JP5178157B2 - 自動車排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼材 - Google Patents
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Description
本発明は、自動車排ガス経路部材に使用するフェライト系ステンレス鋼材であって、特に材料温度が９００℃あるいはさらに９５０℃を超えるような排ガス経路上流部材、例えばエキゾーストマニホールド、触媒コンバータ、フロントパイプ等に好適な耐熱性、低温靭性に優れる自動車排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼材に関する。
従来、自動車の排ガス経路部材には使用温度域に合わせて大きく２種類のフェライト系鋼種が使い分けられている。１つは材料の最高到達温度が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、もう１つは材料の最高到達温度が８５０℃レベルの部材に主として適用されるＳＵＳ４４４系鋼に代表される鋼種である。
最近では排ガス規制、燃費規制などに対応するために、排ガス温度が高温化する傾向にあり、今後、排ガス経路の上流部材では材料温度が実際に１０００℃程度まで上昇することを想定した材料の要求が高まると予想される。従来のＳＵＳ４４４系鋼（１８Ｃｒ−２Ｍｏ−０.５Ｎｂ系）ではこのような高温に曝される部材に適用するには無理がある。また、このような高温での使用に耐えるためには、単に高温での引張強さが高いだけでは不十分であり、材料が塑性変形を始める応力の指標となる０.２％耐力が高いことが重要となる。
また、エンジンルーム内に搭載される各種装置の増加に伴い、排ガス部材の収容スペースには従来にも増して制約が大きくなっている。このため排ガス経路上流部材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。特に板だけでなくパイプにおいても複雑形状への厳しい加工に耐えうる優れた加工性が要求されるようになってきた。さらに、排ガス経路部材は低温靭性についても良好である必要がある。
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、実用化されつつある。
特許文献１には９００℃を超える温度域での使用に耐えるために固溶Ｎｂ量を十分に確保し、９５０℃での引張強さが２０ＭＰａを満たすように組成・組織を調整したフェライト系ステンレス鋼が示されている。しかし、０.２％耐力の記載はなく、材料温度が実際に１０００℃程度まで上昇した場合の耐久性については定かではない。熱疲労特性や低温靭性に関しても特段の配慮がない。
特許文献１には９００℃を超える温度域での使用に耐えるために固溶Ｎｂ量を十分に確保し、９５０℃での引張強さが２０ＭＰａを満たすように組成・組織を調整したフェライト系ステンレス鋼が示されている。しかし、０.２％耐力の記載はなく、材料温度が実際に１０００℃程度まで上昇した場合の耐久性については定かではない。熱疲労特性や低温靭性に関しても特段の配慮がない。
特許文献２には９００℃での高温強度に優れ、かつ低温靭性にも優れるフェライト系ステンレス鋼が示されている。しかし、０.２％耐力の記載はなく、材料温度が実際に１０００℃程度まで上昇した場合の耐久性を十分に確保するための対策については必ずしも十分とは言えない。
特許文献３には９５０℃での高温強度が高く、加工性も良好なフェライト系ステンレス鋼が記載されている。しかし、０.２％耐力は示されておらず、材料が実際に１０００℃程度に曝された場合に耐えうるかどうかは定かでない。低温靭性についても特段の配慮は見られない。
特許文献４には熱膨張係数の低下を図ったＦｅ−Ｃｒ合金が示されている。しかし、１０００℃程度の温度域での高温強度を改善することは意図されていない。
特許文献５には熱疲労特性に優れ、かつ低温靭性も良好なフェライト系ステンレス鋼が記載されている。しかし、高温強度に関しては６００℃での０.２％耐力で評価されており、材料温度が実際に１０００℃程度まで上昇した場合の耐久性については定かではない。
特許文献６には７００℃以上の温度で使用される排ガス系部材に用いるフェライト系ステンレス鋼が示されている。しかし、高温強度に関しては６００℃と８５０℃での引張強さが示されているだけであり、材料が実際に１０００℃程度の温度に曝された場合に耐えうるかどうかは定かでない。また、低温靭性についても記載がない。
９００℃を超える温度で使用された場合に優れた耐久性を呈し、かつ良好な低温靭性および加工性をも同時に具備する材料を安定的に実現させる手法は未だ確立されていない（上記特許文献参照）。
本発明は、１０００℃という高温での０.２％耐力、熱疲労特性、低温靭性、および加工性をともに高レベルで兼ね備えた材料であって、材料温度が実際に９００℃を超える高温域あるいはさらに９５０℃を超える高温域に到達する用途で使用された場合でも優れた耐久性を呈する自動車排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼材を提供することを目的とする。
本発明は、１０００℃という高温での０.２％耐力、熱疲労特性、低温靭性、および加工性をともに高レベルで兼ね備えた材料であって、材料温度が実際に９００℃を超える高温域あるいはさらに９５０℃を超える高温域に到達する用途で使用された場合でも優れた耐久性を呈する自動車排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼材を提供することを目的とする。
上記目的は、質量％で、Ｃ：０.０３％以下、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：０.６〜２％、Ｎｉ：０.６％以下、Ｃｒ：１５〜２５％、Ｎｂ：０.３〜０.７％、Ｃｕ：１超え〜２％、Ｍｏ：１〜２.５％、Ｗ：１〜２.５％、Ａｌ：０.１５％以下、Ｖ：０.０３〜０.２％、Ｎ：０.０３％以下を含有し、必要に応じてＴｉ、Ｚｒの１種以上を合計１％未満の範囲で含有し、あるいはさらにＢ：０.０２％以下、Ｃｏ：２％以下の１種以上を含有し、あるいはさらにＲＥＭ（希土類元素）、Ｃａの１種以上を合計０.１％以下の範囲で含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物であり、かつ下記（１）式および（２）式を満たす組成を有し、析出相として存在するＮｂとＭｏの総量が０.２質量％以下である組織を有する、耐熱性、低温靭性に優れる自動車排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼材によって達成される。
１.２Ｎｂ＋５Ｍｏ＋６Ｃｕ≧１１.５ ……（１）
１５Ｎｂ＋２Ｍｏ＋０.５Ｃｕ≧１０.５ ……（２）
１.２Ｎｂ＋５Ｍｏ＋６Ｃｕ≧１１.５ ……（１）
１５Ｎｂ＋２Ｍｏ＋０.５Ｃｕ≧１０.５ ……（２）
ここで、上記（１）式、（２）式の元素記号の箇所には質量％で表された当該元素の含有量の値が代入される。
「自動車排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼材」とは、自動車排ガス経路部材を製造する過程で１０００℃を超える温度（例えば１０５０〜１１００℃）に加熱される最終的な焼鈍（以下単に「最終焼鈍」という）を終えた後の鋼材をいう。例えば、鋼板を溶接造管してパイプにした後、成形加工し、その後最終焼鈍を施す場合は、最終焼鈍後のパイプがここでいう自動車排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼材に該当する。鋼板の段階で最終焼鈍を施す場合は、最終焼鈍後の鋼板や、その後に加工されて得られたパイプ、筒体などが自動車排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼材に該当する。
上記鋼材のうち、材料温度が９００℃を超える温度域、あるいはさらに９５０℃を超える温度域となる排ガス部材に使用されるものが特に好適な対象となる。
「自動車排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼材」とは、自動車排ガス経路部材を製造する過程で１０００℃を超える温度（例えば１０５０〜１１００℃）に加熱される最終的な焼鈍（以下単に「最終焼鈍」という）を終えた後の鋼材をいう。例えば、鋼板を溶接造管してパイプにした後、成形加工し、その後最終焼鈍を施す場合は、最終焼鈍後のパイプがここでいう自動車排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼材に該当する。鋼板の段階で最終焼鈍を施す場合は、最終焼鈍後の鋼板や、その後に加工されて得られたパイプ、筒体などが自動車排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼材に該当する。
上記鋼材のうち、材料温度が９００℃を超える温度域、あるいはさらに９５０℃を超える温度域となる排ガス部材に使用されるものが特に好適な対象となる。
本発明によれば、１０００℃という高温に曝された場合に場合に耐えうる高温強度と、良好な熱疲労特性と、良好な加工性と、良好な低温靭性を同時に具備する自動車排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼材が提供可能になった。この材料は、昨今の排ガス温度の上昇傾向に対応できるものであるとともに、排ガス経路上流部材の設計自由度の拡大をもたらすものである。
本発明においては、６００℃レベルでの高温強度（０.２％耐力）を高く維持しながら、１０００℃レベルでの高温強度（０.２％耐力）の向上を図ることが重要である。これらの両温度域にわたって高い強度を呈することが、熱疲労特性を高く維持するために極めて有効である。種々検討の結果、６００℃での０.２％耐力および１０００℃での０.２％耐力は、いずれもＳＵＳ４４４系鋼の同温度での耐力値の１.５倍に相当する耐力値以上に高レベルであることが望ましい。具体的には、６００℃での０.２％耐力は２００ＭＰａ以上、１０００℃での０.２％耐力は１５ＭＰａ以上であることが好ましい。このような高温強度特性を有する材料は、自動車排ガス経路部材として常温と１０００℃程度の温度の間で繰り返しの温度変動を受けた場合に、実用上十分な高温疲労特性を有することがわかった。
本発明では６００℃を含む温度域（概ね５００〜８００℃の領域）での高温強度を向上させるために、Ｃｕを利用する。すなわち、Ｃｕを添加することにより６００℃前後の温度域でε−Ｃｕ相が析出し、これがマトリックス中に微細分散することにより析出強化現象を発現する。また、この温度域での高温強度（０.２％耐力）をＳＵＳ４４４系鋼の約１.５倍以上に高く維持するためには、ε−Ｃｕ相の析出に加え、ＮｂおよびＭｏの固溶強化を利用することが必要である。種々検討の結果、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｃｕの含有量が（１）式を満たすように成分調整することによって、８００℃以下の領域での高温強度をＳＵＳ４４４系鋼の約１.５倍以上に高めることが可能になる。
１.２Ｎｂ＋５Ｍｏ＋６Ｃｕ≧１１.５ ……（１）
１.２Ｎｂ＋５Ｍｏ＋６Ｃｕ≧１１.５ ……（１）
８００℃を超える温度域になると、ε−Ｃｕ相の固溶化が進み、Ｃｕによる高温強度の向上作用は弱くなる。１０００℃での高温強度（０.２％耐力）をＳＵＳ４４４系鋼の約１.５倍以上に高めるためには、ＮｂおよびＭｏの固溶強化を十分に利用することが重要である。固溶Ｃｕも高温強度の向上に有効であるので、それも利用する。種々検討の結果、（２）式を満たすように成分調整する必要があることがわかった。
１５Ｎｂ＋２Ｍｏ＋０.５Ｃｕ≧１０.５ ……（２）
（２）式のＮｂの係数はＮｂ：０.１質量％あたりの１０００℃での０.２％耐力（ＭＰａ）の上昇量に相当し、ＭｏおよびＣｕの係数はそれぞれＭｏおよびＣｕ：１質量％あたりの１０００℃での０.２％耐力（ＭＰａ）の上昇量に相当する。
１５Ｎｂ＋２Ｍｏ＋０.５Ｃｕ≧１０.５ ……（２）
（２）式のＮｂの係数はＮｂ：０.１質量％あたりの１０００℃での０.２％耐力（ＭＰａ）の上昇量に相当し、ＭｏおよびＣｕの係数はそれぞれＭｏおよびＣｕ：１質量％あたりの１０００℃での０.２％耐力（ＭＰａ）の上昇量に相当する。
ただし、１０００℃という高温での０.２％耐力をＳＵＳ４４４系鋼の１.５倍程度以上に高めるためには、上記（２）式を満たす組成にするだけでは不十分である。詳細な検討によれば、特にＮｂ、Ｍｏの析出物をできるだけ少なくした金属組織とすることが極めて重要であることがわかった。具体的には、最終焼鈍後の状態において、析出相として存在するＮｂとＭｏの総量が０.２質量％以下である組織状態としなければならない。
また、高温強度だけでなく、加工性、低温靭性、溶接性を高く維持するためにも、最終焼鈍後において上記組織状態とすることが極めて有効である。ＮｂあるいはＭｏの添加量がかなり多い場合には、析出相として存在するＮｂとＭｏの総量が０.２質量％を超えても、固溶Ｍｏあるいは固溶Ｎｂ量が十分に確保され、それらの固溶強化によって１０００℃での高温強度が向上することはある。しかしこの場合、低温靱性や加工性を同時に改善することは難しい。
また、高温強度だけでなく、加工性、低温靭性、溶接性を高く維持するためにも、最終焼鈍後において上記組織状態とすることが極めて有効である。ＮｂあるいはＭｏの添加量がかなり多い場合には、析出相として存在するＮｂとＭｏの総量が０.２質量％を超えても、固溶Ｍｏあるいは固溶Ｎｂ量が十分に確保され、それらの固溶強化によって１０００℃での高温強度が向上することはある。しかしこの場合、低温靱性や加工性を同時に改善することは難しい。
「析出相として存在するＮｂとＭｏの総量（質量％）」は、非水溶媒電解液中での定電位電解（ＳＰＥＥＤ法）によって抽出した析出相の残渣について、元素を定量分析し、その残渣中に含まれるＮｂとＭｏの合計質量を、電解により溶解したマトリクスと抽出された析出相の全質量で除して、パーセント表示することにより求めることができる。
また、析出相として存在するＮｂとＭｏの総量が０.２質量％以下である組織状態を得るためには、最終焼鈍時の冷却過程において、１０５０℃から５００℃までの冷却速度を５℃／ｓｅｃ以上にコントロールする必要がある。例えば溶接造管したパイプを自動車排ガス経路部材に適用する場合は、造管前の鋼板の段階、あるいは造管後、部材として使用に供するまでの段階で少なくとも１回、１０５０〜１１００℃で均熱０〜１０分加熱した後、１０５０℃から５００℃までの冷却速度が５℃／ｓｅｃ以上となるように冷却する最終焼鈍を施すようにすればよい。なお、自動車排ガス経路部材として使用される前に、一度このような組織状態を得ておけば、その後、自動車排ガス経路部材として１０００℃程度の温度に加熱されて使用された際に、ＮｂとＭｏの析出相が必要以上に生じることはなく、高温強度や低温靭性は実用上阻害されない。
以下、合金成分について説明する。
ＣおよびＮは、一般的にはクリープ強度等の高温強度向上に有効な元素とされるが、過剰に含有すると酸化特性、加工性、低温靱性、溶接性が低下する。本発明ではＣ、Ｎとも０.０３質量％以下に制限する。
ＣおよびＮは、一般的にはクリープ強度等の高温強度向上に有効な元素とされるが、過剰に含有すると酸化特性、加工性、低温靱性、溶接性が低下する。本発明ではＣ、Ｎとも０.０３質量％以下に制限する。
Ｓｉは、高温酸化特性の改善に有効であるが、過剰に添加すると硬さが上昇し、加工性、低温靱性が低下する。本発明ではＳi含有量は１.０質量％以下に制限する。
Ｍｎは、高温酸化特性、特に耐スケール剥離性を改善する。１０００℃レベルでの高温酸化特性を十分に確保するためには０.６質量％以上のＭｎ含有量を確保する必要がある。ただし過剰添加は加工性、溶接性を阻害する。またＭｎはオーステナイト安定化元素であるため、多量に添加するとマルテンサイト相が生成し易くなり、熱疲労特性、加工性の低下要因となる。したがって、Ｍｎ含有量は２質量％以下の範囲に抑える必要があり、１.５質量％以下あるいは１.５質量％未満とすることがより好ましい。
Ｎｉは、低温靭性の向上に寄与するが、過剰の含有は常温での伸びを低下させる要因となる。本発明ではＮｉ含有量は３質量％まで許容されるが、０.６質量％以下の範囲で含有させることがより好ましい。
Ｃｒは、フェライト相を安定化するとともに、高温材料に重視される耐酸化性の改善に寄与する。その作用を十分に発揮させるために、本発明では１５質量％以上のＣｒ含有量を確保する。ただし、過剰のＣｒ含有は鋼材の脆化や加工性劣化を招くので、Ｃｒ含有量は２５質量％以下とする。
Ｎｂは、固溶強化によって６００℃前後の温度域での高温強度を上昇させる作用も有するが、本発明では主として９００℃を超える高温域での高温強度を確保するためにＮｂの固溶強化作用を活用する。そのためには０.３質量％以上のＮｂ含有量を確保するとともに、前述の（２）式を満たすことが必要である。また、前述のように本発明では析出相として存在するＮｂとＭｏの総量が０.２質量％以下である組織状態とする必要があるが、ＮｂはＣ、Ｎとの親和力が強く、高温強度、低温靭性、加工性等を低下させる要因となる析出物を形成しやすい。このため、Ｎｂ含有量は０.７質量％以下の範囲に制限する。
Ｃｕは、本発明において重要な元素である。すなわち、本発明では前述のようにε−Ｃｕ相の微細分散析出現象を利用して６００℃前後（概ね５００〜８５０℃）での強度を高め、熱疲労特性を向上させる。また、８５０℃を超える高温域では、Ｃｕの固溶強化を利用してＮｂおよびＭｏによる高温強度の向上作用を補助する役割を有する。種々検討の結果、これらの効果を十分に引き出すためには、少なくとも１質量％を超えるＣｕ含有が必要となる。ただし過剰のＣｕ含有は加工性、低温靱性、溶接性を低下させるのでＣｕ含有量の上限は２質量％に制限する。
Ｍｏは、Ｎｂと同様に固溶強化による高温強度の上昇作用を有する。特に本発明では９００℃を超える高温域での高温強度を高める必要があることから、１質量％以上のＭｏ添加が必須となる。また、前述のように本発明では析出相として存在するＮｂとＭｏの総量が０.２質量％以下である組織状態とする必要があるが、過剰のＭｏ添加は炭化物やＬａｖｅｓ相（Ｆｅ2Ｍｏ）を形成して高温強度や低温靭性を阻害する要因となる。このためＭｏ含有量は２.５質量％以下の範囲に制限される。
Ｗは、９００℃を超える高温域での高温強度の上昇に有効な元素であり、本発明では１質量％以上のＷ含有量を確保する必要がある。ただし、過剰のＷ含有は常温での加工性を阻害する要因となるのでＷ含有量は２.５質量％以下とする必要があり、２質量％以下とすることがより好ましい。
Ａｌは、脱酸剤であるとともに、耐高温酸化性を改善する。しかし、多量にＡｌを含有させると表面性状、加工性、溶接性、低温靱性に悪影響を及ぼす。このため、Ａｌは０.１５質量％以下の範囲で添加する。
Ｖは、Ｎｂ、Ｃｕとの複合添加によって高温強度の向上に寄与する。また、Ｎｂとの共存により、加工性、低温靱性、耐粒界腐食感受性、溶接熱影響部の靱性を改善する。これらの作用を十分に得るために、本発明ではＶを０.０３質量％以上含有させる。ただし、Ｖの過剰添加は加工性や低温靱性の低下を招く要因になる。このため、Ｖ含有量は０.２質量％以下の範囲に制限する。
Ｔｉ、Ｚｒは、高温強度の向上に有効な元素であり、必要に応じてこれらの１種以上を添加することができる。ただし、過剰の添加は靭性を低下させるため、Ｔｉ、Ｚｒの１種以上を添加する場合はそれらの合計含有量が１質量％未満の範囲となるようにする。
Ｂ、Ｃｏは、Ｎｉと同様に低温靭性に寄与する元素であり、必要に応じてＢ、Ｃｏの１種または２種を添加することができる。ただし、過剰の添加は常温での伸びを低下させる要因となるので、Ｂ含有量は０.０２質量％以下の範囲、Ｃｏ含有量は２質量％以下の範囲とする。Ｂは０.０００５〜０.０２質量％の含有量を確保することがより効果的である。
ＲＥＭ（希土類元素）、Ｃａは、耐高温酸化特性の改善に寄与する元素であり、必要に応じてこれらの１種以上を添加することができる。ＲＥＭ、Ｃａの合計含有量を０.００１質量％以上とすることがより効果的である。ただし、過剰の添加は製造性に悪影響を及ぼすので、ＲＥＭ、Ｃａの合計含有量は０.１質量％以下の範囲となるようにする。
本発明のステンレス鋼材は、以上の組成に調整されたステンレス鋼を通常の手法で溶製したのち、一般的なステンレス鋼板製造プロセスにて所定板厚の鋼板とし、その後、溶接造管、成形加工などの工程に供することによって製造される。その際、１０５０〜１１００℃に加熱する最終焼鈍においては、前述のように、１０５０℃から５００℃までの冷却速度を５℃／ｓｅｃ以上にコントロールすることが重要である。この冷却条件を外れると、析出相として存在するＮｂとＭｏの総量が０.２質量％以下である組織状態が得られにくくなり、１０００℃での高温強度（０.２％耐力）をＳＵＳ４４４の約１.５倍以上のレベルに安定して向上させることが難しくなる。また、低温靭性の低下を招く要因にもなる。
表１に示すフェライト系ステンレス鋼を溶製し、熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延、仕上焼鈍の工程を経て板厚２ｍｍの冷延焼鈍鋼板を作製した。上記の仕上焼鈍は、排ガス経路部材用鋼材としての最終焼鈍を模した条件で行った。最終焼鈍条件は、１０５０℃×均熱１分の加熱の後、一部の比較例（Ｎｏ.２１）を除き、１０００℃から５００℃までの平均冷却速度が５℃／ｓｅｃ以上となるように冷却した。冷却速度は試料表面に取り付けた熱電対を用いて測定した。このような最終焼鈍を終えて得られた冷延焼鈍鋼板を供試材として排ガス経路部材用鋼材の各種特性を調査した。
供試材（最終焼鈍を終えたもの）について、析出相として存在するＮｂとＭｏの総量（ここでは「析出Ｎｂ＋析出Ｍｏ量」と表示する）、６００℃での０.２％耐力、１０００℃での０.２％耐力、低温靭性、常温での加工性を以下のようにして調べた。
〔析出Ｎｂ＋析出Ｍｏ量〕
ＳＰＥＥＤ法により、供試材のマトリクスが溶解し、かつ析出相が溶解しない電位での定電位電解を行い、抽出した析出相の残渣について、元素を定量分析した。その残渣中に含まれるＮｂとＭｏの合計質量を、電解により溶解したマトリクスと抽出された析出相の全質量で除して、パーセント表示することにより、析出Ｎｂ＋析出Ｍｏ量を定めた。ＳＰＥＥＤ法においては非水溶媒として１０％アセチルアセトン＋１％テトラメチルアンモニウムクロライド＋メチルアルコール溶液を用いた。
ＳＰＥＥＤ法により、供試材のマトリクスが溶解し、かつ析出相が溶解しない電位での定電位電解を行い、抽出した析出相の残渣について、元素を定量分析した。その残渣中に含まれるＮｂとＭｏの合計質量を、電解により溶解したマトリクスと抽出された析出相の全質量で除して、パーセント表示することにより、析出Ｎｂ＋析出Ｍｏ量を定めた。ＳＰＥＥＤ法においては非水溶媒として１０％アセチルアセトン＋１％テトラメチルアンモニウムクロライド＋メチルアルコール溶液を用いた。
〔６００℃、１０００℃での０.２％耐力〕
板厚２ｍｍの引張試験片（引張方向が圧延方向に一致するもの）を用いて、ＪＩＳ Ｇ０５６７に準拠して６００℃での引張試験および１０００℃での引張試験を行った。６００℃の０.２％耐力はＳＵＳ４４４系鋼の約１.５倍に相当する２００ＭＰａ以上のものを合格、それより低いものを不合格と評価した。１０００℃の０.２％耐力はＳＵＳ４４４系鋼の約１.５倍に相当する１５ＭＰａ以上のものを合格、それより低いものを不合格と評価した。
板厚２ｍｍの引張試験片（引張方向が圧延方向に一致するもの）を用いて、ＪＩＳ Ｇ０５６７に準拠して６００℃での引張試験および１０００℃での引張試験を行った。６００℃の０.２％耐力はＳＵＳ４４４系鋼の約１.５倍に相当する２００ＭＰａ以上のものを合格、それより低いものを不合格と評価した。１０００℃の０.２％耐力はＳＵＳ４４４系鋼の約１.５倍に相当する１５ＭＰａ以上のものを合格、それより低いものを不合格と評価した。
〔低温靭性〕
板厚２ｍｍの供試材からＶノッチシャルピー衝撃試験片（ハンマーのぶつかる方向が圧延方向に対し平行方向のもの）を作製し、ＪＩＳ Ｚ２２４２に準拠して−７５℃〜２５℃の範囲で２５℃ピッチでシャルピー衝撃試験を行い、延性靭性遷移温度を求めた。遷移温度が−２５℃以下であるものを○（低温靭性；良好）、それより高いものを×（低温靭性；不良）と評価した。
板厚２ｍｍの供試材からＶノッチシャルピー衝撃試験片（ハンマーのぶつかる方向が圧延方向に対し平行方向のもの）を作製し、ＪＩＳ Ｚ２２４２に準拠して−７５℃〜２５℃の範囲で２５℃ピッチでシャルピー衝撃試験を行い、延性靭性遷移温度を求めた。遷移温度が−２５℃以下であるものを○（低温靭性；良好）、それより高いものを×（低温靭性；不良）と評価した。
〔常温での加工性〕
板厚２ｍｍの供試材から、引張方向が圧延方向に対して０°、４５°、９０°の３種類の引張試験片（ＪＩＳ １３Ｂ号）を作製し、それぞれＪＩＳ ２２４１に準拠して試験数ｎ＝３で引張試験を破断まで行い、破断後の試験片を突き合わせて破断時の伸び（％）を測定し、下記（３）式により平均伸び値ＥＬAを求め、このＥＬAを当該供試材の常温伸びの値とした。
ＥＬA＝（ＥＬL＋ＥＬD＋ＥＬT） ……（３）
ここで、ＥＬLは引張方向が０°の破断時の伸び（ｎ＝３の平均値）、ＥＬDは引張方向が４５°の破断時の伸び（ｎ＝３の平均値）、ＥＬTは引張方向が９０°の破断時の伸び（ｎ＝３の平均値）である。ＥＬAが３０％以上のものを○（常温での加工性；良好）、それより低いものを×（常温での加工性；不良）と評価した。
結果を表２に示す。表２中の「最終焼鈍冷却速度」は、１０５０℃から５００℃までの平均冷却速度である。
板厚２ｍｍの供試材から、引張方向が圧延方向に対して０°、４５°、９０°の３種類の引張試験片（ＪＩＳ １３Ｂ号）を作製し、それぞれＪＩＳ ２２４１に準拠して試験数ｎ＝３で引張試験を破断まで行い、破断後の試験片を突き合わせて破断時の伸び（％）を測定し、下記（３）式により平均伸び値ＥＬAを求め、このＥＬAを当該供試材の常温伸びの値とした。
ＥＬA＝（ＥＬL＋ＥＬD＋ＥＬT） ……（３）
ここで、ＥＬLは引張方向が０°の破断時の伸び（ｎ＝３の平均値）、ＥＬDは引張方向が４５°の破断時の伸び（ｎ＝３の平均値）、ＥＬTは引張方向が９０°の破断時の伸び（ｎ＝３の平均値）である。ＥＬAが３０％以上のものを○（常温での加工性；良好）、それより低いものを×（常温での加工性；不良）と評価した。
結果を表２に示す。表２中の「最終焼鈍冷却速度」は、１０５０℃から５００℃までの平均冷却速度である。
組成および析出Ｎｂ＋析出Ｍｏ量が本発明の規定を満たす本発明例の鋼材は、表２からわかるように、いずれも６００℃の０.２％耐力および１０００℃の０.２％耐力がＳＵＳ４４４系鋼の１.５倍程度以上に高く、８５０℃を超える高温域で優れた高温強度を呈すると共に、熱疲労特性も十分に良好であると言える。また、低温靭性、常温での加工性も良好である。
これに対し、Ｎｏ.２１は、鋼の組成は本発明規定範囲にあるものの、最終焼鈍時の１０００℃から５００℃までの冷却速度が５℃／ｓｅｃより遅かったことにより、その冷却過程でＮｂ、Ｍｏの析出物が多く生成して、析出Ｎｂ＋析出Ｍｏ量が多すぎる組織状態となったものである。この場合、１０００℃での高温強度、低温靭性、常温での加工性に劣った。Ｎｏ.２２はＭｏ、Ｎｂの含有量が少なく、Ｎｏ.２３はさらにＣｕ含有量も少ないものであり、これらは（１）式、（２）式を満たさないため、６００℃および１０００℃の高温強度が低かった。Ｎｏ.２４はＷ含有量が高すぎたことにより常温での加工性に劣った。Ｎｏ.２５は、Ｃｕ含有量が低く（１）式を満たさないため、６００℃での高温強度が低かった。Ｎｏ.２６はＣｕ含有量が高すぎて（２）式を満たさず、またＷ無添加であるため１０００℃での高温強度が低かった。Ｎｏ.２７はＭｏ含有量が高すぎたので析出Ｎｂ＋析出Ｍｏ量が多過ぎる組織状態となり、Ｎｂ含有量が低すぎて（２）式を満たさないものであり、１０００℃での高温強度および低温靱性に劣った。Ｎｏ.２８はＮｂ含有量が高いので析出Ｎｂ＋析出Ｍｏ量が多すぎる組織状態となり、常温での加工性に劣った。Ｎｏ.２９はＭｏ、Ｎｂの含有量が多いので析出Ｎｂ＋析出Ｍｏ量が多すぎる組織状態となり、低温靱性に劣った。またＣｕ含有量が少ないので６００℃での高温強度が低かった。Ｎｏ.３０はＭｏ含有量が高すぎたので析出Ｎｂ＋析出Ｍｏ量が多すぎる組織状態となったが、固溶Ｍｏによって１０００℃での高温強度は向上した。しかし、低温靱性および常温での加工性に劣った。
Claims (5)
- 質量％で、Ｃ：０.０３％以下、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：０.６〜２％、Ｎｉ：０.６％以下、Ｃｒ：１５〜２５％、Ｎｂ：０.３〜０.７％、Ｃｕ：１超え〜２％、Ｍｏ：１〜２.５％、Ｗ：１〜２.５％、Ａｌ：０.１５％以下、Ｖ：０.０３〜０.２％、Ｎ：０.０３％以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物、かつ下記（１）式および（２）式を満たす組成を有し、析出相として存在するＮｂとＭｏの総量が０.２質量％以下である組織を有する、耐熱性、低温靭性に優れる自動車排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼材。
１.２Ｎｂ＋５Ｍｏ＋６Ｃｕ≧１１.５ ……（１）
１５Ｎｂ＋２Ｍｏ＋０.５Ｃｕ≧１０.５ ……（２） - さらに、Ｔｉ、Ｚｒの１種以上を合計１％未満の範囲で含有する組成を有する請求項１に記載の鋼材。
- さらに、Ｂ：０.０２％以下、Ｃｏ：２％以下の１種以上を含有する組成を有する請求項１または２に記載の鋼材。
- さらに、ＲＥＭ（希土類元素）、Ｃａの１種以上を合計０.１％以下の範囲で含有する組成を有する請求項１〜３のいずれかに記載の鋼材。
- 材料温度が９００℃を超える温度域となる排ガス部材に使用される請求項１〜４のいずれかに記載の鋼材。
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