０％以上とすることが好ましい。また、Ｐの含有量は、使用するフェロクロム原料の純度と量でほぼ決定される。しかし、Ｐは有害な元素であるため、フェロクロム原料のＰ濃度は低いほうが好ましいが、低Ｐのフェロクロムは高価であるため、Ｐの含有量は、材質や耐食性を大きく劣化させない範囲である０．０３５％以下とする。なお、Ｐの含有量は、好ましくは０．０３０％以下である。

「Ｓ：０．０１５％以下」
Ｓは、硫化物系介在物を形成し、鋼材の一般的な耐食性（全面腐食や孔食）を劣化させるため、その含有量の上限は少ないほうが好ましく、０．０１５％とする。また、Ｓの含有量は少ないほど耐食性は良好となるが、低Ｓ化には脱硫負荷が増大し、製造コストが増大するので、その下限を０．００１％とするのが好ましい。なお、Ｓの含有量は、好ましくは０．００１〜０．００８％である。

「Ｃｒ：１３〜２３％」
Ｃｒは、本発明において、耐酸化性や耐食性確保のために必須な元素である。Ｃｒの含有量が１３％未満では、これらの効果は発現せず、一方で、２３％超では加工性の低下や靭性の劣化をもたらすため、１３〜２３％とする。なお、製造性や高温延性を考慮すると、Ｃｒの含有量は１４％〜２０％が望ましい。

「Ｖ：０．０１〜０．３％」
Ｖは、微細な炭窒化物を形成し、析出強化作用が生じて高温強度向上に寄与する効果を有するため、必要に応じて添加する。その効果は０．０１％以上の添加で安定して発現するため、Ｖの含有量の下限を０．０１％とする。
一方、過剰に添加すると、析出物の粗大化を招くおそれがあり、その結果、熱延板靭性が低下するため、Ｖの含有量の上限を０．３％とする。また、Ｖの含有量が０．３％を超えると、溶鋼中で晶出する炭窒化物は熱延疵の原因になる。なお、製造コストや製造性を考慮すると、０．０３％〜０．１％とすることが望ましい。

「Ａｌ：０．００３〜０．５％」
Ａｌは、脱酸元素として添加される他、耐酸化性を向上させる元素である。また、Ａｌは、固溶強化元素として６００〜７００℃における強度向上に有用である。その作用は０．００３％から安定して発現するため、Ａｌ含有量の下限を０．００３％とする。
一方、過度の添加は、硬質化して均一伸びを著しく低下させる他、靭性を著しく低下させるため、Ａｌ含有量の上限を０．５％とする。更に、表面疵の発生や溶接性、製造性を考慮すると、Ａｌ含有量は０．０１％〜０．０７％が望ましい。

「Ｎ：０．００２〜０．０２０％」
Ｎは、Ｃと同様、成形性や耐食性を劣化させるため、その含有量は少ないほど好ましいため、０．０２０％以下とする。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるためＮ含有量の下限を０．００２％とする。更に、熱延板靭性等を考慮するとＮ含有量は０．００３％〜０．０１５％とすることが望ましい。

本実施形態においては、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｗ、Ｎｉの１種又は２種以上を、以下に示す含有量で、かつ式（１）を満足するように含有する。
Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｗ、Ｎｉの含有量において、式（１）の条件を満足すれば、図１に示すように、高温プレス成形によって成形性の向上が得られ、複雑な形状を有する自動車排気系部品を高温プレス成形で製造できる。
１３Ｎｂ＋３Ｍｏ＋４Ｗ＋２Ｃｕ−Ｎｉ≧４．８ ……（１）
ここで、式（１）の元素記号の箇所には質量％で表記された当該元素の含有量の値が代入される。

「Ｍｏ：０．０１〜３．０％」
Ｍｏは、高温強度や熱疲労特性を向上させる元素であり、その効果は０．０１％以上で発現するため、下限を０．０１％とする。
一方、過度の添加は、Ｎｂと同様に、Ｌａｖｅｓ相の生成を生じさせて、Ｃｕ析出による析出強化能力を抑制させてしまうため望ましくない。そこでＭｏ含有量の上限を３．０％とする。更に、生産性や製造性の観点から、Ｍｏ含有量は０．０５％〜２．５％が望ましい。

「Ｃｕ：０．０１〜３．０％」
Ｃｕは、自動車の高温排気系などに代表される高温環境用部材として使用するために必要とされる高温強度を高めるために必要な元素である。Ｃｕは５００〜７５０℃では主に析出強化能を発揮し、それ以上の温度に於いては固溶強化によって材料の塑性変形を抑制し、熱疲労特性を高める働きを示す。このような効果は、Ｃｕ析出物が生成することによる析出硬化作用であり、０．０１％以上の添加により発現する。一方、過度な添加は、高温強度の低下を生じるためＣｕ含有量の上限を３．０％とする。なお、冷間圧延焼鈍時にＣｕを固溶させ、加工性の低下を抑制することを考えると、Ｃｕ含有量は０．０５％〜１．５％が望ましい。

「Ｎｂ：０．１〜１．０％」
Ｎｂは、高温強度や熱疲労特性を向上させる最も効果的な元素である。その効果を発揮させるため、Ｎｂ含有量の下限を０．１％とすることが好ましい。
一方、Ｎｂの過度の添加は、Ｌａｖｅｓ相の生成を生じさせ、この結果、Ｃｕ析出による析出強化能力を抑制させてしまうため望ましくない。また、熱間圧延で、６３０℃以上の高温巻き取りを行うと、Ｌａｖｅｓ相による熱延板靭性の低下が生じるおそれがある。これらを考慮し、Ｎｂ含有量の上限を１．０％とする。更に、生産性や製造性の観点から、Ｎｂ含有量は０．３％〜０．７％とすることが望ましい。

「Ｎｉ：１．５％以下」
Ｎｉは、フェライト系ステンレス鋼の合金原料中に不可避的不純物として混入し、一般的に０．０３〜０．１０％の範囲で含有される。また、孔食の進展抑制に有効な元素であり、その効果は０．０５％以上の添加で安定して発揮されるためＮｉ含有量の下限を０．０５％とすることが好ましい。
一方、多量の添加は、固溶強化による材質硬化を招くおそれがあるため、Ｎｉ含有量の上限を１．５％とする。なお、合金コストを考慮するとＮｉ含有量は０．０５〜１．０％が望ましい。

「Ｗ：２％以下」
Ｗは、高温強度や熱疲労特性を向上させるために必要に応じて添加すれば良く、これらの効果を発揮させるため、下限を０．０１％とすることが好ましい。
一方、Ｗの過度の添加は、Ｎｂと同様に、Ｌａｖｅｓ相の生成を生じさせて、Ｃｕ析出による析出強化能力を抑制させてしまうため望ましくない。また、熱間圧延で６３０℃以上の高温巻き取りを行うと、Ｌａｖｅｓ相による熱延板靭性の低下を生じるおそれがある。また、溶鋼中で晶出する炭窒化物は熱延疵の原因になる。これらを考慮し、Ｗ含有量の上限を２％とする。更に、生産性や製造性の観点から、Ｗ含有量は０．０１％〜０．２％が望ましい。

また、本実施形態では、上記元素に加えて、Ｔｉ：０．００３％〜０．３０％、Ｂ：０．０００２％〜０．００３０％、Ｓｎ：０．３％以下、ＲＥＭ：０．０５％以下、Ｚｒ：０．０５〜０．３％の１種または２種以上を合計で０．０００２〜０．３％添加することが好ましい。

「Ｔｉ：０．００３％〜０．３０％」
Ｔｉは、Ｃ，Ｎ，Ｓと結合して耐食性、耐粒界腐食性、常温延性や深絞り性を向上させる元素である。Ｔｉの含有量は、経済的に成しうるＣ、Ｎ、Ｓの低減可能な量からその量が決まるため、下限を０．００３％とする。しかし、Ｔｉの過剰添加は、連続鋳造時に溶鋼に晶出するＴｉＮにより、鋳片の表面欠陥を増大させるため、Ｔｉ含有量の上限を０．３０％とする。なお、固溶Ｔｉによる耐食性向上効果や、大型の析出物ＴｉＮによる熱延板靭性やプレス加工性の低下も生じる事があるため、Ｔｉ含有量は０．１０％〜０．１８％とすることが望ましい。

「Ｂ：０．０００２％〜０．００３０％」
Ｂは、製品のプレス加工時の２次加工性を向上させる元素であると共に、Ｃｕ添加鋼の高温強度を向上させる効果もあるため、必要に応じて添加する。その効果は０．０００２％以上のＢ含有量で発現する。しかし、Ｂの過度な添加は、Ｃｒ_２Ｂ、（Ｃｒ，Ｆｅ）_２３（Ｃ，Ｂ）_６の析出により、靭性や耐食性を損なう他、溶接性も損なう場合もあるため、Ｂの含有量を、０．０００２％〜０．００３０％とする。なお、加工性や製造コストを考慮すると、Ｂ含有量は０．０００３％〜０．００１５％とすることが望ましい。

「Ｓｎ：０．３％以下」
Ｓｎは、Ｍｏと同様に、耐食性や高温強度の向上に有効な元素である。また、Ｓｎは、常温の機械的特性を大きく劣化させない効果もあるため、必要に応じて添加してもよい。高温強度への寄与は、Ｓｎの０．０５％以上の添加で安定して発現するためＳｎ含有量の下限を０．０５％とすることが好ましい。
一方、Ｓｎを過度に添加すると製造性や溶接性が著しく劣化するため、Ｓｎ含有量の上限を０．３％とする。なお、耐酸化性等を考慮すると、Ｓｎ含有量は０．１％〜０．２％が望ましい。

「ＲＥＭ：０．０５％以下」
ＲＥＭ（ここでＲＥＭとは、希土類元素であるＬａ，Ｃｅ，Ｙを示す）は、耐酸化性の向上に有効な元素である。また、ＲＥＭは、常温の靭性を向上させる効果もあるため、必要に応じて添加してもよい。耐酸化性への寄与は、０．００１％以上のＲＥＭの添加で安定して発現するためＲＥＭ含有量の下限を０．００１％とすることが好ましい。
一方、ＲＥＭを過度に添加すると、製造時に熱延疵の原因となり歩留まりを低下させるため、ＲＥＭ含有量の上限を０．０５％とする。なお、鋳造性を考慮すると、ＲＥＭ含有量は０．００３％〜０．０３％が望ましい。

「Ｚｒ：０．０５〜０．３％」
Ｚｒは、ＴｉやＮｂと同様に、炭窒化物形成元素であり、固溶Ｔｉ，Ｎｂ量の増加による高温強度向上、耐酸化性の向上に寄与するため、必要に応じて添加しても良い。これらの効果は、０．０５％以上のＺｒの添加により安定して発揮するため、Ｚｒ含有量の下限を０．０５％とする。
しかしながら、Ｚｒの過度の添加は、製造性の劣化を著しく招くため、Ｚｒ含有量の上限を０．３％とする。なお、コストや表面品位を考慮すると、Ｚｒ含有量は０．１％〜０．２％がより望ましい。

また、本実施形態においては、ステンレス鋼板の表面粗度をＪＩＳ Ｂ０６０１製品の幾何特性仕様で規定されるＲａで０．１〜１．０μｍにすることが望ましい。表面粗度が小さいと、高温プレス成形時にステンレス鋼板とプレス金型の接触による摩擦力が増加し、焼き付きの原因ともなるため、表面粗度はＲａ０．１μｍ以上にすることが好ましい。一方、ステンレス鋼板の表面粗度の過度な増加は、熱疲労寿命の低下をもたらし、自動車排気系部品として好ましくないため、Ｒａで１．０μｍ以下にすることが好ましい。耐酸化性を考慮すると、ステンレス鋼板の表面粗度を０．５〜１．０μｍにすることが望ましい。

本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、例えば、以下に示す製造方法によって製造できる。
まず、電気炉など通常の方法で前記の成分組成に調整された溶鋼を溶製する。その後、溶鋼を連続鋳造機で厚みが２５０〜１５０ｍｍのスラブとする。続いて、スラブの表面を研削手入れする。次いで、加熱炉で１１００℃〜１３００℃に加熱し、仕上げ温度を８００〜９５０℃の範囲内として、熱間圧延機で板厚３ｍｍ〜６ｍｍの熱延鋼板とする。続いて、熱延鋼板の焼鈍を行った後、酸洗する。その後、熱延鋼板を冷間圧延して板厚０．６ｍｍ〜２．５ｍｍの冷延鋼板とする。続いて、冷延鋼板の焼鈍酸洗を行う。以上の工程を行うことにより、本発明のステンレス鋼板が製造される。

上記の製造方法においては、熱延鋼板の焼鈍を省略する事も可能である。また、冷延鋼板の焼鈍酸洗の前後いずれかで調質圧延を行う場合もある。
また、必要に応じて、冷延ロール径が４００ｍｍを超える圧延機で冷延したり、表面粗度の大きな圧延ロールを使用したり、焼鈍後の酸洗で過酸洗する方法などを用いて、ステンレス鋼板の表面粗度をＲａで０．１〜１．０μｍにすることが好ましい。

「フェライト系ステンレス鋼成形部品の製造方法」
次に、本実施形態におけるフェライト系ステンレス鋼成形部品の製造方法について説明する。
本実施形態のフェライト系ステンレス鋼成形部品の製造方法では、上記成分組成を有したフェライト系ステンレス鋼板を７００℃〜１１００℃に加熱して、高温プレス成形を行う。

高温プレス成形する際のステンレス鋼板の成形温度（加熱温度）は、ステンレス鋼板の延性が向上する温度にすることが必要であり、動的回復が生じる７００℃以上にすることが必要である。一方、ステンレス鋼板の加熱温度が高くなりすぎると、動的回復再結晶の進行が速く、加工硬化が進まずに、早期にくびれが生じるために、１１００℃以下にすることが必要である。ステンレス鋼板の酸化スケールの成長による耐食性の低下を考慮すると、加熱温度を８００〜１０００℃にすることが好ましい。

高温プレス成形後はプレス金型中、或いはプレス金型から成形されたステンレス鋼成形部品を出して冷却する。高温プレス成形後のステンレス鋼成形部品の冷却は、焼入れを目的にしたものではないため、冷却速度や金型中での冷却終了温度は特に規定するものではない。高温プレス成形後のステンレス鋼成形部品の冷却速度は０．１〜１０００℃／ｓであることが好ましく、冷却終了温度は８００〜１０℃の範囲であることが好ましい。

以下、実施例により本発明の効果を説明するが、本発明は、以下の実施例で用いた条件に限定されるものではない。

「実験１」
高温プレス成形における成形性に及ぼすステンレス鋼板の成分組成の影響を調べるために、以下に示す成分組成のフェライト系ステンレス鋼板を、１０００℃に加熱して、高温プレス成形した際の成形高さと（１）式の数値との関係を調べた。その結果を図１に示す。
高温プレス成形として球頭張り出し成形を行って評価した。球頭張り出し成形は、パンチとして直径９５ｍｍ、パンチ先端の肩半径５０ｍｍのものを用い、ダイスとしてダイス穴直径１００ｍｍ、ダイス穴肩半径１０ｍｍのものを用いて行った。

球頭張り出し成形のブランク（高温プレス成形する被成形材料）としては、直径１５０ｍｍ、板厚１．５ｍｍのステンレス鋼板を用いた。球頭張り出し成形に用いたステンレス鋼板の成分組成は、１７％Ｃｒ−０．９％Ｓｉ−０．５％Ｍｎ−０．０２７％Ｐ−０．００３％Ｓ−０．０４％Ｖ−０．０４％Ａｌ−０．００５％Ｃ−０．０１０％Ｎ−Ｎｂ−Ｍｏ−Ｗ−Ｃｕ−Ｎｉであり、（１）式が０〜１７になる様に（１）式の各元素の含有量を変化させることにより調整した。

図１から明らかなように、（１）式で表わす成分指標が４．８を超えると成形高さが向上することが分かる。

「実験２」
高温プレス成形における成形性に及ぼすステンレス鋼板の成形温度の影響を調べるために、以下に示す成分組成のフェライト系ステンレス鋼板を、常温〜１２００℃までの各温度に加熱し、高温プレス成形する際の成形高さと成形温度（加熱温度）との関係を調べた。その結果を図２に示す。
高温プレス成形としてフォーム成形（円筒張り出し成形）を行って評価した。フォーム成形は、パンチとして直径５０ｍｍのものを用い、ダイスとしてダイス穴直径１００ｍｍのものを用いて行った。

フォーム成形のブランク（高温プレス成形する被成形材料）としては、直径１５０ｍｍ、板厚１．５ｍｍのステンレス鋼板を用いた。フォーム成形に用いたステンレス鋼板の成分組成は、１９％Ｃｒ−０．５％Ｓｉ−０．３％Ｍｎ−０．０２３％Ｐ−０．００３％Ｓ−０．６％Ｎｂ−０．０３％Ｖ−０．００５％Ｃ−０．０１０％Ｎ−２％Ｍｏ−０．０３％Ａｌである。

図２から明らかなように、成形温度が７００℃〜１１００℃の間である場合に、成形高さが高くなることが分かる。

「実験３」
本実施例では、まず、表１に示す成分組成の溶鋼を溶製してスラブに鋳造した。このスラブを１２００℃に加熱後、仕上げ温度を８００〜９５０℃の範囲内として、板厚５ｍｍまで熱間圧延し、熱延鋼板とした。引き続き、熱延鋼板を焼鈍して酸洗することによりスケールを除去し、板厚１．５ｍｍ厚まで冷間圧延し、冷延鋼板とした。次いで、燃焼ガス雰囲気にて冷延鋼板に焼鈍を施した後、酸洗を施した。
その後、このようにして得られた冷延鋼板を、調質圧延を省略する、又は、調質圧延で粗度の大きい圧延ロールを使用する、４００ｍｍφの大径ロールを使用して圧延する、焼鈍後の酸洗条件を少し過酸洗気味にするなどの方法を用いて、表２に示す表面粗度（Ｒａ）とし、表１に示す成分組成のＮｏ．１〜２５、２５−２〜２５−６、２６〜４５のステンレス鋼板を得た。

表１中のＮｏ．１〜２５、２５−２〜２５−６は本発明例、Ｎｏ．２６〜４５は比較例である。
このようにして得られたＮｏ．１〜２５、２５−２〜２５−６、２６〜４５のステンレス鋼板を、表２に示すプレス成形温度に加熱して、高温プレス成形を行った。高温プレス成形性の評価試験として、以下に示す（１）円筒張り出し成形試験と（２）ハット曲げ成形試験とを行った。

（１）円筒張り出し成形（フォーム成形）試験
ブランク（高温プレス成形する被成形材料）として、直径１５０ｍｍ、板厚１．４ｍｍのものを用いた。パンチとして直径５０ｍｍのものを用い、ダイスとしてダイス穴直径１００ｍｍのものを用い、成形高さは３０ｍｍとした。

円筒張り出し成形後の成形品を観察し、割れがなく、フランジしわのないものを合格、割れおよび／またはフランジしわのあるものを不合格と評価した。その結果を表２に示す。
この試験条件で割れやしわを生じること無く成形できる材料は、高温プレス成形で自動車排気系部品であるエキゾーストマニホールド（エキマニ）を成形した場合に、板厚変動が小さく、熱疲労特性に優れる事を、実車耐久試験で確認出来ている。

（２）ハット曲げ成形試験
サンプル（高温プレス成形する被成形材料）として、縦１３０ｍｍ、横２０ｍｍ、板厚１．２ｍｍのものを用いた。パンチとして幅３７．６ｍｍ、パンチ先端の肩半径１．８ｍｍのものを用い、ダイスとして溝幅４０．０ｍｍ、ダイス溝肩半径１０ｍｍのものを用い、２０ｍｍ高さに成形した。
ハット曲げ成形後の成形品を観察し、フランジ部のスプリングバック高さを測定した。その結果を表２に示す。

「熱延焼鈍板の靭性」
Ｎｏ．１〜２４のステンレス鋼板の製造性の指標の一つとして、製造途中の焼鈍した熱延鋼板のシャルピー衝撃試験を行い、延性脆性遷移温度（ＤＢＴＴ）を測定した。ＤＢＴＴが４０℃以下を熱延焼鈍板の靭性が合格とし、４０℃超を不合格とした。その結果を表２に示す。
「熱延疵の有無」
Ｎｏ．１〜２４のステンレス鋼板の表面を観察し、表面品質を評価した。表面品質の評価は、熱間圧延に起因する疵の有無を調べ、酸洗後もスケールを噛み込んだ疵が残存したときを熱延疵あり（ＮＧ）とし、酸洗後にスケールを噛み込んだ疵が無いときを熱延疵なしとした。熱延疵ありのもののみ表２に示す。

「耐食性」
Ｎｏ．１〜２４のステンレス鋼板をＭＩＧ（Metal Inert Gas）溶接し、ＨＡＺ（熱影響部）の耐食性をＪＩＳ Ｇ０５７１に規定されるステンレス鋼板のしゅう酸エッチング試験方法で評価した。腐食が認められなかったステンレス鋼板を合格とし、腐食が認められたステンレス鋼板を不合格とした。その結果を表２に示す。

表２から明らかなように、本発明を適用した成分組成を有し、本発明のプレス成形温度で高温プレス成形を行った本発明例の場合、比較例に比べて高温プレス成形性に優れる事がわかる。即ち、本発明例では、円筒張り出し成形（フォーム成形）試験の結果が合格となり、ハット曲げ成形試験の結果、スプリングバック高さが１．８ｍｍ以下と少なく、良好な加工性が確認されている。
さらに本発明例は、表面品質、熱延焼鈍板の靭性、耐食性のいずれも良好であった。

つまり、本発明のステンレス鋼板は、熱延焼鈍板の靭性、表面品質、耐食性、高温プレス成形性に優れたものであり、本発明のステンレス鋼板に本発明の製造方法を適用することにより、耐食性に優れた自動車排気系部品を高い加工度で成形することができる。
一方、本発明例から外れる比較例では、成形性が低いか、或いは、種々の品質不良が生じた。これにより、比較例におけるフェライト系ステンレス鋼板では自動車排気系部品に望まれている高い成形性、品質が得られないことが分かる。

比較例の試験番号Ｐ２９〜Ｐ３１は、成形温度が７００℃未満と低い温度であった。そのため、円筒張り出し成形試験で割れが発生し、ハット曲げ成形試験でスプリングバックが生じた。これは、成形温度が低く高温プレス成形中の回復再結晶が起こらないために、固溶強化元素によって低延性高強度となって、加工硬化による延性低下が生じたためと考えられる。
試験番号Ｐ３２は、成形温度が１１００℃より高かった。そのため、円筒張り出し成形試験で割れ、しわが発生し、ハット曲げ成形試験でスプリングバックが生じた。これは、高温プレス成形加工時に動的回復と再結晶が進み、適切な加工硬化が生じなかったために局部的な変形が進み成形性限界が低下したためと考えられる。

試験番号Ｐ３３，Ｐ３５，Ｐ３７〜Ｐ４０，Ｐ４４は、それぞれの組成から計算される式（１）の値が４．８未満であったため、成形温度８００℃で高温プレス成形を行っても、成形性の向上が認められず、円筒張り出しで割れが認められた。
試験番号Ｐ３３はＣの含有量が多く、Ｐ４８はＮの含有量が多かったため、シュウ酸エッチング試験で粒界腐食が認められ、耐食性が不良であった。

試験番号Ｐ３４はＳｉの含有量が多く、Ｐ３６はＰの含有量が多く、固溶強化により靭性が劣った。
試験番号Ｐ３５はＭｎの含有量が多く，Ｐ３７はＳの含有量が多く、ＭｎＳ析出物の増加等により耐食性が劣化した。
試験番号Ｐ３５はＭｎの含有量が多いため、熱延板靭性が劣った。
試験番号Ｐ３８はＣｒの含有量が少ないため、耐食性が不良であった。
試験番号Ｐ３９はＣｒの含有量が多いため、熱延板靭性が劣った。
試験番号Ｐ４０はＮｉの含有量が多く、Ｐ４１はＭｏの含有量が多く、Ｐ４２はＣｕの含有量が多く、Ｐ４３はＮｂの含有量が多く、固溶強化により熱延板靭性が劣った。

試験番号Ｐ３６はＰの含有量が多いため、Ｐ３９はＣｒの含有量が多いため、Ｐ４２はＣｕの含有量が多いため，Ｐ４３はＮｂの含有量が多いため、高温強度が高くなりすぎて、高温成形でもスプリングバックが大きくなった。

試験番号Ｐ４４はＴｉの含有量が多く、Ｐ４５はＶの含有量が多く、Ｐ４６はＷの含有量が多く、Ｐ４７はＡｌの含有量が高く、熱延疵を生じ、表面品質が劣位であった。
試験番号Ｐ４８はＮの含有量が高く、耐食性や熱延板靭性が劣位であった。
試験番号Ｐ４９，５０はそれぞれ表面粗度が低すぎるか、高すぎる事が原因で、ハット成形時に金型との焼き付きが生じたため疵が発生した。
試験番号Ｐ５１はＳｉの含有量が少なく、Ｐ５３はＶの含有量が少なく、Ｐ５４はＡｌの含有量が少なく、円筒張り出し成形試験で割れが発生した。
試験番号Ｐ５２はＭｎの含有量が少なく、Ｐ５４はＡｌの含有量が少なく、異常酸化により美観が損なわれた。
これらの結果から、上述した知見を確認することができ、また、上述した各鋼組成及び構成を限定する根拠を裏付けることができた。

以上の説明から明らかなように、本発明のフェライト系ステンレス鋼板および本発明のステンレス鋼成形部品の製造方法によれば、ＮｂやＭｏ、Ｃｕ、Ｗ、Ｎｉの含有量を適切な範囲に制御したステンレス鋼板を用いて、最適な高温成形温度でプレス成形を行う事により、自動車排気系部品の成形性を大きく向上させることが可能になる。このため、高効率な製造、自動車排気系部品の設計自由度向上が可能になる。
また、本発明を適用したステンレス鋼板からなる自動車排気系部品を、自動車排気用部材に適用することにより、燃焼効率の向上による燃費の低減や軽量化による環境対策などの社会的寄与度を高めることができる。つまり、本発明は、産業上の利用可能性を十分に有する。

Claims (5)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．００１〜０．０２０％、
   Ｓｉ：０．０５〜１．５％、
   Ｍｎ：０．０５〜１．５％、
   Ｐ≦０．０３５％、
   Ｓ≦０．０１５％、
   Ｃｒ：１３〜２３％、
   Ｖ：０．０１〜０．３％、
   Ａｌ：０．００３〜０．５％
   Ｎ：０．００２〜０．０２０％を含み、さらに、
   Ｍｏ：０．０１〜３．０％、
   Ｃｕ：０．０１〜３．０％、
   Ｎｂ：０．１〜１．０％、
   Ｗ≦２％、
   Ｎｉ≦１．５％の１種又は２種以上を、（１）式を満足するように含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする高温プレス成形に適する自動車排気系部材用のフェライト系ステンレス鋼板。
   １３Ｎｂ＋３Ｍｏ＋４Ｗ＋２Ｃｕ−Ｎｉ≧４．８ ……式（１）
   ここで、式（１）の元素記号の箇所には質量％で表記された当該元素の含有量の値が代入される。
2. 更に、質量％で、
   Ｔｉ：０．００３〜０．３０％、
   Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、
   ＲＥＭ≦０．０５％、
   Ｚｒ：０．０５〜０．３％、
   Ｓｎ≦０．３の１種又は２以上を、合計で０．０００２〜０．３％含有することを特徴とする請求項１に記載の高温プレス成形に適する自動車排気系部材用のフェライト系ステンレス鋼板。
3. Ｒａで０．１〜１．０μｍの表面粗度を有することを特徴とする、請求項１または２に記載の高温プレス成形に適する自動車排気系部材用のフェライト系ステンレス鋼板。
4. 請求項１〜３の何れか１項に記載の自動車排気系部材用のフェライト系ステンレス鋼板を７００〜１１００℃に加熱して、高温プレス成形を行った後、冷却することを特徴とする自動車排気系部材用のフェライト系ステンレス鋼成形部品の製造方法。
5. 請求項４に記載の製造方法により成形されたことを特徴とする自動車排気系部材用のフェライト系ステンレス鋼成形部品。

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