JP6879877B2 - 耐熱性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、耐熱性が要求される耐熱部品の素材となるオーステナイト系ステンレス鋼板に関するものであり、特に自動車や二輪車のエキゾーストホールド、コンバーター、及びターボチャージャー部品、ならびにプラント等に適用されるものである。

自動車の排気マニホールド、フロントパイプ、センターパイプ、マフラー、及び排気ガス浄化のための環境対応部品は、高温の排気ガスを安定的に通気させるために、耐酸化性、高温強度、熱疲労特性等の耐熱性に優れた材料が使用される。また、凝縮水腐食環境でもあることから耐食性に優れることも要求される。

排気ガス規制の強化、エンジン性能の向上、車体軽量化等の観点からも、これらの部品にはステンレス鋼が多く使用されている。また、近年では、排気ガス規制の強化が更に強まる他、燃費性能の向上、ダウンサイジング等の動きから、特にエンジン直下のエキゾーストマニホールドを通過する排気ガス温度は上昇傾向にある。加えて、ターボチャージャーの様な過給機を搭載するケースも多くなっており、エキゾーストマニホールドやターボチャージャーに使用されるステンレス鋼には耐熱性の一層の向上が求められる。排気ガス温度の上昇に関しては、従来９００℃程度であった排気ガス温度が１０００℃程度まで上昇することも見込まれている。

一方、ターボチャージャーの内部構造は複雑で、過給効率を高めるとともに、耐熱信頼性の確保が重要であり、主として耐熱オーステナイト系ステンレス鋼の使用が開示されている。代表的な耐熱オーステナイト系ステンレス鋼であるＳＵＳ３１０Ｓ（２５％Ｃｒ−２０％Ｎｉ）やＮｉ基合金等の他、特許文献１には、高Ｃｒ、Ｍｏ添加鋼が開示されている。また、Ｓｉを２〜４％添加したオーステナイト系ステンレス鋼を用いたノズルベーン式ターボチャージャーの排気ガイド部品が特許文献２に開示されている。

特許文献２では、鋼製造時の熱間加工性を考慮して鋼成分が規定されているが、上記部品に要求される高温特性を十分満足するとは言えない。また、打ち抜き穴の穴拡げ加工性を維持することが重要とされているが、熱間加工性から規定された鋼成分では、十分な穴拡げ性を得ることは出来なかった。更に、ターボチャージャーのハウジングにはステンレス鋳鋼が使用されているが、肉厚が厚いため薄肉軽量化ニーズがある。

特許文献３には、Ｎｂ、Ｖ、Ｃ、Ｎ、Ａｌ、Ｔｉの含有量の最適範囲を定め、製造プロセスを最適化することにより、耐熱オーステナイト系ステンレス鋼板の高温強度、及びクリープ特性を向上することが開示されている。しかし、特許文献３に開示された発明の技術的課題は、８００℃での高温強度及びクリープ特性の向上であり、特許文献３に開示された発明は、９００℃を超える排気ガスへの対応には不十分である。

また、特許文献４には、材料組成及び処理条件を最適化することにより、７００℃で４００時間熱処理後の室温における硬さが４０ＨＲＣ以上である耐熱オーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。しかし、特許文献４に開示された発明の課題は、５５０℃以上の使用環境に耐え得る高温強度を有することであり、特許文献４には７００℃での高温強度が示されているに過ぎず、特許文献４に開示された発明に係る耐熱オーステナイト系ステンレス鋼は、９００℃を超える排気ガスへの対応には不十分である。

また、特許文献５には、低ΣＣＳＬ粒界頻度、及び結晶平均粒径等を制御することにより、小粒径の材料で、耐粒界腐食性の向上、及び高温強度の改善を実現できることが開示されている。しかし、特許文献５における「高温強度」とは、水中における高温強度であって、９００℃を超える排気ガスに対する強度を達成するための具体的な解決手段は、開示されていない。

また、特許文献６に開示された原子力用ステンレス鋼は、鋼中の双晶粒界比率を増加することによって、高温水中において優れた耐粒界腐食性を確保することを特徴としている。しかし、特許文献６は、前記原子力用ステンレス鋼の高温強度を開示しておらず、また、特許文献６には、９００℃を超える排気ガスに対する強度を達成するための具体的な解決手段は、開示されていない。

また、特許文献７に開示された耐食性オーステナイト系合金は、オーステナイト系合金に３０％を超える冷間加工と加熱処理とを施して、オーステナイト結晶粒内に双晶境界を形成するとともに、オーステナイト粒界及び／又は双晶境界上に析出物を分散形成してなることを特徴とする。前記特徴によって、粒界すべりが抑制されて粒界強度が高められるので、前記耐食性オーステナイト系合金は、より高い耐応力腐食割れ進展性を有する。しかし、特許文献７に示された耐応力腐食割れ進展性は、高温水中における特性であって、特許文献７には、９００℃を超える排気ガスに対する強度を達成するための具体的な解決手段は、開示されていない。

双晶粒界比率を増加することによる特性改善は、主に耐食性改善が目的である。また、そのための鋼成分や製造条件については、特許文献８〜１４にも種々記載されている。鋼成分については、ＳＵＳ３０４やＳＵＳ３１６系が対象であり、本発明で特徴とするＳｉが１％超の材料に関する記載は無い。圧延条件については、低圧下率が基本になっており、例えば特許文献９では２〜１５％、特許文献１２や１３では２〜５％である。また、その後の熱処理条件については、比較的長時間の熱処理になっており、例えば特許文献９では９００〜１０００℃で５時間以上、特許文献１３では９２７〜１２２７℃で１〜６０分、特許文献１１では９００〜９５０℃で１０〜４８時間である。一方、特許文献１２では１０５２℃以上で２分以内となっている。再結晶が促進して、多数の大傾角粒界が生成すると低ΣＣＳＬ粒界頻度は低下してしまうため、低ΣＣＳＬ粒界頻度を増加させるためには、再結晶を進行させずに、元々存在する大傾角粒界を粒界移動させるために、上記の様に比較的低温で長時間の熱処理が施されると考えられる。

国際公開第２０１４／１５７６５５号 特許第４９３７２７７号公報 特開２０１３−２０９７３０号公報 特開２００５−２８１８５５号公報 特開２０１１−１６８８１９号公報 特開２００５−１５８９６号公報 特開２００８−６３６０２号公報 特開平１１−８０９０５号公報 特開２００３−２５３４０１号公報 特開２００９−１６１８０２号公報 特開２００９−１９１３４１号公報 特開２００９−２８７１０４号公報 特開２０１０−２７５５６９号公報 特開２０１４−５５０９号公報

耐熱部品では高温環境に曝された際に、高温強度や剛性不足により過度な変形を生じたり、極端な場合には破壊が生じる。加えて振動による高サイクル、あるいは低サイクル疲労破壊も課題となる。従来のオーステナイト系ステンレス鋼板では、高温強度を高めるために合金元素添加を行うと常温延性が不足する他、コストアップにもつながる。本発明は、前記の問題点を解決し、耐熱部品に使用されるオーステナイト系ステンレス鋼板を、その組織制御により耐熱性を向上させることを目的とするものである。

本発明が解決しようとする課題の対象となる部品は、自動車や二輪車等の輸送車両用排気部材、プラント部材等の耐熱部品である。その中でも、特に自動車の排気系部品であり、エキゾーストマニホールドやターボチャージャーといった部品が対象となる。ターボチャージャーについては、外枠を構成するハウジング、ノズルベーン式ターボチャージャー内部の精密部品（例えば、バックプレート、オイルディフレクター、コンプレッサーホイール、ノズルマウント、ノズルプレート、ノズルベーン、ドライブリング、及びドライブレバーと呼ばれるもの）がある。

上記課題を解決するために、本発明者らは、オーステナイト系ステンレス鋼板の金属組織と高温特性、ならびに常温加工性の関係について詳細な研究を行った。その結果、例えばターボチャージャーの様な極めて過酷な熱環境に曝される部品の中で耐熱性が要求される素材に対して、鋼成分により耐熱性を確保するとともに、金属組織における結晶粒界性格を制御することにより、高温強度に著しく優れた特性が得られることを見出した。また、加工性の点では、特許文献２記載の様な鋼成分だけでは満足されず、上記の結晶粒界性格の制御により、高温強度との両立に成功した。

上記課題を解決する本発明の要旨は、
（１）質量％で、Ｃ：０．００５〜０．３％、Ｓｉ：１超〜４％、Ｍｎ：０．１〜１０％、Ｎｉ：２〜２５％、Ｃｒ：１５〜３０％、Ｎ：０．００５〜０．４％未満、Ａｌ：０．００１〜１％、Ｃｕ：０．０５〜４％、Ｍｏ：０．０２〜３％、Ｖ：０．０２〜１％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、下記式（１）の値が５０以下、対応粒界頻度が７０％以上であることを特徴とする耐熱性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板。
２５．７＋２（Ｎｉ％）＋４１０（Ｃ％）−０．９（Ｃｒ％）−７７（Ｎ％）
−１３（Ｓｉ％）−１．２（Ｍｎ％）・・・（１）
（２）前記鋼板が、更に、質量％でＴｉ：０．００５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．３％、Ｂ：０．０００２〜０．００５％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｗ：０．１〜３．０％、Ｚｒ：０．０５〜０．３０％、Ｓｎ：０．０１〜０．５０％、Ｃｏ：０．０３〜０．３０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１０％、Ｓｂ：０．００５〜０．３％、ＲＥＭ：０．００２〜０．２％、Ｇａ：０．０００２〜０．３％、Ｔａ：０．０１〜１．０％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の耐熱性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板。
（３）（１）または（２）のいずれかに記載のステンレス鋼板の製造方法であって、冷間圧延工程にて圧下率を１０％以下とし、冷延板焼鈍において９００℃までの加熱速度を５℃／ｓｅｃ以上、９００℃以上の加熱速度を１℃／ｓｅｃ以上、５℃／ｓｅｃ未満とし、最高温度を１０００〜１１５０℃とし、１０００℃〜前記最高温度での保持時間を１２０ｓｅｃ以下とすることを特徴とする耐熱性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
（４）排気部品に用いられることを特徴とする（１）または（２）のいずれかに記載のオーステナイト系ステンレス鋼板。

本発明によれば、常温の成形性とともに高温特性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板を提供することが可能となり、特に自動車排気部品に適用することにより、軽量化や高排気温化に大きく寄与する。

以下に本発明の限定理由について説明する。耐熱用途として使用されるオーステナイト系ステンレス鋼板の特性として重要である点は、高温強度やクリープ特性である。特に先述したターボチャージャーのハウジングは複雑形状をなしているとともに、高温環境下で変形が過度に生じてしまうと、部品同士の接触やガス流れ不良等が生じて、破損や熱効率低下を招き、部品性能の信頼性低下に繋がる。そこで、これらの信頼性を確保するために、オーステナイト系ステンレス鋼の結晶粒界構造の微視的研究を鋭意すすめ、以下の知見を得た。

先ず、対応粒界頻度を７０％以上とする点について説明する。
オーステナイト系ステンレス鋼では冷延・焼鈍後に結晶粒界が形成され、多結晶体となる。結晶粒界では原子配列が規則的あるいは不規則的となる。結晶粒界での原子配列が規則的で隙間が少ない場合は低エネルギー構造となり、粒界劣化現象が引き起こされ難い。 この様な低エネルギー構造の特殊な粒界の代表として、対応粒界が挙げられている。これに対して、結晶粒界での原子配列が規則的でない場合はランダム粒界と呼ばれ、高エネルギー構造を有する。対応方位関係は幾何学的に多くの組み合わせで出現するが、Σ３〜２９対応粒界と呼ばれている。このΣｋにおけるｋの値は奇数をとり、このｋの値が小さい程、対応格子点密度が高く、低エネルギー粒界としての性格が強まる。
上記の従来知見では、この対応粒界頻度を増やすことで耐食性を向上させるものが大半であり、例えば特許文献９は、Ｓｉ含有量が０．５９％のＳＵＳ３０４に対してΣ２９以下の対応粒界頻度を７５％以上とすることで粒界腐食を抑制するものである。一方、対応粒界頻度を増加させるために特許文献９では、９００〜１０００℃で５時間以上の熱処理を必要としており、工業的な大量生産としては非効率であった。また、対応粒界頻度を増加させて、粒界での炭窒化物析出を抑制し、耐食性を向上させるものであるが、高温での機械的性質に与える影響は不明であった。

対応粒界頻度は、材料の断面において結晶粒界の総長さに対する対応粒界の長さの割合で求められる。
即ち、｛（Σ３〜Σ２９の対応粒界の長さの総計）／（粒界総長さ）｝×１００（％）で表される。
ＥＢＳＰ（Electron Back-Scattering diffraction Pattern）を用いて材料の板厚中心から板厚１／４〜１／２程度の範囲について、約３００μｍ厚さ×約１００μｍ巾の領域について結晶方位解析を行い、観察した範囲内に存在する結晶粒界の総長さと、対応粒界の長さを測定する。

本発明では対応粒界頻度を増加させるために、鋼成分を規定する。対応粒界の中で最も低Σ粒界であるΣ３粒界は、焼鈍双晶により構成される。焼鈍双晶は熱処理時に生成し、鋼成分に起因する積層欠陥エネルギーが密接に関係している。本発明では、積層欠陥エネルギーを低くするために、以下の式（１）で求められる積層欠陥エネルギーの指標値が５０以下となる様に成分調整することで、短時間の熱処理でも焼鈍双晶を生成し易くする等の、対応粒界頻度の増加が可能になることを見出した。本指標値を下げるためには、ＮｉとＣを減少させ、Ｃｒ、Ｎ、Ｓｉ及びＭｎを増加させることが有効であるが、本指標値を過度に低減すると製造性が著しく悪くなることから、下限を−５０以上とすることが好ましい。また、本発明の効果であるクリープ特性をより有効に改善し、かつ酸化特性等を考慮すると、３０以下が望ましい。
２５．７＋２（Ｎｉ％）＋４１０（Ｃ％）−０．９（Ｃｒ％）−７７（Ｎ％）
−１３（Ｓｉ％）−１．２（Ｍｎ％）・・・（１）

次に、本発明のオーステナイト系ステンレス鋼の成分範囲について説明する。
Ｃは、オーステナイト組織形成、高温強度、及びクリープ寿命の確保のために０．００５％を下限とする。一方、過度な添加は硬質化を招く他、Ｃｒ炭化物形成により耐食性、特に溶接部の粒界腐食性の劣化、炭化物に起因した高温摺動性の劣化、及び冷延焼鈍板酸洗時の粒界浸食溝形成により、表面粗さが粗くなる。また、Ｃは積層欠陥エネルギーを上げて、対応粒界頻度が低下するため、上限を０．３％とする。更に、製造コストと熱間加工性を考慮すると、Ｃの含有量は、０．０１％以上０．２０％以下が望ましい。

Ｓｉは、脱酸元素として添加される場合がある他、Ｓｉの内部酸化により耐酸化性、高温摺動性の向上、対応粒界頻度の増加による高温強度及びクリープ寿命の向上をもたらすため、１％超添加する。一方、４％超の添加により硬質化するとともに、粗大なＳｉ系酸化物が生成し、部品の加工精度が著しく低下するため、上限を４％とする。尚、製造コスト、鋼板製造時の熱間加工性、酸洗性、溶接時の凝固割れ性を考慮すると、Ｓｉの含有量は、１％超３．５％以下が望ましい。積層欠陥エネルギーの観点から下限を１．５％超とするのが望ましく、更に、高温摺動性や析出物抑制を考慮すると２％以上３％以下が望ましい。

Ｍｎは、脱酸元素として利用する他、オーステナイト組織形成、及びスケール密着性を確保するために０．１％以上添加する。一方、１０％超の添加により介在物清浄度が著しく劣化して穴拡げ性が低下する他、酸洗性が著しく劣化して製品表面が粗くなるため、上限を１０％とする。また、積層欠陥エネルギーを効果的に下げるために、８％以下が望ましい。更に、製造コスト、鋼板製造時の酸洗性、酸化特性を考慮すると、Ｍｎの含有量は、０．８％以上５％以下が望ましい。

Ｎｉはオーステナイト組織形成元素であるとともに、耐食性や耐酸化性を確保する元素である。また、２％未満では結晶粒の粗大化が顕著に生じてしまうため、２％以上添加する。一方、過度な添加はコストの上昇と対応粒界頻度の低下を招くことから、上限を２５％とする。また、製造性、常温延性、及び耐食性を考慮し、積層欠陥エネルギーを下げて対応粒界頻度を効果的に増加させるために５〜２０％以下が望ましい。更に、コストの面から１３％以下が望ましい。

Ｃｒは、耐食性、耐酸化性、及び高温摺動性を向上させる元素であり、排気部品が曝される環境を考慮すると、異常酸化抑制の観点から必要な元素である。また対応粒界を十分に生成させるには１５％以上が必要である。一方、過度な添加は、鋼板の硬質化を招いて成形性を劣化させる他、コストアップに繋がることから上限を３０％とした。更に、製造コスト、鋼板製造性、ならびに加工性を考慮すると、Ｃｒの含有量は、１７％以上２５．５％以下が望ましい。

Ｎは、Ｃと同様にオーステナイト組織形成と高温強度、クリープ、高温摺動性の確保の有効な元素である。高温強度に関しては固溶強化元素として知られているが、また、Ｎは双晶をはじめとする低エネルギーの対応粒界生成にも効果的である。本発明においてはＮ単独の効果以外に、Ｃｒとのクラスター形成による高温強度も考慮し、０．００５％以上添加する。一方、０．４％以上の添加により常温材質が著しく硬質化し、鋼板製造段階の冷間加工性が劣化する他、部品加工時の成形性や部品精度が悪くなるため、上限を０．４％未満とする。尚、軟質化、溶接時のピンホール抑制、溶接部の粒界腐食抑制の観点から、Ｎの含有量は、０．０２％以上０．３５％以下が望ましい。更に、高温強度、摺動性、及び常温延性の観点から、０．０４％超且つ０．３５％未満が望ましい。また、クリープ特性の観点から、Ｎ含有量を０．１５％超、０．３５％未満とすることが望ましい。

Ａｌは、脱酸元素として添加し、介在物清浄度を向上させることで穴拡げ性を向上させる。この他、酸化スケールの剥離抑制、及び微量内部酸化により、高温摺動性の向上に寄与する効果があり、その作用は０．００１％から発現するため、下限は０．００１％である。また、フェライト生成元素であるため、１％以上の添加はオーステナイト組織の安定性が低下する他、酸洗性の低下から表面粗さの増加を招くため、上限は１％である。更に、精錬コストと表面疵を考慮すると、Ａｌの含有量は、０．００７％以上０．５％以下が望ましく、溶接性の観点から０．０１％以上０．１％以下がより好ましい。

Ｃｕは、オーステナイト相の安定化や軟質化のために有効な元素であり、０．０５％以上添加する。一方、過度な添加は、耐酸化性の劣化や製造性の劣化に繋がるため、上限を４．０％とする。また、本発明鋼においては、４．０％超含有すると対応粒界頻度の低下を招く。更に、耐食性や製造性を考慮すると、Ｃｕの含有量は、０．３％以上１％以下が望ましい。

Ｍｏは、耐食性を向上させる元素であるとともに、高温強度の向上に寄与する。高温強度向上は、固溶強化が主体であるが、σ相等の析出促進元素であるため、双晶をはじめとする低エネルギーの対応粒界界面への微細析出強化にも寄与する。本発明においては、固溶強化の他に、Ｍｏ炭化物による析出強化を活用するために下限を０．０２％とする。但し、過度な添加は焼鈍双晶をはじめとする低エネルギーの対応粒界の生成頻度を低下させるため上限を３％とする。更に、Ｍｏは高価な元素であること、上記析出物による強化安定性ならびに介在物清浄度を考慮すると、Ｍｏの含有量は、０．４％以上１．６％以下が望ましく、異常酸化特性を考慮すると０．４％以上１．０％以下がより好ましい。

Ｖは、耐食性を向上させる元素であるとともに、Ｖ炭化物やσ相の生成を促進して高温強度を向上させるため０．０２％以上添加する。一方、過度な添加は合金コストの増加や異常酸化限界温度の低下を招くことから、上限を１％とする。更に、製造性や介在物清浄度を考慮すると、Ｖの含有量は、０．１％以上０．５％以下が望ましい。

Ｐは不純物であり、製造時の熱間加工性や凝固割れを助長する元素である他、鋼材を硬質化して延性を低下させるため、その含有量は少ないほど良いが、精錬コストを考慮して上限０．０５％、下限０．０１％の範囲で含有しても良い。更に、製造コストを考慮すると、Ｐの含有量は、０．０２％以上０．０４％以下が望ましい。

Ｓは不純物であり、製造時の熱間加工性を低下させる他、耐食性を劣化させる元素である。また、粗大な硫化物（ＭｎＳ）が形成されると清浄度が著しく悪くなり、常温延性を劣化させるため、０．０１％を上限として含有しても良い。一方、過度な低減は精錬コストの増加に繋がることから、０．０００１％を下限として含有しても良い。更に、製造コストや耐酸化性を考慮すると、Ｓの含有量は、０．０００５％以上０．００５０％以下が望ましい。

本発明の排気部品用オーステナイト系ステンレス鋼板は、前述した元素以外に、下記の成分を含有しても良い。

Ｔｉは、Ｃ、Ｎと結合して耐食性、耐粒界腐食性を向上させるために添加する元素である。Ｃ、Ｎ固定作用は０．００５％から発現するため、下限を０．００５％として必要に応じて添加しても良い。また、０．３％超の添加は鋳造段階でのノズル詰まりが生じ易くなり、製造性を著しく劣化させる他、粗大なＴｉ炭窒化物により延性の劣化を招くことから、上限を０．３％とする。更に、高温強度、溶接部の粒界腐食性、及び合金コストを考慮すると、Ｔｉの含有量は、０．０１％以上０．２％以下が望ましい。また、クリープ特性の観点から、Ｔｉの含有量は、０．０３％超、０．３％以下とすることが望ましい。

Ｎｂは、Ｔｉと同様にＣ、Ｎと結合して耐食性、耐粒界腐食性を向上させる他、高温強度を向上させる元素である。Ｃ、Ｎ固定作用の他、固溶Ｎｂによる高温高強度化、Ｌａｖｅｓ相の双晶界面や対応粒界界面析出による高強度化は０．００５％から発現するため、下限を０．００５％として必要に応じて添加しても良い。また、０．３％超の添加は鋼板製造段階での熱間加工性が著しく劣化する他、粗大なＮｂ炭窒化物により延性の劣化を招くことから、上限を０．３％とする。更に、高温強度、溶接部の粒界腐食性、及び合金コストを考慮すると、Ｎｂの含有量は、０．０１％以上０．２０％以下が望ましい。また、クリープ特性の観点から、Ｎｂの含有量は、０．００５％超、０．０５％以下とすることが望ましい。

Ｂは、鋼板製造段階での熱間加工性を向上させる元素であり、０．０００２％以上として必要に応じて添加しても良い。また、Ｂの双晶界面偏析や対応粒界界面偏析による高強度化も作用する。但し、過度な添加はホウ炭化物の形成により、清浄度及び延性の低下、粒界腐食性の劣化をもたらすため、上限を０．００５％とした。更に、精錬コストや延性低下を考慮すると、Ｂの含有量は、０．０００３％以上０．００３％以下が望ましい。

Ｃａは、脱硫のために必要に応じて添加される。この作用は０．０００５％未満では発現しないため、下限を０．０００５％として必要に応じて添加しても良い。また、０．０１％超添加すると、水溶性の介在物ＣａＳが生成して清浄度の低下、及び耐食性の著しい低下を招くため、上限を０．０１％とする。更に、製造性、表面品質の観点から、Ｃａの含有量は、０．００１０％以上０．００３０％以下が望ましい。

Ｗは、耐食性と高温強度の向上に寄与するため、必要に応じて０．１％以上添加しても良い。３．０％超の添加により硬質化、鋼板製造時の靭性劣化やコスト増につながるため、上限を３．０％とする。更に、精錬コストや製造性を考慮すると、Ｗの含有量は、０．１％以上２．０％以下が望ましく、異常酸化特性を考慮すると０．１％以上１．５％以下がより好ましい。

Ｚｒは、ＣやＮと結合して溶接部の粒界腐食性や耐酸化性を向上させるため、必要に応じて０．０５％以上添加しても良い。但し、０．３０％超の添加によりコスト増になる他、製造性や穴拡げ性を著しく劣化させるため、上限を０．３０％とする．更に、精錬コストや製造性を考慮すると、Ｚｒの含有量は、０．０５％以上０．１％以下が望ましい。

Ｓｎは、耐食性と高温強度の向上に寄与するため、必要に応じて０．０１％以上添加しても良い。０．０３％以上で効果が顕著になり、さらに０．０５％以上でより顕著となる。０．５０％超の添加により鋼板製造時のスラブ割れが生じる場合があるため上限を０．５０％とする。更に、精錬コストや製造性を考慮すると、Ｓｎの含有量は、０．０５％以上０．３％以下が望ましい。

Ｃｏは、高温強度の向上に寄与するため、必要に応じて０．０３％以上添加しても良い。０．３０％超の添加により、鋼材の硬質化、鋼板製造時の靭性劣化やコスト増につながるため、上限を０．３０％とする。更に、精錬コストや製造性を考慮すると、Ｃｏの含有量は、０．０３％以上０．１％以下が望ましい。

Ｍｇは、脱酸元素として添加させる場合がある他、スラブ組織における酸化物の微細化分散化により、介在物清浄度の向上や組織微細化に寄与する元素である。この効果は、０．０００２％以上から発現するため、下限を０．０００２％として必要に応じて添加しても良い。但し、過度な添加は、溶接性や耐食性の劣化、粗大介在物による穴拡げ性の低下につながるため、上限を０．０１０％とした。精錬コストを考慮すると、Ｍｇの含有量は、０．０００３％以上０．００５％以下が望ましい。

Ｓｂは、粒界に偏析して高温強度を上げる作用をなす元素である。添加効果を得るため、必要に応じて０．００５％以上とする添加しても良い。但し、０．３％を超えると、Ｓｂ偏析が生じて、溶接時に割れが生じるので、上限を０．３％とする。高温特性と製造コスト、及び靭性を考慮すると、Ｓｂの含有量は、０．０３％以上０．３％以下が望ましく、更に望ましくは０．０５％以上０．２％以下である。

ＲＥＭ（希土類元素）は、耐酸化性や高温摺動性の向上に有効であり、必要に応じて０．００２％以上添加しても良い。また、０．２％を超えて添加してもその効果は飽和し、ＲＥＭの粒化物による耐食性低下を生じるため、０．００２％以上０．２％以下で添加する。製品の加工性や製造コストを考慮すると、下限を０．００２％とし、上限を０．１０％とすることが望ましい。尚、ＲＥＭ（希土類元素）は、一般的な定義に従う。スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）の２元素と、ランタン（Ｌａ）からルテチウム（Ｌｕ）までの１５元素（ランタノイド）の総称を指す。単独で添加しても良いし、混合物であっても良い。

Ｇａは、耐食性向上や水素脆化抑制のため、必要に応じて０．３％以下で添加しても良いが、０．３％超の添加により粗大硫化物が生成してｒ値が劣化する。硫化物や水素化物形成の観点から下限は０．０００２％とする。更に、製造性やコストの観点から０．００２％以上が更に好ましい。

その他の成分について、本発明では特に規定するものではないが、Ｔａ、Ｈｆは高温強度向上のために０．０１％以上１．０％以下で添加しても良い。また、Ｂｉを必要に応じて０．００１〜０．０２％含有してもかまわない。なお、Ａｓ、Ｐｂ等の一般的な有害な元素や不純物元素はできるだけ低減することが望ましい。

次に製造方法について説明する。本発明に係る鋼板の製造方法は、製鋼−熱間圧延−焼鈍・酸洗−冷間圧延−焼鈍・酸洗より成るが、必要に応じて熱間圧延後の焼鈍を省略しても構わない。

製鋼においては、前記必須成分、及び必要に応じて添加される成分を含有する鋼を、電気炉溶製あるいは転炉溶製し、続いて２次精錬を行う方法が好適である。溶製した溶鋼は、公知の鋳造方法（連続鋳造）に従ってスラブとされ、公知の熱間圧延の方法に従って、前記スラブは所定の温度に加熱され、所定の板厚に連続圧延で熱間圧延される。上記の様に、本発明に係るステンレス鋼板には、熱間圧延以降の工程において、公知の方法に従って所定の結晶粒度、断面硬度、表面粗さを確保した製造条件が設定されるが、本発明では対応粒界頻度を７０％とするために以下の製造条件を規定する。

冷間圧延における圧下率を１０％以下とする。これは、圧下率が１０％超になると、その後の焼鈍工程で再結晶が進行して新たにランダム粒界が形成されるために、対応粒界頻度が低減されるためである。圧下率の過度な低減は鋼板形状が不良となるため、圧下率の下限は１％以上が望ましい。また、製造性や、焼鈍双晶に代表される低エネルギーの対応粒界頻度界面の形成を考慮すると３〜７％が望ましい。本発明の圧下率を確保するために、熱延板厚を適宜変更すれば良い。

次に、所定の板厚になった冷延鋼板を焼鈍する際、対応粒界頻度や双晶界面を増やすために、従来知見では長時間の熱処理を必要とする場合が多いが、本発明では成分調整、及び冷延圧下率の最適化とともに、焼鈍の加熱速度、温度、及び保持時間を規定することによって、短時間で対応粒界頻度を増加させることに成功した。具体的には、冷延板焼鈍において９００℃までの加熱速度を５℃／ｓｅｃ以上、９００℃以上の加熱速度を１℃／ｓｅｃ以上、５℃／ｓｅｃ未満とし、最高温度を１０００〜１１５０℃とし、１０００℃〜前記最高温度での保持時間を１２０ｓｅｃ以下とするものである。

９００℃までの温度域では高加熱速度とすることにより、低温で析出するσ相やＣｒ炭窒化物の生成を抑制する。これらの析出物は対応粒界の形成を阻害する他、新たに生成するランダム粒界の核になるためである。上記の技術観点より、５℃／ｓｅｃ以上とする。
製造性の観点からは１００℃／ｓｅｃ以下が望ましい。一方、９００℃以上においては低加熱速度とする。これは、再結晶が促進しない温度域で軟質化を図り、ランダム粒界の移動を促進する、及び、上記析出物を十分固溶させることを目的としている。これにより、ランダム粒界の核生成を抑制しつつ粒界移動を促進し、対応粒界頻度を増加させることが出来る。上記の技術観点より、１℃／ｓｅｃ以上、５℃／ｓｅｃ未満とする。４℃／ｓｅｃ以下が望ましい。製造性の観点からも上記範囲が適切である。焼鈍処理の最高温度は、過度に高すぎると、新たなランダム粒界を有する再結晶粒界が多く生成し、対応粒界頻度が低減するため、１０００〜１１５０℃とする。材料の成形性の観点からは１０３０℃以上が望ましく、過度な粒成長を抑制するためには１１００℃以下が望ましい。最高温度を１０００〜１１５０℃とし、１０００℃以上、到達した最高温度における保持時間を１２０ｓｅｃ以下とする。１２０ｓｅｃ超にすると過度な粒成長が生じるためである。また、生産性の観点と対応粒界頻度の増加の観点から６０ｓｅｃ以下が望ましい。また、軟質化の観点から５ｓｅｃ以上が望ましい。

本発明では、熱延板焼鈍・酸洗後に冷間圧延を施し、その後に冷延板焼鈍・酸洗処理を行うことで、更に平滑表面が得られる。冷間圧延工程は、タンデム圧延、ゼンジミア圧延、クラスター圧延等で行えば良い。自動車の排気部品の様な機能用途には、一般的に２Ｂあるいは２Ｄ製品が適用されるが、高い表面平滑性や光沢が要求される場合は、冷間圧延後に光輝焼鈍を施してＢＡ製品としても良い。酸洗処理は。中性塩電解や溶融アルカリ処理といった前処理、あるいは硝弗酸や硝酸電解といった酸洗処理を適宜選択すれば良い。また、中間焼鈍を入れて冷間圧延を２回施して製造しても構わず、この場合は２回目の冷間圧延、及び最終焼鈍に本発明技術を適用すれば良い。

表１に示す成分組成の鋼を溶製してスラブに鋳造し、熱延、熱延板焼鈍・酸洗を行った後、表２に示す条件にて冷延及び最終焼鈍を行い、更に酸洗を施して２．０ｍｍ厚の製品板を得た。尚、表１の符号“＊”が付された欄内の値は、該当する成分が本発明の要件を満たさないことを示す。

表２に示す各製品板に対して、先に記載した方法によって対応粒界頻度（％）を測定するとともに、９００℃でクリープ試験を行った。ここでクリープ試験は、製品板の圧延方向に荷重が作用する様に試験片を切り出し、加熱炉付きのクリープ試験機で９００℃、２０ＭＰａの定荷重クリープ試験を行った。この際、９００℃で無負荷の時間を１時間とし、１時間後に荷重を付与した。また、製品板の圧延方向に引張が作用する様に試験片を切り出し（ＪＩＳ１３号Ｂ試験片）、常温で引張試験を行い、破断伸びを求めた。

表２の項目「対応粒界頻度（%）」の欄内に符号“＊”が付された値は、本発明における対応粒界頻度の要件を満たさないことを示す。また、表２の項目「クリープ特性」の欄内に符号“×”が付された材料は、破断寿命が１００時間未満であったことを示す。更に、表２の項目「破断伸び」の欄内に符号“×”が付された材料は、破断伸びが３０％未満であったことを示す。

本発明で規定される成分、製造条件で製造した鋼は、クリープ破断寿命が長く、極めて耐熱性に優れていることが確認される。加えて、破断伸びが高く、成形加工性にも優れている。これに対して、表２に示すように、比較鋼はクリープ破断寿命が短い。また、比較鋼でクリープ破断寿命が長い鋼についても、成形加工性の指標となる破断伸びが著しく悪いために耐熱部品としての適用は不適であることがわかる。

なお、スラブ厚さ、熱間圧延板厚などは適宜設計すれば良い。冷間圧延においては、ロール粗度、ロール径、圧延油、圧延パス回数、圧延速度、圧延温度などは適宜選択すれば良い。冷間圧延の途中に中間焼鈍を入れても構わず、バッチ式焼鈍でも連続式焼鈍でも良い。また、酸洗時の前処理として、中性塩電解処理やソルト浴浸漬処理のいずれを施しても、あるいは省略しても構わず、酸洗工程は、硝酸、硝酸電解酸洗の他、硫酸や塩酸を用いた処理を行っても良い。冷延板の焼鈍・酸洗後に調質圧延やテンションレベラー等により、形状及び材質調整を行っても良い。更に、本製品板に潤滑塗装を施して、更にプレス成形を向上させても良く、潤滑膜の種類は適宜選択すれば良い。加えて、部品加工後に窒化処理や浸炭処理等の特殊な表面処理を施して、耐熱性を更に向上させても構わない。

本発明によれば、耐熱性が要求される排気部品に対して、優れた特性を有するオーステナイト系ステンレス鋼板を提供することが可能である。本発明を適用した材料を、特に自動車のエキゾーストマニホールドやターボチャージャー用として使用することによって、従来の鋳物よりも大幅に軽量化が図られ、排ガス規制、軽量化、燃費向上に繋げることが可能となる。また、部品の切削及び研削加工の省略、表面加工処理省略も可能となり、低コスト化にも大きく寄与する。なお、本発明は、ターボチャージャー用として使用する場合、当該部品のいずれに対しても適用対象にすることができる。具体的にはターボチャージャーの外枠を構成するハウジング、ノズルベーン式ターボチャージャー内部の精密部品（例えば、バックプレート、オイルディフレクター、コンプレッサーホイール、ノズルマウント、ノズルプレート、ノズルベーン、ドライブリング、及びドライブレバーと呼ばれるものなど）である。また、エキゾーストマニホールドの場合は、板プレス部品、パイプ部品、２重管部品のいずれでも構わない。更に、自動車、二輪車に限らず、各種ボイラー、燃料電池システム、プラント等の高温環境に使用される耐熱部品に適用することも可能であり、本発明は産業上極めて有益である。

Claims (4)

1. 質量％で、Ｃ：０．００５〜０．３％、Ｓｉ：１超〜４％、Ｍｎ：０．１〜１０％、Ｎｉ：２〜２５％、Ｃｒ：１５〜３０％、Ｎ：０．００５〜０．４％未満、Ａｌ：０．００１〜１％、Ｃｕ：０．０５〜４％、Ｍｏ：０．０２〜３％、Ｖ：０．０２〜１％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、下記式（１）の値が５０以下、対応粒界頻度が７０％以上であることを特徴とする耐熱性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板。
   ２５．７＋２（Ｎｉ％）＋４１０（Ｃ％）−０．９（Ｃｒ％）−７７（Ｎ％）
   −１３（Ｓｉ％）−１．２（Ｍｎ％）・・・（１）
2. 前記鋼板が、更に、質量％でＴｉ：０．００５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．３％、Ｂ：０．０００２〜０．００５％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｗ：０．１〜３．０％、Ｚｒ：０．０５〜０．３０％、Ｓｎ：０．０１〜０．５０％、Ｃｏ：０．０３〜０．３０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１０％、Ｓｂ：０．００５〜０．３％、ＲＥＭ：０．００２〜０．２％、Ｇａ：０．０００２〜０．３％、Ｔａ：０．０１〜１．０％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の耐熱性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板。
3. 請求項１または２のいずれかに記載のステンレス鋼板の製造方法であって、冷間圧延工程にて圧下率を１０％以下とし、冷延板焼鈍において９００℃未満までの加熱速度を５℃／ｓｅｃ以上、９００℃以上の加熱速度を１℃／ｓｅｃ以上、５℃／ｓｅｃ未満とし、最高温度を１０００〜１１５０℃とし、１０００℃〜前記最高温度での保持時間を１２０ｓｅｃ以下とすることを特徴とする耐熱性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
4. 排気部品に用いられることを特徴とする請求項１または２のいずれかに記載のオーステナイト系ステンレス鋼板。