WO2008093888A1 - 排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼 - Google Patents

排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼 Download PDF

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Manabu Oku
Takeo Tomita
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Nisshin Steel Co., Ltd.
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    • F01N13/16—Selection of particular materials

Definitions

  • the present invention relates to a ferritic stainless steel used as an exhaust gas path member typified by an exhaust stoma hold, a catalytic converter case (outer cylinder), a front pipe, and a center pipe, and an automobile bright exhaust gas path member using the same.
  • Patent Documents 1 and 2 include ferrite containing about 1 to 2 mass% of Cu.
  • Stainless steel is disclosed.
  • Cu in steel precipitates as a Cu phase by heating and has the effect of improving high temperature strength and thermal fatigue properties. This kind of Cu-containing steel is particularly suitable for exhaust gas path members connected to the type of engine with a high exhaust gas temperature.
  • Patent Document 1 International Publication No. 0 3 Z O 0 4 7 1 4 Pamphlet
  • Patent Document 2 Japanese Patent Laid-Open No. 2 0 06-1 1 7 9 8 5 Problem to be Solved by the Invention
  • Patent Documents 1 and 2 are advantageous for application to a vehicle equipped with a high-power engine having a high exhaust temperature, and are not very suitable for application to a vehicle equipped with a small engine having a relatively low exhaust temperature. Also, even in the case of a high-power engine, the exhaust temperature may fluctuate depending on how it is used. Therefore, it is desirable to use a material that exhibits good thermal fatigue characteristics as the exhaust gas path member even when the maximum temperature reached is low.
  • An object of the present invention is to provide a ferritic stainless steel that exhibits excellent thermal fatigue characteristics and is excellent in low-temperature toughness when applied to any exhaust gas passage member having a high maximum temperature or a low maximum temperature. To do. Means for solving the problem
  • the thermal fatigue characteristics when the maximum temperature reached is as high as 900 ° C or higher, for example, can be improved by utilizing the precipitation of the Cu phase.
  • the thermal fatigue characteristics when the maximum temperature reached is as low as about 750 ° C or less, for example, can be improved by controlling the Nb precipitation mode. That is, with Cu phase
  • a ferritic stainless steel By controlling the precipitation form of the Ni compound phase, a ferritic stainless steel can be realized that can cope with both high and low maximum temperatures.
  • the value of the content of the element expressed in mass% is assigned to the locations of Ti, C, and N in (1), and Nb in (2) and (3).
  • the exhaust gas path member for example, an automobile exhaust stoma hold, a catalytic converter, a front pipe, and a center pipe are suitable targets. Of course, it may be used as various exhaust gas path members other than automobiles.
  • the thermal fatigue characteristics when the maximum ultimate temperature is high for example, 200 to 900 ° C
  • the thermal fatigue characteristics when the maximum ultimate temperature is low for example, 200 to 750 ° C
  • Ferritic stainless steel material was realized. Accordingly, the ferritic stainless steel of the present invention can be widely applied from the case where it is used as an exhaust gas path member at a high exhaust gas temperature to the case where it is used at a low exhaust gas temperature.
  • this steel material has the basic heat resistance (high-temperature oxidation resistance, high-temperature strength) required for automobile exhaust gas path members, and is excellent in low-temperature toughness. It is extremely useful as a route member.
  • the steel of the present invention contains Cu and Nb, and different types of precipitated phases of Cu phase and Nb compound phase are formed in the actual use environment. However, it exhibits excellent thermal fatigue properties.
  • the Cu phase is a so-called ⁇ -Cu precipitate phase, which usually grows in one direction, and usually has a rod shape.
  • the Nb compound phase is a precipitate mainly composed of Fe 2 Nb, and when it contains Mo, it generally takes the form of Fe 2 (Mo, Nb). This Nb compound phase also tends to grow in one direction, so it usually has a rod shape. Therefore, it is reasonable to evaluate the size of these precipitate phases by the major axis. Specifically, the major axis of the precipitate appearing in the image observed with a transmission electron microscope (TEM) (corresponding to the projected length on the observation surface) may be adopted as the major axis here.
  • TEM transmission electron microscope
  • Nb carbide and Nb nitride are excluded from the Nb compound phase mentioned here.
  • Carbides and nitrides are often massive or spherical, and can be distinguished from the Fe 2 Nb-type precipitated phase relatively easily by their shape. If it is difficult to distinguish from the shape, it can be identified using the analyzers described above (EDX, etc.).
  • thermal fatigue characteristics when the maximum temperature reached is not sufficiently improved by the Cu phase alone are captured by fine precipitation of the Nb compound phase.
  • the Nb compound phase brings about precipitation strengthening by heating at 700 to 750 ° C for a very short time. It was found that this short-time precipitation strengthening phenomenon markedly improved the thermal fatigue characteristics in the range of 200 to 750. Although there are many unclear points about the mechanism at this time, the short-term precipitation strengthening by the Nb compound phase suppresses pulsation due to ratchet deformation and compressive stress at the initial stage of repeated heating. Works well for fatigue properties It is guessed that it is used.
  • Mn improves high-temperature oxidation resistance, especially scale peel resistance. Also, like Si, it combines with the oxygen in the atmosphere during welding to prevent oxygen from entering the steel. However, excessive addition hinders workability and weldability. In addition, Mn is an austenite stabilizing element, so if it is added in a large amount, a martensite phase is likely to be formed, which causes a decrease in workability. Therefore, the Mn content is limited to 1.5% by mass or less, and more preferably 1.3% by mass or less. For example, it may be specified to be less than 0.1 to 1% by mass.
  • Ni is a stable austenite element. If it is contained in excess, it causes the formation of a martensite phase and causes a decrease in workability and the like, similar to Mn. Ni content is allowed up to 0.6% by mass.
  • the Cr stabilizes the ferrite phase and contributes to the improvement of oxidation resistance, which is important for high-temperature materials.
  • excessive Cr content leads to a decrease in workability of the steel material. Therefore, the Cr content is 10 to 20% by mass.
  • the Cr content is preferably adjusted according to the use temperature of the material. For example, when excellent high-temperature oxidation resistance up to 9500 ° C is required, a Cr content of 16 mass% or more is desired, and if it is up to 900 ° C, 1 2 to 16 mass% The range is acceptable.
  • Nb is an extremely effective element for securing high-temperature strength in a high-temperature region exceeding 700 ° C. This improvement in high-temperature strength is considered to contribute greatly to the solid solution strengthening of Nb in this component system.
  • N b fixes C and N, and is effective in preventing toughness 'I' life loss.
  • N b compound is further added. By utilizing the fine precipitation of the phase, the thermal fatigue characteristics when the maximum temperature reached It aims to improve (as mentioned above). In order to sufficiently obtain such Nb action, it is necessary to secure an Nb content exceeding 0.5% by mass, and it is more effective to secure an Nb content exceeding 0.6% by mass.
  • excessive N addition leads to a decrease in raw material II, low temperature toughness, and increased weld hot cracking susceptibility, so the Nb content is limited to 0.7 mass% or less.
  • the [Nb] value defined by the following equation (2) or (3) that is, the effective Nb amount, is defined according to the [Ti] value defined by the following equation (1).
  • T i generally fixes C and N and is effective in improving formability and preventing toughness deterioration.
  • the Ti content is 0.05 mass. / 0 or more must be secured.
  • the Ti content is specified to be 0.05 to 0.3% by mass.
  • B is effective for improving secondary work brittleness. It is surmised that the mechanism is due to the decrease in grain boundary solid solution C and the strengthening of grain boundaries. However, excessive addition of B deteriorates manufacturability and weldability.
  • B is contained in the range of 0.0005 to 0.02 mass%.
  • Mo, W, Zr, and Co are effective for improving the high-temperature strength of the ferritic stainless steel of this component system, and one or more of these can be added as necessary.
  • the total content should be 4% by mass or less. It is more effective to add so that the total content is in the range of 0.5 to 4% by mass.
  • the steel is heated to 950 to 1100 ° C, preferably 1000 to 1100 ° C, and then the average cooling rate of 1000 to 700 ° C, which is the precipitation temperature range of the Nb compound phase (heating temperature is 1000 ° C).
  • the average cooling rate from the heating temperature to 700 ° C) is over 30 to 100 ° C / second, and the average cooling rate of 700 to 400 ° C, which is the Cu phase precipitation temperature, is 5 to 50 °.
  • the condition of C / second can be adopted.
  • An exhaust gas path member is constructed using this annealed steel sheet.
  • the annealed steel plate is roll-formed into a predetermined tube shape, and the butt portion of the material is welded to produce a welded steel pipe.
  • a welding method a known pipe making welding method such as TIG welding, laser welding, or high frequency welding can be applied.
  • the obtained steel pipe is subjected to a heat treatment process and a pickling process as necessary, and then molded into an exhaust gas passage member.
  • a ferritic stainless steel having the composition shown in Table 1 was melted and an annealed steel sheet with a thickness of 2 mm was obtained in the process of “hot rolling—annealing / pickling ⁇ cold rolling ⁇ finish annealing / pickling”. .
  • a round bar with a diameter of about 25 mm was made by hot forging using a part of the forged slab, and this was finish-annealed.
  • Finish annealing on sheet materials and finishing annealing on bar materials, except for steel No. l 9 the average cooling rate from 1000 ° C to 700 ° C exceeds 30 ° C after holding 1050 ° CX soaking for 1 minute.
  • the temperature was in the range of 100 ° C / second, and the conditions were such that the average cooling rate from 700 to 400 ° C was in the range of 5 to 50 ° CZ seconds.
  • finish annealing was performed under the same conditions as in the other examples except that the average cooling rate from 1000 to 700 ° C was controlled in the range of 10 to 20 ° C / sec. (Same conditions for both board and bar).
  • the metal structure was observed in the cross section perpendicular to the L direction for the plate and bar after finish annealing.
  • TEM transmission electron microscope
  • the size of the Cu phase opium Nb compound phase 25; the number of Cu phase opium Nb compound phases with a major axis of 0.5 / m or more observed per um 2 was measured. At least 10 visual fields were observed per sample, and the average was taken.
  • the types of precipitated phases were classified by quantitatively measuring Fe, Nb, Mo, and Cu using an EDX (energy dispersive X-ray fluorescence spectrometer) attached to the TEM.
  • the Cu phase is the one that has a Cu content of 50% by mass or more. Those with Nb of 30% by mass or more were classified as Nb compound phases. The results are shown in the column for Cu phase in Table 2, with 10 Cu phases with a major axis of 0.5 / m or more and no more than 25 ⁇ 2 as ⁇ (good) and the others as X (bad). .
  • an impact test was conducted to evaluate low temperature toughness. Take a V-notch impact test piece so that the direction of impact is the rolling direction of the plate, and perform an impact test of JISZ 2242 at a 25 ° C pitch in the range of _75 to 50 ° C to determine the ductile brittle transition temperature. It was. A transition temperature lower than 125 ° C (exhibiting a ductile fracture surface even at 25 ° C) was evaluated as ⁇ (good), and the others were evaluated as X (defect).
  • a round bar test piece with a notch was prepared and tested and evaluated under the following conditions in air. The number of repetitions when the stress drops to 75% of the stress at the time of cracking is defined as the thermal fatigue life.
  • the restraint rate (ratio of applied strain to thermal expansion) is 25%, and "200 ° C x 0.5 min hold ⁇ temperature rise to about 750 ° C at about 3 ° C / sec ⁇ hold at 750 ° C for 2.0 min ⁇ Cooling rate approx. 3 ° C / Repeated heat cycle with ⁇ cooled to 200 ° C in seconds '' as one cycle, thermal fatigue life is 8 (good) if it is 1800 cycles or more, ⁇ 150,000 cycles or more and less than 1800 cycles (Slightly bad), less than 150 thousand cycles was evaluated as X (bad), and ⁇ evaluation was accepted.
  • the restraint ratio (ratio of applied strain to thermal expansion) is set to 20%, “20 ° CX 0 ⁇ 5 minutes hold ⁇ temperature rise to 9 ° 0 ° C at about 3 ° CZ seconds ⁇ 9 0 0 Hold for 0.5 min at ° C ⁇ Cool to about 200 ° C at a cooling rate of about 3 ° C / sec. Repeat the heat cycle to 1 cycle, and the thermal fatigue life is more than 900 cycles (good) , Less than 90 cycles were evaluated as X (defect), and ⁇ evaluation was accepted.
  • the examples of the present invention satisfying the chemical composition specified in the present invention and the precipitation form of the Cu phase and Nb compound phase have thermal fatigue characteristics (200 to 900 ° C) when the maximum temperature reached is high. ) And thermal fatigue properties (200 to 750 ° C) when the maximum temperature reached is low, and low-temperature toughness was also good.
  • Nos. 13-15 and 17 as comparative examples have low Nb content and lack of effective Nb content [Nb]. Therefore, when the maximum temperature reached is as low as 750 ° C, a fine Nb compound phase is formed. Was insufficient and the thermal fatigue characteristics were inferior at 200 to 750 ° C. Since N o .16 contains excessive Cu and Nb, it was possible to improve the thermal fatigue properties despite the presence of many coarse Cu and Nb compound phases. And low temperature toughness. : ⁇ 0.18 is a conventional steel equivalent to 3113444, which has a low Cu content, but a high Mo content, so its thermal fatigue characteristics at 200 to 900 ° C were good.
  • No. 19 is a steel having the composition specified in the present invention.
  • the cooling rate in the Nb compound phase precipitation temperature range is too slow, resulting in the formation of a coarse Nb compound phase.
  • the fine Nb compound phase did not sufficiently precipitate by heating, the thermal fatigue characteristics at 200 to 750 ° C were inferior.
  • low temperature toughness is inferior due to the influence of coarse Nb compound phase.

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Abstract

質量%で、C:0.03%以下、Si:1%以下、Mn:1.5%以下、Ni:0.6%以下、Cr:10～20%、Nb:0.5超え～0.7%、Ti:0.05～0.3%、Cu:1超え～2%、V:0.2%以下、N:0.03%以下、B:0.0005～0.02%、さらに必要に応じてAl:0.1%以下、あるいはさらにMo、W、Zr、Coの1種以上を合計で4%以下の範囲で含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、長径0.5μm以上のCu相およびNb化合物相がいずれも10個/25μm2以下である組織を有する自動車排ガス経路部材用ステンレス鋼である。このステンレス鋼は、最高到達温度が高いタイプと低いタイプのいずれの排ガス経路部材に適用しても優れた熱疲労特性を呈し、かつ低温靭性にも優れる。

Description

排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼 技術分野
本発明は、 ェキゾ一ス トマエホールド、 触媒コンバーターのケース （外筒）、 フロ ントパイプ、センターパイプに代表される排ガス経路部材に用いるフェライト系ステ ンレス鋼、 およびそれを用いた自動車明排ガス経路部材に関する。
田
従来技術
ェキゾ一ストマ二ホーノレド、 角虫媒コンパ一ターのケース、 フロントパイプ、 センタ 一パイプ等の排ガス経路部材には、耐熱性の良好な S U S 4 4 4系の材料が多く使用 されている。 また、 7 0 0 °Cを超える高温領域での耐高温酸ィ匕性および高温強度を改 善した材料として、 特許文献 1、 2には、 C uを 1〜2質量％程度添加したフェライ ト系ステンレス鋼が開示されている。 鋼中の C uは加熱により C u相として析出し、 高温強度や熱疲労特性を向上させる作用を有する。 この種の C u含有鋼は排ガス温度 が高いタイプのェンジンに接続される排ガス経路部材に特に適している。
特許文献 1 ：国際公開第 0 3 Z O 0 4 7 1 4号パンフレツ ト
特許文献 2 ：特開 2 0 0 6— 1 1 7 9 8 5号公報 発明が解決しょうとする課題
近年の自動車エンジンの排気ガス経路部材は、エンジン周りに搭載される各種装置 の増加に伴って限られた空間に収容する必要性が高まり、厳しい加工が施されて使用 される場合が増えている。 このため、排ガス温度がさほど高くないエンジンに適用さ れる部材においても極めて優れた熱疲労特性を具備し、かつ優れた低温靭性を有する ものが要求されるようになってきた。
フェライト系ステンレス鋼の高温強度や熱疲労特性を改善する手段としては、前述 の特許文献 1、 2ように C uを適量添加する手段が知られており、 特に特許文献 2で は 7 0 0 °Cを超える高温域での高温強度を高める目的で N bを最大 0 . 6質量％まで 含有させる手法を採用している。 し力 しながら、 発明者らの詳細な調査によれば、 特 許文献 1、 2の Cu含有鋼では、 最高到達温度が高い場合の熱疲労特性 （例えば 20 0〜900°C) は良好であるが、 最高到達温度が低い場合の熱疲労特性 （例えば 20 0〜750°C)に関しては SUS 444系材料に若干劣る場合があることがわかって きた。 このため、 特許文献 1、 2の鋼は排気温度の高い高出力エンジン搭載車への適 用には有利である力 排気温度の比較的低い小型エンジン搭載車への適用にはあまり 適していない。 また、 高出力エンジンであっても使い方によって排気温度が変動しう ることから、排ガス経路部材としては最高到達温度が低い場合にも良好な熱疲労特性 を呈する材料を使用することが望まれる。
本発明は、最高到達温度が高い場合と低い場合のいずれの排ガス経路部材に適用し ても優れた熱疲労特性を呈し、かつ低温靭性にも優れたフェライト系ステンレス鋼を 提供することを目的とする。 課題を解決するための手段
前述のように、最高到達温度が例えば 900°C以上と高い場合の熱疲労特性は C u 相の析出を利用することによって改善される。 ところが、 更なる検討の結果、 最高到 達温度が例えば 750°C程度以下と低い場合の熱疲労特性については、 Nbの析出形 態をコントロールすることによって改善されることが判明した。 すなわち、 Cu相と
N i化合物相の析出形態をコントロールすることにより、最高到達温度が高い場合と 低い場合の両方に対応できるフェライト系ステンレス鋼が実現できる。
本発明では、 質量％で、 C： 0.03%以下、 S i ： 1%以下、 Mn： 1.5 %以下、 N i ： 0.6 %以下、 C r ： 10〜 20 %、 Nb ： 0.5超え〜 0.7%、 T i ： 0.05 〜 0.3 %、 Cu ： 1超え〜 2 %、 V： 0.2 %以下、 N： 0.03 %以下、 B ： 0.00 05〜0.02%、 さらに必要に応じて A 1 ： 0.1%以下、あるいはさらに Mo、 W、 Z r、 C oの 1種以上を合計で 4%以下の範囲で含有し、残部 F eおよび不可避的不 純物からなり、下記（1)式で定義される [T i]値に応じて下記（2)式または（3) 式で定義される [Nb] 値が 0.5〜 0.65の範囲となる組成を有し、 長径 0.5 μπι 以上の Cu相が 10個 /25 μηι2以下、 力つ長径 0.5 μ m以上の N b化合物相が 1 0個/ /25 m2以下に調整された組織を有する排ガス経路部材用ステンレス鋼が提 供される。
[T i ] =T i -4 (C + N) …… (1)
[T i ] 0のとき、 [Nb] =Nb …… (2)
[T i ] く 0のとき、 [Nb] =Nb + 0.5 [T i ] …… (3)
(1) 式の T i、 C、 Nの箇所、 および （2) 式、 （3) 式の Nbの箇所には、 質 量％で表される当該元素の含有量の値が代入される。 当該排ガス経路部材として、例 えば自動車のェキゾ一ス トマ二ホールド、 触媒コンバーター、 フロントパイプ、 セン ターパイプが好適な対象となる。 もちろん、 自動車以外の各種排ガス経路部材として 使用しても構わない。
本発明によれば、最高到達温度が高い場合の熱疲労特性（例えば 200〜900°C) と、 最高到達温度が低い場合の熱疲労特性 （例えば 200〜750°C) とを同時に改 善したフェライト系ステンレス鋼材が実現できた。 したがって本発明のフェライト系 ステンレス鋼は、排ガス経路部材として高い排ガス温度で使用される場合から低い排 ガス温度で使用される場合まで幅広く適用することができる。 また、 この鋼材は自動 車排ガス経路部材に求められる基本的な耐熱性 （耐高温酸化性、 高温強度） を具備し ており、 低温靭性にも優れるので、厳しい加工条件が要求される昨今の排ガス経路部 材として極めて有用である。 発明の好ましい態様
本発明の鋼は、 Cuと Nbを含有するものであり、 Cu相と Nb化合物相の異なる タイプの析出相が実際の使用環境において形成されることにより、最高到達温度が高 い場合でも低い場合でも、 優れた熱疲労特性を発揮する。
種々検討の結果、後述の組成を満たす鋼において、長径 0.5 ^ m以上の C u相が 1 0個/ /25 μπι2以下、 かつ長径 0.5 μπι以上の Nb化合物相が 10個 Z25 ^ m2 以下に調整された組織状態を呈しているとき、使用時の加熱によつて微細析出物の形 成が十分に起こり、熱疲労特性の顕著な改善がもたらされることがわかった。 換言す れば、 Cu相おょぴ Nb化合物相とも、長径 0.5 μηι以上の析出相が素材中にあらか じめ 10個/ /25 μπι2を超える密度で多量に存在していると、 加熱により微細な析 出相が十分に生成せず、 安定した熱疲労特性の改善効果が期待できない。 なお、 Cu あるいは N bが後述の規定を外れて過剰に含有されている場合は、素材中に粗大な C u相あるいは N b化合物相が存在していても、微細な析出相が生成可能であれば熱疲 労特性の改善が可能な 合はある。 しかしこの場合は、 粗大な析出相の存在によって 低温靭性が低下する等の弊害を招くので好ましくない。
Cu相は、 いわゆる ε— Cuと呼ばれる析出相であり、 これは 1方向に成長しやす いため通常はロッド状の形状となる。 Nb化合物相は、 F e2Nbを主体とする析出 物であり、 Moを含有する場合は F e 2 (Mo, Nb) の形態をとるのが一般的であ る。 この Nb化合物相も 1方向に成長しやすいため通常はロッド状の形状となる。 し たがって、 これらの析出相のサイズは長径によって評価するのが妥当である。 具体的 には透過型電子顕微鏡 (TEM) による観察像に現れる析出物の長径 （観察面におけ る投影長さに相当するもの） を、 ここでいう長径として採用すればよい。 Cu相であ るか Nb化合物相であるかは、 TEMに備えられている分析装置 （EDXなど） を用 いて同定できる。 なお、 Nb炭化物、 Nb窒化物はここでいう Nb化合物相から除か れる。 炭化物および窒化物は、 塊状または球状を呈することが多く、 その形状から比 較的容易に F e2Nb型の析出相と区別できる。 形状からの区別が困難な場合には、 上述した分析装置 （EDXなど） を用いて同定できる。
使用時の最高到達温度が 900°C程度あるいはそれ以上に高くなる場合には、その 加熱によって Cuは十分に再固溶し、主に 500〜7◦ 0°Cで微細な Cu相が析出す る。 これにより、 繰り返し加熱における疲労特性 （すなわち熱疲労特性） が改善され る。 一方、 最高到達温度が 750°C程度以下と低いような繰り返し加熱の場合は、 C uが十分に再固溶しない。 このため、 Cu相の微細析出による熱疲労特性の改善効果 が十分に得られない。
本発明では、 C u相だけでは十分改善できない最高到達温度が低い場合の熱疲労特 性を Nb化合物相の微細析出によって捕う。 Nb化合物相は、 700〜750°Cの加 熱によって極めて短時間ではあるが析出強化をもたらす。 この短時間の析出強化現象 が、 200〜750 といった範囲での熱疲労特性を顕著に改善することがわかった。 そのメカニズムについては現時点で不明な点が多いが、 Nb化合物相による短時間の 析出強化によって、繰り返し加熱の初期におけるラチエツト変形や圧縮応力によるパ ルジングが抑制され、 これが最高到達温度が低い場合の熱疲労特性にとって有利に作 用しているものと推察される。
以下、 成分,袓成について説明する。
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力 過剰に含有すると酸化特性、 カロェ性、 低温靱性、 溶接性が低下する。 本発明では C、 Nとも 0 . 0 3質量％以下に制限する。
S iは、 耐高温酸ィヒ性の改善に有効である。 また、 溶接時に雰囲気中の酸素と結合 し、 鋼中への酸素の侵入を防ぐ作用を呈する。 し力 し、 S i含有量が過剰になると硬 さが上昇し、加工性、 低温靱性の低下を招く。 本発明では S i含有量は 1質量％以下 に制限され、 例えば 0. 1〜 0. 6質量％に制限することもできる。
Mnは、 耐高温酸化性、 特に耐スケール剥離性を改善する。 また、 S iと同様、 溶 接時に雰囲気中の酸素と結合し、鋼中への酸素の侵入を防ぐ作用を呈する。 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、加工性等の低下要因とな る。 このため Mn含有量は 1 . 5質量％以下に制限され、 1 . 3質量％以下とすること がより好ましい。 例えば 0 . 1〜 1質量％未満に規定することもできる。
N iは、 オーステナイト安定元素であり、 過剰に含有させると Mnと同様、 マルテ ンサイト相の生成を招き、加工性等の低下要因となる。 N i含有量は 0 . 6質量％まで 許容される。
C r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。 ただし、 過剰の C r含有は鋼材の脆ィ匕ゃ加工性低下を招く。 このため C r含有量は 1 0〜2 0質量％とする。 C r含有量は、好ましくは材料の使用温度に 合わせて調整される。 例えば、 9 5 0 °Cまでの優れた耐高温酸化性が要求される場合 は 1 6質量％以上の C r含有が望まれ、 9 0 0 °Cまでであれば 1 2〜1 6質量％の範 囲で良い。
N bは、 7 0 0 °Cを超える高温域での高温強度を確保するために非常に有効な元素 である。 この高温強度の向上は、本成分系では N bの固溶強化による寄与が大きいと 考えられる。 また、 N bは C、 Nを固定し、 靭' I"生低下の防止にも有効である。 これら の N bの作用は従来一般的なものであるが、本発明ではさらに、 N b化合物相の微細 析出を利用して、最高到達温度が 7 5 0で程度以下と低い場合における熱疲労特性の 向上を狙っている （前述)。 このような Nbの作用を十分に得るためには 0.5質量％ を超える N b含有量を確保する必要があり、 0.6質量％を超える N b含有量を確保す ることがより効果的である。 ただし、 過剰の N 添加は加 I I"生の低下、 低温靱性の低 下、溶接高温割れ感受性の増大を招くので、 N b含有量は 0.7質量％以下に制限され る。
一方、 N1^ C、 Nと結合しやすい。 Nbが炭化物、 窒化物として消費されてしま うと、 固溶 Nbによる高温強度の向上や、 Nb化合物相による熱疲労特性の向上が不 十分となる。 そこで、 下記 （1) 式で定義される [T i] 値に応じて下記 （2) 式ま たは （3) 式で定義される [Nb] 値、 すなわち有効 Nb量を定義している。
[T i] =T i -4 (C + N) …… (1)
[T i] ≥0のとき、 [Nb] =Nb ······ (2)
[T i] く 0のとき、 [Nb] =Nb + 0.5 [T i ] ······ (3)
C、 Nと結合しうる量以上の T i含有量が確保されているとき、 すなわち有効 T i 量 [T i] が 0以上のときは、 （2) 式のように Nb含有量の値をそのまま有効 Nb 量 [Nb] として採用してよい。 一方、 有効 T i量 [T i] が 0より小さいときは、 有効 T i量を補う分の Nb含有量を確保する必要があり、 （3) 式のように Nb含有 量より小さい値も有効 Nb量 [Nb] を採用する。
本発明では、 Nb含有量： 0.5超ぇ〜0.7質量％の範囲にぉぃて、 さらに有効 N b量 [Nb] を 0.5〜 0.65の範囲に規定する。 つまり、 極めて狭い範囲で Nb含 有量を厳密に規定することが、 高温強度、 低温靭性に加え、 最高到達温度が低い場合 の熱疲労特性を向上させる上で重要となる。
T iは、一般に C、 Nを.固定し、成形性の改善および靱性低下の防止に有効である。 特に本発明では、前述のように有効 Nb量を確保する観点から T i含有量についても 厳密な管理が必要である。具体的には、 T i含有量は 0.05質量。 /0以上を確保する必 要がある。 し力 し、過剰の T i添加は T i Nの多量生成に起因する表面性状の劣化を 招き、 さらに溶接性、 低温靱性にも悪影響を及ぼすようになる。 このため T i含有量 は 0.05〜 0.3質量％に規定される。
A1は、 脱酸剤であり、 また耐高温酸化性を改善する元素である。 本発明において は 0.1質量％以下の範囲で A 1を含有させることができる。過剰の A 1含有は溶接時 に多量の酸ィ匕物を形成し、 加工割れの起点として作用することがある。
Cuは、 高温強度を高める上で重要な元素である。 すなわち、 本努明では前述のよ うに C u相の微細分散析出現象を利用して、特に最高到達温度が 900°C程度以上と 高い場合における 500〜700°Cでの強度を高める。そのためには 1質量％を超え る Cu含有が必要である。 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 C u含有量は 2質量％以下に制限される。
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。 ただし、過剰添加すると却って加工性、低温靱性を招くようになるので、 0.2質 量％以下の範囲で含有させる。 V含有量は 0.01〜0.2質量％の範囲とすることが 望ましく、 0.03〜0.15質量％とすることが一層好ましい。
Bは、 二次加工脆性を改善するために有効である。 そのメカニズムは粒界固溶 Cの 減少や粒界強化によるものと推察される。 し力 し、過剰の B添加は製造性や溶接性を 劣化させる。 本発明では 0.0005〜0.02質量％の範囲で Bを含有させる。
Mo、 W、 Z r、 Coは、 本成分系のフェライト系ステンレス鋼の高温強度を向上 させるために有効であり、 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、 多量の添カ卩は鋼の脆ィ匕を招くので、 これらの元素を添加する場合はその合計 含有量が 4質量％以下となるようにする。合計含有量が 0.5〜 4質量％の範囲となる ように添加することがより効果的である。
以上の組成を有するフェライト系ステンレス鋼は、一般的なステンレス鋼の製鋼プ ロセスにて溶製することができ、 その後、 例えば 「熱間圧延→焼鈍→酸洗」 の工程、 あるいはさらに 「冷間圧延—焼鈍→酸洗」 を 1回または複数回行う工程によって、 板 厚が例えば 1〜 2.5 mm程度の焼鈍鋼板とする。 ただし、仕上焼鈍においては、 Nb の析出温度域と C uの析出温度域において、それぞれ適正な冷却速度とすることが重 要である。 例えば仕上焼鈍条件として、 鋼材を 950〜 1100°C好ましくは 100 0〜1100°Cに加熱した後、 Nb化合物相の析出温度域である 1000〜 700 °C の平均冷却速度（加熱温度が 1000°C未満のときは当該加熱温度から 700°Cまで の平均冷却速度） を 30超え〜 100°C/秒とし、 Cu相の析出温度である 700〜 400°Cの平均冷却速度を 5〜50°C/秒とする条件が採用できる。上記の組成調整 とこのような熱処理条件によって、 長径 0.5 μηι以上の Cu相が 10個 25 μ m2 以下、 かつ長径 0.5 μηι以上の Nb化合物相が 10個 25 μπι2以下に調整された 組織状態の鋼材 （焼鈍鋼板） を得ることができる。 ここで、 「仕上焼鈍」 とは、 鋼材 の製造段階で行われる最後の焼鈍である。
この焼鈍鋼板を用いて排ガス経路部材が構築される。 管状部材の場合は、 上記焼鈍 鋼板を所定の管形状にロールフォーミングし、素材の突き合わせ部を溶接することに より造管して、 溶接鋼管を得る。 溶接方法としては、 T I G溶接、 レーザー溶接、 高 周波溶接等、 公知の造管溶接法が適用できる。 得られた鋼管は、 必要に応じて熱処理 工程や酸洗工程を経たのち、 排ガス経路部材に成形加ェされる。 実 施 例
表 1に示す組成のフェライト系ステンレス鋼を溶製し、 「熱間圧延—焼鈍 ·酸洗→ 冷間圧延→仕上焼鈍'酸洗」 の工程にて、 板厚 2 mmの焼鈍鋼板を得た。 また、 铸造 スラブの一部を用いて熱間鍛造にて直径約 25 mmの丸棒を作り、 これを仕上焼鈍し た。板材における仕上焼鈍、 および棒材における仕上焼鈍は、鋼 No. l 9を除き、 い ずれも 1050°CX均熱 1分保持後、 1000°Cから 700 °Cまでの平均冷却速度が 30超え〜 100 °C/秒の範囲となり、力つ 700でから 400 °Cまでの平均冷却速 度が 5〜 50 °CZ秒の範囲となる条件で行つた。鋼 N o .19では、 1000 から 7 00 °Cまでの平均冷却速度が 10〜 20 °C /秒の範囲となるようにコント口ールし た以外、 他の例と同様の条件で仕上焼鈍を行った （板材、 棒材とも共通条件)。
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Figure imgf000010_0001
板材の圧延方向およぴ棒材の長手方向をそれぞれ L方向と呼ぶとき、仕上焼鈍後の 板材ぉよび棒材について、それぞれ L方向に垂直な断面における金属組織観察を行つ た。透過型電子顕微鏡（ T E M)を用いて C u相おょぴ N b化合物相のサイズを調べ、 25； um2当たりに観察される長径 0.5 / m以上の Cu相おょぴ Nb化合物相の数を 計測した。 1つの試料につき少なくとも 10視野の観察を行い、 平均を採った。 析出 相の種類は、 TEMに付属の EDX (エネルギー分散型蛍光 X線分析）装置にて F e、 Nb、 Mo、 Cuを定量ィ匕することにより分類した。 析出相が微細な場合には鋼素地 の成分元素が一緒に検出されるため、析出相に照準を当てた上記 4元素の分析値にお いて Cuが 50質量％以上となるものを Cu相、 Nbが 30質量％以上となるものを Nb化合物相と分類した。 長径 0.5 / m以上の Cu相が 10個ノ 25 μπι2以下のも のを〇 （良好）、 それ以外のものを X (不良） として、 表 2の Cu相の欄に結果を示 してある。 また、 長径 0.5 μπι以上の Nb化合物相が 10個 Z25 μπι2以下のもの を〇 （良好）、 それ以外のものを X (不良） として、 表 2の Nb化合物相の欄に結果 を示してある。 各鋼とも、 板材と棒材との間で結果に差はなかったため、 表 2に示す 析出相の評価は板材、 棒材のレ、ずれにも当てはまる。
板材を用い、衝撃試験を実施して低温靱性を評価した。 衝撃を付与する方向が板の 圧延方向となるように Vノッチ衝擊試験片を採取し、 J I S Z 2242の衝撃試験 を _75〜50°Cの範囲で 25°Cピッチで行い、延性脆性遷移温度を求めた。 遷移温 度が一 25°Cより低いもの （一 25°Cでも延性破面を呈するもの） を〇 （良好）、 そ れ以外のものを X (不良） として評価した。
棒材を用いて熱疲労試験を実施し、 200〜750°Cおよび 200〜900°Cの熱 疲労特性を調べた。 直径 10mm、 平行部長さ 2 Ommとなるように標点間部を切削 加工し （標点間長さは 15mm)、 標点間中央位置に直径が 7 mmとなるよう、 R = 5.7mmの切欠きを設けた丸棒試験片を作製し、大気中にて下記の条件で試験および 評価を行った。 なお、応力が亀裂発生時の応力の 75%に低下したときの繰り返し数 を熱疲労寿命と定義する。
〔 200〜 750 °Cの熱疲労特性〕
拘束率 （熱膨張に対する付与歪の比） を 25 %とし、 「 200 °C X 0.5分保持→昇 温速度約 3 °C//秒で 750 °Cまで昇温→ 750 °Cで 2.0分保持→冷却速度約 3 °C/ 秒で 2 0 0 °Cまで冷却」 を 1サイクルとするヒートサイクルを繰り返し、 熱疲労寿命 が 1 8 0 0サイクル以上を〇 （良好）、 1 5 0 0サイクル以上 1 8 0 0サイクル未満 を△ (やや不良）、 1 5 0 0サイクル未満を X (不良） と評価し、 〇評価を合格とし た。
〔 2 0 0〜 9 0 0 °Cの熱疲労特性〕
拘束率 （熱膨張に対する付与歪の比） を 2 0 %とし、 「 2 0 0 °C X 0 · 5分保持→昇 温速度約 3 °CZ秒で 9 0 0 °Cまで昇温→ 9 0 0 °Cで 0 . 5分保持→冷却速度約 3 °C/ 秒で 2 0 0 °Cまで冷却」 を 1サイクルとするヒートサイクルを繰り返し、 熱疲労寿命 が 9 0 0サイクル以上を〇 （良好）、 9 0 0サイクル未満を X (不良） と評価し、 〇 評価を合格とした。
これらの結果を表 2に示す。 表 2
析出相 熱疲労特性
区分 No. 鋼 低温靭性
Cu相 Nb化合物相 200〜750°C 200〜900。C
1 A 〇 〇 〇 〇 〇
2" B 〇 〇 O 〇 O
3 C 〇 〇 O 〇 〇
■ 4 D O 〇 〇 O O
5 E 〇 〇 O 〇 〇 本
発 6 F 〇 〇 〇 〇 〇
明 7 G 〇 〇 〇 •O 〇
例
8 H 〇 O O 〇 O
9 I 〇 〇 O 〇 〇
.10 J 〇 〇 〇 .〇 〇
11 . K 〇 〇 〇 o 〇
12 L 〇 〇 〇 〇 〇 .
13 M 〇 〇 〇 .X O
14 N 〇 〇 〇 . X 〇
15 0 〇 〇 Δ
比 〇 〇
較 16 P X X X 〇 〇
例 17 Q 〇 O O Δ 〇
18 R 〇 〇 O Δ 〇
19 B 〇 X X Δ 〇 表 2から判るように、 本発明で規定する化学組成および Cu相 · Nb化合物相の析 出形態を満たす本発明例のものは、 最高到達温度が高い場合の熱疲労特性 （200〜 900°C)、 および最高到達温度が低い場合の熱疲労特性 （200〜750°C) の両 方が改善されており、 低温靱性も良好であつた。
これに対し、比較例である No.13-15, 17は Nb含有量が少なく、有効 Nb 量 [Nb] も不足したため、 最高到達温度が 750°Cと低い場合に微細な Nb化合物 相の生成が不十分となって、 200〜 750°C熱疲労特性に劣った。 N o .16は、 C uおよび Nbを過剰に含有するため、粗大な Cu相および Nb化合物相が多く存在し ていたにも関わらず、熱疲労特性の改善が可能であった。し力、し、低温靭性に劣った。 ：^ 0.18は3113444に相当する従来鋼であり、 Cu含有量が低いが、 Mo含有量 が高いので 200〜900°Cでの熱疲労特性は良好であった。 し力 し、有効 Nb量が 不十分であることから 200〜900°Cでの熱疲労特性は改善されなかった。 No. 19は本発明で規定する組成を有する鋼である力 仕上焼鈍において Nb化合物相析 出温度域の冷却速度が遅すぎたことにより粗大な N b化合物相が生成してしまい、そ の後の加熱で微細な Nb化合物相の析出が十分に起こらなかったので、 200〜75 0°Cの熱疲労特性に劣った。 また、 粗大な Nb化合物相の影響により低温靭性にも劣

Claims

1. 質量％で、 C ： 0.03%以下、 S i ： 1%以下、 Mn ： 1.5 %以下、 N i ： 0. 6 %以下、 C r ： 10〜 20 %、 Nb ： 0.5超え〜 0.7 %、 T i ： 0.05〜 0 · 3 %、 C u ： 1超え〜 2 %、 V： 0.2 %以下、 N： 0.03。/。以下、 B ： 0.0005〜0.
02%、残部 F eおよび不可避的不純物からなり、下記 （1) 式で定義される [T i] 値に応じて下記 （2) 式または （3) 式で定義される [Nb] 値が 0.5〜0.65の 範囲となる組成を有し、 長径 0.5 μη求ι以上の Cu相が 10個 /25 μηι2以下、 かつ 長径 0.5 μηι以上の Nb化合物相が 10個の /25 μ m2以下に調整された組織を有す る排ガス経路部材用ステンレス鋼。
[T i ] =T i一 4 (C + N) …… (1) 囲
[T i] ≥0のとき、 [Nb] =Nb …… (2)
[T i ] く 0のとき、 [Nb] =Nb + 0.5 [T i ] …… （3)
2. さらに A 1 ： 0.1質量％以下を含有する組成を有する請求の範囲 1に記載の排ガ ス経路部材用ステンレス鋼。
3. さらに Mo、 W、 Z r、 C oの 1種以上を合計で 4%以下の範囲で含有する組成 を有する請求の範囲項 1または 2に記載の排ガス経路部材用フェライト系ステンレ ス鋼。
4. 当該排ガス経路部材は自動車のェキゾ一ストマ二ホールド、 触媒コンバーター、 フロントパイプ、センターパイプのいずれかである請求項 1〜3のいずれかに記載の 自動車排ガス経路部材。
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