JP6322454B2 - 耐食性に優れた、特に鋭敏化特性が改善された排ガス流路部材用オーステナイト系ステンレス鋼材 - Google Patents
耐食性に優れた、特に鋭敏化特性が改善された排ガス流路部材用オーステナイト系ステンレス鋼材 Download PDFInfo
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Description
本発明は粗悪燃料が利用される排ガス部材など、主に耐食性、特に耐鋭敏化特性が必要とされる用途に使用されるステンレス鋼材であって、鋭敏化特性が改善されたＮｂ含有オーステナイト系ステンレス鋼材およびその製造法に関する。
自動車業界における環境規制がますます強くなり、排ガス中のＮＯｘ低減、燃費向上が要求されている状況である。その対策として、ＥＧＲ（Exhaust Gas Recirculation；排ガス再循環装置）や排熱回収装置の搭載が進んでいる。
ＥＧＲクーラーや排熱回収装置に用いる材料には、融雪塩に対する耐食性、循環水として使用される溶液に対する耐食性および排ガスの結露によって生じる排ガス凝縮水に対する耐食性が要求される。
排ガス凝縮水は排気ガス中に含まれている塩分やＳＯＸ、ＮＯＸが排ガス流路部材内に結露した水分に溶け込み、ＨＣｌ、Ｈ２ＳＯ４、Ｈ２ＳＯ３、ＨＮＯ３、ギ酸及び酢酸が含まれる酸環境を形成する。これらは系外へ全て排出されるわけではなく、次第に排ガス流路部材内で濃化する。また、排気ガスの凝縮と凝縮水の蒸発の繰り返しにともなって凝縮水のｐＨは低下し、腐食性イオンは濃化するため、腐食環境は厳しくなっていき、排ガス流路部材の腐食を促進する。
上記の要求特性から、ＥＧＲクーラーの材料としては特許文献１に記載されるように、ＳＵＳ３０４、ＳＵＳ３１６に代表されるオーステナイト系ステンレス鋼、あるいは特許文献２に開示されるフェライト系ステンレス鋼が用いられている。また排熱回収装置にはＳＵＳ４３６Ｌ、ＳＵＳ４４４などのフェライト系ステンレス鋼が用いられる。
中国に代表される新興国では、精製が不十分で硫黄（Ｓ）濃度が高い燃料が用いられることも多い。Ｓ濃度が高い燃料を使用した際の排ガス凝縮水はｐＨが低く、排ガス流路内に厳しい腐食環境を形成するため、ＳＵＳ４４４をはじめとするフェライト系ステンレス鋼は十分な耐食性を示さなかった。
また、ＥＧＲクーラーや排熱回収装置の性能を高めるためには高温の排ガスを利用することが好ましいが、排ガス温度が５００℃を超えると、Ｃ量が０．０１０質量％のＳＵＳ３１６Ｌであっても鋭敏化による粒界腐食を生じた。
本発明は、上記の従来技術の問題点に鑑みて、Ｓ濃度が高い燃料を使用し、５００℃を超える高温の排ガスを使用する排ガス流路内の環境において優れた耐食性を有するオーステナイト系ステンレス鋼を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記目的を達成するために、オーステナイト系ステンレス鋼材の鋭敏化による粒界腐食を防ぐために固溶Ｃ量を減らすことに着目した。そして、鋭意検討した結果、Ｎｂを添加した鋼材に特定温度で溶体化処理し、その後、処理温度及び時間を厳正に制御した安定化熱処理を施すことで、laves（ラーベス）相の析出を抑え、効率的にＮｂＣを析出させ、鋼材の固溶Ｃ量を減らすことが可能であることを見出した。特に、本発明で設定した製造方法で得られた鋼材は、固溶Ｃ量が０．００５質量％以下に制御され、高温環境下での粒界腐食に優れた耐性を示すことが分かった。
具体的に、本発明は、Ｃ：０．０３０質量％以下、Ｓｉ：０．１０〜０．７０質量％、Ｍｎ：０．１０〜２．００質量％、Ｎｉ：１０．００〜４０．００質量％、Ｃｒ：１７．００〜３０．００質量％、Ｐ：０．００５〜０．４０質量％、Ｓ：０．０００５〜０．００３質量％，Ｃｕ：０．０１〜０．５質量％、Ｍｏ：１．００〜６．００質量％、Ａｌ：０．１０質量％以下、Ｎ：０．００５〜０．０５０質量％、Ｎｂ：２．００質量％以下であり、さらにＮｂ／（Ｃ＋Ｎ）≧２０を満たす、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、固溶Ｃ量が０．００５質量％以下であり、laves相が析出していない、耐食性に優れた排ガス流路部材用オーステナイト系ステンレス鋼材を提供する。
上記排ガス流路部材として、排気ガス再循環装置又は排熱回収装置の部材が好ましい。
上記排ガス流路部材として、排気ガス再循環装置又は排熱回収装置の部材が好ましい。
さらには、Ｃ：０．０３０質量％以下、Ｓｉ：０．１０〜０．７０、Ｍｎ：０．１０〜２．００質量％、Ｎｉ：１０．００〜４０．００質量％、Ｃｒ：１７．００〜３０．００質量％、Ｐ：０．００５〜０．４０質量％、Ｓ：０．０００５〜０．００３質量％，Ｃｕ：０．０１〜０．５質量％、Ｍｏ：１．００〜６．００質量％、Ａｌ：０．１０質量％以下、Ｎ：０．００５〜０．０５０質量％、Ｎｂ：２．００質量％以下であり、さらにＮｂ／（Ｃ＋Ｎ）≧２０を満たす、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有する鋼材を、１０５０〜１１５０℃で溶体化処理した後、８００〜９００℃で、１０時間以上でかつ以下の式（１）を満たす時間の範囲で安定化処理することを含む、上記耐食性に優れた排ガス流路部材用オーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法を提供する。
本発明によるオーステナイト系鋼材は、Ｓ濃度が高い燃料を使用した際の排ガス凝縮水に対し良好な耐食性を有し、特に、５００℃を越える高温環境で改善された鋭敏化特性を示す。
このように、優れた耐食性、及び改善された鋭敏化特性を有する本発明の鋼材は、排ガス流路部材として、特に排気ガス再循環装置又は排熱回収装置の部材として使用することができる。
このように、優れた耐食性、及び改善された鋭敏化特性を有する本発明の鋼材は、排ガス流路部材として、特に排気ガス再循環装置又は排熱回収装置の部材として使用することができる。
発明者らは、Ｈ２ＳＯ４濃度が高くｐＨが低い環境におけるステンレス鋼の耐食性及び高温環境でのステンレス鋼の組織及び耐食性を広く研究し、Ｓ濃度が高い燃料を使用する場合の排ガス流路を構成する部材（ＥＧＲクーラー、排熱回収装置等）の環境における腐食の抑制、さらに高温環境での鋭敏化特性を改善できることを見出し、本発明に至った。
以下、本発明で対象とする鋼材の化学組成について説明する。
Ｃ：０．０３０質量％以下
Ｃはステンレス鋼中に不可避的に含まれる元素である。Ｃ含有量の低減は鋭敏化特性の改善に有効である。本発明鋼はＮｂ添加および熱処理によって固溶Ｃ量を０．００５質量％以下にまで低減させる。含有Ｃ量の増加はＮｂ添加量の増大を招くことから、Ｃ含有量は０．０３０質量％を上限とする。
Ｃ：０．０３０質量％以下
Ｃはステンレス鋼中に不可避的に含まれる元素である。Ｃ含有量の低減は鋭敏化特性の改善に有効である。本発明鋼はＮｂ添加および熱処理によって固溶Ｃ量を０．００５質量％以下にまで低減させる。含有Ｃ量の増加はＮｂ添加量の増大を招くことから、Ｃ含有量は０．０３０質量％を上限とする。
Ｓｉ：０．１０〜０．７０質量％
Ｓｉはステンレス鋼の脱酸材として含有される。しかし多量に含まれると、鋼を硬質化して加工性を低下させることから、Ｓｉ含有量は０．１０〜０．７０質量％とする。
Ｓｉはステンレス鋼の脱酸材として含有される。しかし多量に含まれると、鋼を硬質化して加工性を低下させることから、Ｓｉ含有量は０．１０〜０．７０質量％とする。
Ｍｎ：０．１０〜０．７０質量％
Ｍｎは脱酸剤あるいはオーステナイト安定化元素として必要であり、少なくとも０．１０質量％以上含有させる。一方、ステンレス鋼に不純物として含まれているＳと結合し、科学的に不安定な硫化物であるＭｎＳを生成して耐食性を低下させるため、Ｍｎ含有量は０．１０〜２．００質量％の範囲とした。
Ｍｎは脱酸剤あるいはオーステナイト安定化元素として必要であり、少なくとも０．１０質量％以上含有させる。一方、ステンレス鋼に不純物として含まれているＳと結合し、科学的に不安定な硫化物であるＭｎＳを生成して耐食性を低下させるため、Ｍｎ含有量は０．１０〜２．００質量％の範囲とした。
Ｎｉ：１０．００〜４０．００質量％
Ｎｉはオーステナイト相を得るために必須であり、耐食性を高めるためにも有効である。従ってＮｉ量は１０．００質量％以上の含有が必要である。しかし、多量に含有するとコストの上昇を招くことから、Ｎｉ含有量は４０．００質量％、好ましくは３０．００質量％、さらに好ましくは２５．００質量％を上限とする。
Ｎｉはオーステナイト相を得るために必須であり、耐食性を高めるためにも有効である。従ってＮｉ量は１０．００質量％以上の含有が必要である。しかし、多量に含有するとコストの上昇を招くことから、Ｎｉ含有量は４０．００質量％、好ましくは３０．００質量％、さらに好ましくは２５．００質量％を上限とする。
Ｃｒ：１７．００〜３０．００質量％
Ｃｒはステンレス鋼の表面に不働態皮膜を形成する主要な合金元素であり、耐孔食性、耐隙間腐食性および一般耐食性の向上をもたらす。発明者らの検討の結果、高Ｓ凝縮水環境で要求される耐食性を付与するには１７質量％以上のＣｒ含有量を確保すべきであることがわかった。しかし、Ｃｒ含有量が多くなると機械的性質や靭性を損ね、さらにコストを増大させる要因となる。したがって本発明では３０．００質量％、好ましくは２５．００質量％を上限とする。
Ｃｒはステンレス鋼の表面に不働態皮膜を形成する主要な合金元素であり、耐孔食性、耐隙間腐食性および一般耐食性の向上をもたらす。発明者らの検討の結果、高Ｓ凝縮水環境で要求される耐食性を付与するには１７質量％以上のＣｒ含有量を確保すべきであることがわかった。しかし、Ｃｒ含有量が多くなると機械的性質や靭性を損ね、さらにコストを増大させる要因となる。したがって本発明では３０．００質量％、好ましくは２５．００質量％を上限とする。
Ｐ：０．００４〜０．０４０質量％
Ｐは鋼素地と腐食生成物との界面や母材中の粒界に偏析し、溶融塩による腐食や粒界腐食を促進させるのでその含有量は少ないほど好ましい。しかし、含有量の極端な低下はコストの増大を招く。したがって、Ｐ含有量は０．００５〜０．０４０質量％の範囲とした。
Ｐは鋼素地と腐食生成物との界面や母材中の粒界に偏析し、溶融塩による腐食や粒界腐食を促進させるのでその含有量は少ないほど好ましい。しかし、含有量の極端な低下はコストの増大を招く。したがって、Ｐ含有量は０．００５〜０．０４０質量％の範囲とした。
Ｓ：０．０００５〜０．００３質量％
ＳはＭｎと硫化物を生成して孔食の起点となる。また、本発明のようなオーステナイト系ステンレス鋼ではＳが粒界に偏析し、熱間加工性が低下する。したがって、Ｓ量は低いほど好ましい。ただし極度にＳ含有量を低下させることは製造コストの上昇を招くため、Ｓ含有量は０．０００５〜０．００３質量％の範囲とする。
ＳはＭｎと硫化物を生成して孔食の起点となる。また、本発明のようなオーステナイト系ステンレス鋼ではＳが粒界に偏析し、熱間加工性が低下する。したがって、Ｓ量は低いほど好ましい。ただし極度にＳ含有量を低下させることは製造コストの上昇を招くため、Ｓ含有量は０．０００５〜０．００３質量％の範囲とする。
Ｃｕ：０．０１〜０．５質量％
Ｃｕは耐食性向上および母材の靭性改善に有効であるが、多量に含有すると溶接熱影響部の靭性低下を引き起こす。したがってＣｕ含有量は０．０〜０．１０質量％とした。
Ｃｕは耐食性向上および母材の靭性改善に有効であるが、多量に含有すると溶接熱影響部の靭性低下を引き起こす。したがってＣｕ含有量は０．０〜０．１０質量％とした。
Ｍｏ：１．００〜６．００質量％
ＭｏはＣｒと同じく、安定した耐食性を確保するための基本成分である。含有量が１質量％以上で効果が得られ、含有量が多いほど耐食性は向上するが、６質量％を超えると熱間加工性を低下させる。したがって、Ｍｏ含有量は１．００〜６．００質量％の範囲とする。
ＭｏはＣｒと同じく、安定した耐食性を確保するための基本成分である。含有量が１質量％以上で効果が得られ、含有量が多いほど耐食性は向上するが、６質量％を超えると熱間加工性を低下させる。したがって、Ｍｏ含有量は１．００〜６．００質量％の範囲とする。
Ａｌ：０．１０質量％以下
Ａｌは脱酸剤として添加される。ただし過剰に添加すると、Ａｌ２Ｏ３系介在物を生成し、加工性を低下させることから、Ａｌ含有量の上限は０．１０質量％とする。
Ａｌは脱酸剤として添加される。ただし過剰に添加すると、Ａｌ２Ｏ３系介在物を生成し、加工性を低下させることから、Ａｌ含有量の上限は０．１０質量％とする。
Ｎ：０．００５〜０．０５０質量％
Ｎはオーステナイト安定元素として有効であり、さらにＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏとともに、ステンレス鋼の耐食性、特に耐孔食性を向上させる。したがってＮは０．００５質量％以上の添加が必要である。一方、過剰に添加すると、製造性を低下させ、Ｎｂの炭化物形成を妨げることから、Ｎ含有量は０．０５０質量％を上限とする。
Ｎはオーステナイト安定元素として有効であり、さらにＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏとともに、ステンレス鋼の耐食性、特に耐孔食性を向上させる。したがってＮは０．００５質量％以上の添加が必要である。一方、過剰に添加すると、製造性を低下させ、Ｎｂの炭化物形成を妨げることから、Ｎ含有量は０．０５０質量％を上限とする。
Ｎｂ：２．００質量％以下
ＮｂはＣおよびＮと親和力の強い元素であるため、添加すると炭窒化物を形成して固溶ＣおよびＮ量を低減させる効果のある元素である。そして、Ｎｂ添加による固溶Ｃ、Ｎの低減により、高温環境におけるＣｒ炭化物の析出を抑制し、鋭敏化特性を高めることができる。本発明では、前記した通り熱処理によりＮｂＣ及びＮｂＮを析出させるため、Ｎｂ／（Ｃ＋Ｎ）が２０以上となる必要がある。しかし、Ｎｂ添加量を多くしすぎると、固溶Ｃ、Ｎの低減効果が飽和し、Ｎｂ自身の影響によって冷間加工性、熱間加工性が低下する。さらに高温環境で耐食性の低いlaves相の析出を促進するため、上限を２．００質量％とした。
ＮｂはＣおよびＮと親和力の強い元素であるため、添加すると炭窒化物を形成して固溶ＣおよびＮ量を低減させる効果のある元素である。そして、Ｎｂ添加による固溶Ｃ、Ｎの低減により、高温環境におけるＣｒ炭化物の析出を抑制し、鋭敏化特性を高めることができる。本発明では、前記した通り熱処理によりＮｂＣ及びＮｂＮを析出させるため、Ｎｂ／（Ｃ＋Ｎ）が２０以上となる必要がある。しかし、Ｎｂ添加量を多くしすぎると、固溶Ｃ、Ｎの低減効果が飽和し、Ｎｂ自身の影響によって冷間加工性、熱間加工性が低下する。さらに高温環境で耐食性の低いlaves相の析出を促進するため、上限を２．００質量％とした。
本発明において、ステンレス鋼の鋭敏化特性の改善及び耐粒界腐食性の向上を図るため固溶Ｃ量を０．００５質量％以下にした。これを達成するには化学成分組成を上述のように規定するとともに、ＮｂＣを析出させるための最適な安定化熱処理が必要である。
本発明のステンレス鋼の製造方法は、上述の化学成分組成の鋼を溶製し、熱間圧延を行う工程までは、従来のステンレス鋼の製造方法を用いることができる。熱間圧延して得られた鋼材を必要に応じて、冷間圧延を行ってもよい。本発明では、さらに、１０５０〜１１５０℃で溶体化処理を５分〜１５分行った後、８００〜９００℃で、１０時間以上でかつ以下の式（１）を満たす時間の範囲で安定化処理することを特徴とする。
本発明のステンレス鋼の製造方法は、上述の化学成分組成の鋼を溶製し、熱間圧延を行う工程までは、従来のステンレス鋼の製造方法を用いることができる。熱間圧延して得られた鋼材を必要に応じて、冷間圧延を行ってもよい。本発明では、さらに、１０５０〜１１５０℃で溶体化処理を５分〜１５分行った後、８００〜９００℃で、１０時間以上でかつ以下の式（１）を満たす時間の範囲で安定化処理することを特徴とする。
以下に、本発明のステンレス鋼材の製造条件の設定根拠について説明する。
・固溶Ｃ量調査方法
粒内へのＮｂＣの析出状況から、加熱時にＣｒ炭化物生成の要因となるオーステナイト相中の固溶Ｃ量を調査した。
以下の表１に示す化学組成及び不可避不純物からなる鋼を溶製し、熱間圧延によって板厚３．０ｍｍの熱延板を製造した。この熱延板を焼鈍後、板厚１．０ｍｍまで冷間圧延し、１１５０℃で５分間仕上焼鈍を施した。さらに図１にプロットされる時間及び温度条件で安定化熱処理を施し、酸洗した後、各鋼材の固溶Ｃ量を調査した。
・固溶Ｃ量調査方法
粒内へのＮｂＣの析出状況から、加熱時にＣｒ炭化物生成の要因となるオーステナイト相中の固溶Ｃ量を調査した。
以下の表１に示す化学組成及び不可避不純物からなる鋼を溶製し、熱間圧延によって板厚３．０ｍｍの熱延板を製造した。この熱延板を焼鈍後、板厚１．０ｍｍまで冷間圧延し、１１５０℃で５分間仕上焼鈍を施した。さらに図１にプロットされる時間及び温度条件で安定化熱処理を施し、酸洗した後、各鋼材の固溶Ｃ量を調査した。
ＮｂＣは高分解能ＳＥＭを用いて確認することが出来る。例として図２に表１の成分の発明鋼を８００℃で１００時間安定化熱処理後のＮｂＣ析出状況を示す。鋼板の断面を１００ｎｍ間隔で交点が４００になるようなメッシュ（例えば２０×２０）を用い、結晶粒内に析出したＮｂＣと重なったメッシュの交点を数える。この作業を１０視野以上について行い、ＮｂＣと重なった交点の数を全交点の数で除して、Ｎｂ炭化物の面積率を求めた。
安定化Ｃ量(質量％)＝ＮｂＣ面積率×ＮｂＣの比重（7.78g/cm3）÷ステンレス鋼の比重（7.93g/cm3）×Ｃの原子量(12)÷ＮｂＣの分子量(92.9)×100＝ＮｂＣ面積率×12.7
そして以下の式（２）に基づいて固溶Ｃ量を導出した。
固溶Ｃ量（質量％）＝含有Ｃ量（質量％）−ＮｂＣ面積率×12.7 （２）
そして以下の式（２）に基づいて固溶Ｃ量を導出した。
固溶Ｃ量（質量％）＝含有Ｃ量（質量％）−ＮｂＣ面積率×12.7 （２）
本発明のオーステナイト系ステンレス鋼材では、laves相が析出していない。ここで、「laves相が析出していない」とは、ステンレス鋼材中にlaves相が面積率０．１％以下、好ましくは０．０１％以下を意味する。以下に、laves相析出の確認方法を説明する。面積率は、サンプルエッチング後、光学顕微鏡４００倍にて視野中のlaves相の析出面積の割り合いを測定し、ランダムな５０視野の平均より求める。
例として図３に表１の組成の発明鋼を９００℃で１００時間安定化熱処理したサンプルのlaves相析出状況を示す。
例として図３に表１の組成の発明鋼を９００℃で１００時間安定化熱処理したサンプルのlaves相析出状況を示す。
安定化熱処理温度：８００℃〜９００℃
オーステナイト相に固溶出来るＣ量は温度の上昇とともに増加する。そのため９００℃よりも高い温度ではＮｂＣを十分に析出させることが出来ず、十分な固溶Ｃ量の低減効果が得られないため、熱処理温度の上限を９００℃とした。また、８００℃より低い温度ではＮｂはＦｅと化合し、金属間化合物であるlaves相を形成しやすい。laves相が形成することでＮｂＣの析出は阻害され、またlaves相自体の耐食性も低いことから、熱処理温度の下限を８００℃とした。
オーステナイト相に固溶出来るＣ量は温度の上昇とともに増加する。そのため９００℃よりも高い温度ではＮｂＣを十分に析出させることが出来ず、十分な固溶Ｃ量の低減効果が得られないため、熱処理温度の上限を９００℃とした。また、８００℃より低い温度ではＮｂはＦｅと化合し、金属間化合物であるlaves相を形成しやすい。laves相が形成することでＮｂＣの析出は阻害され、またlaves相自体の耐食性も低いことから、熱処理温度の下限を８００℃とした。
固溶炭素量低減のために十分な量のＮｂＣを析出させるため、熱処理時間の下限は１０時間とした。しかし、過度に長い時間の熱処理は８００℃〜９００℃の温度域においても粒内および粒界にlaves相の析出を招き、材料の耐食性が低下するため、熱処理時間の上限を
時間とした。
各種安定化熱処理条件にて製造したサンプルについて、固溶Ｃ量およびlaves相析出状況を調査することで導出した適切な安定化熱処理条件の範囲は図１に示す。
各種安定化熱処理条件にて製造したサンプルについて、固溶Ｃ量およびlaves相析出状況を調査することで導出した適切な安定化熱処理条件の範囲は図１に示す。
以上で説明したオーステナイト系ステンレス鋼を素材として、ＥＧＲクーラー、排熱回収装置をはじめとする排ガス流路部材を製造する。装置の形状および構造は公知の製造方法が採用される。成形手段に制限はなく、プレス加工、Ｎｉろう付け、溶接等によって製造される。
表２に示す化学成分を有するステンレス鋼を溶製し、熱間圧延によって板厚３．０ｍｍの熱延板を製造した。この熱延板を板厚１．０ｍｍまで冷間圧延し、１１５０℃で５分間仕上焼鈍を施し、さらに表２に記載の条件で安定化熱処理を施し、酸洗した後、試験に供した。
・排ガス流路部材用オーステナイト系ステンレス鋼材用耐食性評価試験
排気ガスの凝縮と蒸発が繰り返される排ガス流路部材の内部環境を模擬するために、図４に示す試験方法によって耐食性を評価した。
板厚１．０ｍｍの各ステンレス鋼から、５０ｍｍ×５０ｍｍの試験片を切り出し大気環境において７００℃で１０００時間加熱後、表面のスケールは研磨によって除去した。
試験液はＳ濃度の高い燃料を使用している実車のＥＧＲクーラーから採取した凝縮水の分析例を参考にして作成した。表３に試験液の組成を示す。なお、ｐＨはアンモニア水を用いて調整した。排ガス流路部材用オーステナイト系ステンレス鋼材用耐食性評価試験では、試験片に試験液１００ｍｌを滴下し、恒温・恒湿度槽内で温度８０℃、相対湿度４０％の環境で３０分乾燥させ、液を蒸発させた後、温度８０℃、相対湿度８５％の環境で３時間保持し、表面に試験液の３５倍の凝縮水を形成した。このサイクルを５０回繰り返した後、さびを除去し、腐食形態を観察した。
なお、laves相の析出は上記の方法により確認した。最大侵食深さは、光学顕微鏡を用いた焦点深度法によって求めた。
排気ガスの凝縮と蒸発が繰り返される排ガス流路部材の内部環境を模擬するために、図４に示す試験方法によって耐食性を評価した。
板厚１．０ｍｍの各ステンレス鋼から、５０ｍｍ×５０ｍｍの試験片を切り出し大気環境において７００℃で１０００時間加熱後、表面のスケールは研磨によって除去した。
試験液はＳ濃度の高い燃料を使用している実車のＥＧＲクーラーから採取した凝縮水の分析例を参考にして作成した。表３に試験液の組成を示す。なお、ｐＨはアンモニア水を用いて調整した。排ガス流路部材用オーステナイト系ステンレス鋼材用耐食性評価試験では、試験片に試験液１００ｍｌを滴下し、恒温・恒湿度槽内で温度８０℃、相対湿度４０％の環境で３０分乾燥させ、液を蒸発させた後、温度８０℃、相対湿度８５％の環境で３時間保持し、表面に試験液の３５倍の凝縮水を形成した。このサイクルを５０回繰り返した後、さびを除去し、腐食形態を観察した。
なお、laves相の析出は上記の方法により確認した。最大侵食深さは、光学顕微鏡を用いた焦点深度法によって求めた。
・耐食性評価試験の結果
図５は発明鋼１（ａ）及び比較鋼６（ｂ）の試験後の腐食部の表面概観を表す。ＮｂＣが析出しておらず、固溶Ｃ量が０．０１５質量％の比較鋼６では粒界腐食が深く生じたが、ＮｂＣが生じ、固溶Ｃ量が０．００４質量％の発明鋼１では浅い孔食が生じた。
また、表４に示す結果からわかるように、比較鋼５はＮｂＣが析出しており、固溶Ｃ量は０．００５質量％であるが、適正範囲外の長時間熱処理によりlaves相が析出しているため、粒界の耐食性が低下し、深い粒界腐食が発生した。比較鋼８はＮｂＣが析出しているが、適正範囲外の高温熱処理により固溶Ｃ量が０．００５質量％以下に低減されていないため深い粒界腐食が生じている。しかし、本発明鋼はＮｂＣが析出し、固溶Ｃ量が０．００５質量％であり、laves相が析出していない。これらは腐食形態が孔食であり、最大侵食深さがいずれも５０μｍ以下であったことから、本発明鋼は５００℃以上の環境で鋭敏化せず、高い耐粒界腐食性を有していることが確認された。
図５は発明鋼１（ａ）及び比較鋼６（ｂ）の試験後の腐食部の表面概観を表す。ＮｂＣが析出しておらず、固溶Ｃ量が０．０１５質量％の比較鋼６では粒界腐食が深く生じたが、ＮｂＣが生じ、固溶Ｃ量が０．００４質量％の発明鋼１では浅い孔食が生じた。
また、表４に示す結果からわかるように、比較鋼５はＮｂＣが析出しており、固溶Ｃ量は０．００５質量％であるが、適正範囲外の長時間熱処理によりlaves相が析出しているため、粒界の耐食性が低下し、深い粒界腐食が発生した。比較鋼８はＮｂＣが析出しているが、適正範囲外の高温熱処理により固溶Ｃ量が０．００５質量％以下に低減されていないため深い粒界腐食が生じている。しかし、本発明鋼はＮｂＣが析出し、固溶Ｃ量が０．００５質量％であり、laves相が析出していない。これらは腐食形態が孔食であり、最大侵食深さがいずれも５０μｍ以下であったことから、本発明鋼は５００℃以上の環境で鋭敏化せず、高い耐粒界腐食性を有していることが確認された。
本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼を用いれば、５００℃以上の高温環境で長時間使用される場合にも良好な耐食性を有する排ガス流路部材、例えばＥＧＲクーラーや排熱回収装置の部材等を得ることが出来る。
Claims (3)
- Ｃ：０．０３０質量％以下、Ｓｉ：０．１０〜０．７０質量％、Ｍｎ：０．１０〜２．００質量％、Ｎｉ：１０．００〜４０．００質量％、Ｃｒ：１７．００〜３０．００質量％、Ｐ：０．００５〜０．４０質量％、Ｓ：０．０００５〜０．００３質量％，Ｃｕ：０．０１〜０．５質量％、Ｍｏ：１．００〜６．００質量％、Ａｌ：０．１０質量％以下、Ｎ：０．００５〜０．０５０質量％、Ｎｂ：２．００質量％以下であり、さらにＮｂ／（Ｃ＋Ｎ）≧２０を満たす、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、固溶Ｃ量が０．００５質量％以下であり、laves相が析出していない、耐食性に優れた排ガス流路部材用オーステナイト系ステンレス鋼材。
- 前記排ガス流路部材が、排気ガス再循環装置又は排熱回収装置の部材である、請求項１に記載の耐食性に優れた排ガス流路部材用オーステナイト系ステンレス鋼材。
- Ｃ：０．０３０質量％以下、Ｓｉ：０．１０〜０．７０質量％、Ｍｎ：０．１０〜２．００質量％、Ｎｉ：１０．００〜４０．００質量％、Ｃｒ：１７．００〜３０．００質量％、Ｐ：０．００５〜０．４０質量％、Ｓ：０．０００５〜０．００３質量％、Ｃｕ：０．０１〜０．５質量％、Ｍｏ：１．００〜６．００質量％、Ａｌ：０．１０質量％以下、Ｎ：０．００５〜０．０５０質量％、Ｎｂ：２．００質量％以下であり、さらにＮｂ／（Ｃ＋Ｎ）≧２０を満たす、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有する鋼材を、１０５０〜１１５０℃で溶体化処理した後、８００〜９００℃で、１０時間以上でかつ以下の式（１）を満たす時間の範囲で安定化処理することを含む、請求項１又は２に記載の、耐食性に優れた排ガス流路部材用オーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法。
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