JP4241431B2 - フェライト系ステンレス鋼 - Google Patents

Description

本発明は、自動車排気系部品用材料として好適なフェライト系ステンレス鋼に係り、特に溶接部に発熱が著しい逐次加工を施して製造されるマフラーや触媒コンバーターのハウジング等の排気系部材用材料として好適なフェライト系ステンレス鋼に関する。

従来から、自動車用排気系部材には、加工性と耐食性に優れたＳＵＨ４０９Ｌや、ＳＵＳ４２９、ＳＵＳ４３６Ｌ、ＳＵＳ４４４などのフェライト系ステンレス鋼が多用されている。例えば、自動車のエキゾーストマニホールドは、排気ガス温度が低い場合（８００℃）はＳＵＨ４０９Ｌ、温度が高い場合（９００℃）はＳＵＳ４２９系やＳＵＳ４４４が使用される。触媒コンバーター（排気ガス浄化装置）のハウジングは、排気ガス温度が低い場合はＳＵＨ４０９Ｌ、温度が高い場合はＳＵＳ４２９系が使用される。センターパイプとマフラーは、凝縮水や融雪塩に対する耐食性を有するＳＵＨ４０９Ｌ、ＳＵＳ４３６Ｌが使用される。

これらの部材は、従来は鋼板をプレス成形後に溶接する方法が用いられてきたが、近年、最初に鋼板を溶接管とし、次に曲げ加工、拡管加工、絞り加工など行う方法、さらにはこれらの加工を組み合わせる方法の適用が増加している。後者の場合、加工が逐次加工となり、加工中に材料の温度が２００℃以上、場合によっては４００℃に達する。従来の材料は、このような逐次加工を想定して開発されていないため、加工割れが生じるという問題があった。特に、溶接部の加工割れが多かった。

溶接部の加工性を改善する技術として、例えば、特許文献１では、Ｔｉ、Ｎ、Ｏの含有量をコントロールし、溶接部に所定量のＴｉＮを生成させることにより、溶接部の組織微細化を図り、溶接部の加工性を向上させる方法が開示されている。

溶接部の割れの一要因として、靭性の低下が考えられる。特許文献２では、粒界腐食発生防止のために添加するＴｉおよび／またはＮｂが低温靭性を低下させるので、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃ、Ｎを規制することによって、低温靭性の低下を防止する方法が開示されている。また、特許文献３では、鋼にＭｇ系酸化物を存在せしめることで、溶接熱影響部の結晶粒径の粗大化を抑制し、靭性低下を防止する方法が開示されている。
特開２００２−２７５５９０号公報、特許請求の範囲など 特開２００２−３２７２５１号公報、特許請求の範囲など 特開２００３−３２４２号公報、特許請求の範囲など

しかしながら、特許文献１に記載された技術は、室温で１８０°曲げ加工で割れが発生しないレベルであり、加工中に温度が２００℃以上に達する相当塑性ひずみ１を超えるような逐次加工を行うと溶接部に割れが発生するという問題があった。特許文献２と特許文献３に記載された技術は低温靭性を向上させる技術であり、溶接部の加工性は、逐次加工に耐えうるレベルでないという問題があった。

本発明は、上記した従来技術の問題を有利に解決し、たとえ加工中に材料の温度が２００℃以上に達する相当塑性ひずみ１を超えるような逐次加工を施しても、溶接部の割れ発生の確立が極めて低い、優れた溶接部の加工性を有する、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。

本発明者らは、上記した課題を達成するために、加工中に２００℃以上に達する逐次加工で、材料にどのような金属学的現象が起きているかについて、綿密な調査、検討を行った。

最初に、ＳＵＨ４０９Ｌ、ＳＵＳ４２９、ＳＵＳ４３６Ｌの鋼板を２００〜４００℃に加熱して圧延法により、逐次加工を行ない、硬さの測定を行った。その結果、いずれの鋼種も加工を行うと硬さが上昇することがわかった。

次に、上記の鋼板について、２００〜４００℃で引っ張り試験を行ったところ、応力―ひずみ曲線にセレーションが認められた。このことから、動的ひずみ時効が生じていることが考えられた。

以上の結果から、フェライト系ステンレス鋼は、加工中に２００〜４００℃に達する逐次加工で動的ひずみ時効が生じ、硬さが上昇すると考えられた。溶接部についても同様な現象が生じるために、延性が低下し、割れが発生すると考えた。すなわち、本発明者らは、フェライト系ステンレス鋼における溶接部の加工割れ原因が動的歪時効によるものであるとの知見を見出した。

本発明者らは、上記した知見に基づき、溶接部の耐動的ひずみ時効特性に及ぼす鋼板成分の影響について、綿密な調査、検討を行った。その結果Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎｉ、Ａｌ、ＮおよびＢ含有量を規制すると共に、ＴｉおよびＮｂを一定量含有する鋼板組成とすることにより、耐動的ひずみ時効特性が顕著に向上するという本発明特有の作用効果を得ることができた。

更にまた、ＭｏとＢが共存すると耐動的ひずみ時効特性が格段に劣化するとの知見を見出し、この知見に基づいてＭｏとＢの含有量を規制することにより、耐ひずみ時効特性が顕著に向上するという作用効果を得ることができた。

本発明は、上述した知見に基づき、さらに検討を重ねて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。

（１）質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．０８％以上、１．０％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：１０．０〜２０．０％、Ｎｉ：０．６０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０２０％以下、Ｎｂ：０．１０〜１．００％、Ｔｉ：０．０１〜０．１２％、Ｂ：０．００３０％以下及び残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、かつ、Ａｌ、Ｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂの含有量が下記式を満足し、
質量％でさらに、Ｍｏ：０．０１％以上、３．０％以下を含有し、Ｍｏ、Ｂの含有量が下記（２）式を満足することを特徴とする溶接部の耐動的ひずみ時効特性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
（１／１０．８１）×Ｂ％＋（１／１４．０１）×Ｎ％−（１／９２．９１）×Ｎｂ％／３０≦（１／４７．８７）×Ｔｉ％＋（１／２６．９８）×Ａｌ％／１５…（１）
（Ｂ％）×（Ｍｏ％）≦０．００００１ …（２）

（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：０．０１〜０．５０％、Ｗ：０．００１〜０．０５０％、Ｃｏ：０．０１〜０．２５％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とするフェライト系ステンレス鋼。

（３）（１）または（２）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：０．１％以上、３．０％以下を含有することを特徴とするフェライト系ステンレス鋼。

本発明のフェライト系ステンレス鋼は、加工中に材料の温度が２００℃以上に達する相当塑性ひずみ１を超えるような逐次加工を施しても動的ひずみ時効による溶接部の延性／靭性低下が小さいので、たとえ溶接後に曲げ加工、拡管加工、絞り加工などを組み合わせる方法（逐次加工）を適用しても、溶接部の加工割れ発生の確立を格段に低減することができ、産業上格段の効果を奏する。

以下、本発明を具体的に説明する。

まず、本発明において鋼の成分組成を上記範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。

Ｃ：０．０２０％以下
Ｃは、固溶して動的ひずみ時効の原因となるだけでなく、自動車の排気系部材に適用する場合に重要な特性である耐酸化性を低下させるので、含有量は低い程望ましい。そこで、Ｃ量は０．０２０％以下に限定した。

Ｓｉ：１．０％以下
Ｓｉは、強度を増加し靭性を低下させる元素であり、できるだけ低減することが好ましいが、耐酸化性を高める有効な元素であり、本発明では、Ｓｉは１．０％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、０．１０％以上、０．４０％以下である。

Ｍｎ：０．０８％以上、１．０％以下
Ｍｎは、強度の向上に有効な元素であり、０．１５％以上含有するが、１．０％を越えて多量に含有すると靭性を低下させる。このため、Ｍｎは１．０％以下に限定することが好ましい。

Ｐ：０．０４０％以下
Ｐも、Ｍｎと同様に、強度を高めるのに有効な元素であるが、０．０４０％を超えて多量に含有すると靭性が低下する。このため、Ｐは０．０４０％以下に限定することが好ましい。

Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、Ｔｉなどと結合し硫化物を形成し、加工時の破断の起点となるため、本発明ではできるだけ低減することが好ましいが０．０１０％までは許容できる。このため、Ｓは０．０１０％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．００４％以下である。

Ｃｒ：１０．０〜２０．０％
Ｃｒは、耐熱性、耐酸化性を向上させる元素であり、フェライト系ステンレス鋼板では不可欠の元素である。このような効果は１０．０％以上の含有で顕著となる。一方、２０．０％を超えて含有すると、靭性が低下する。このため、Ｃｒは１０．０〜２０．０％の範囲に限定することが好ましい。

Ｎｉ：０．６０％以下
Ｎｉは、靭性の向上に有利に寄与する元素であるが、０．６０％を超えて含有すると耐酸化性の劣化を招く。このため、Ｎｉは０．６０％以下に限定することが好ましい。

Ａｌ：０．１０％以下
Ａｌは、脱酸剤として作用するとともに、Ｎと結合して固溶Ｎの低減に寄与し、耐動的ひずみ時効特性を向上させる元素であるが、０．１０％を超えて多量に含有すると溶接溶け込み性が低下する。このため、本発明ではＡｌは０．１０％以下に限定した。なお、より好ましくは０．０６％以下である。

Ｎ：０．０２０％以下
Ｎは、Ｃと同じく、固溶して動的ひずみ時効の原因となるため、低い程望ましい。そこで、本発明では、Ｎ量は０．０２０％以下と限定した。

Ｎｂ：０．１０〜１．００％
Ｎｂは、高温強度向上のために添加される。さらに、Ｎｂは、炭窒化物を形成して固溶ＣおよびＮを低減し、動的ひずみ時効を抑制するとともに、Ｃｒの炭窒化物の形成を抑制するので、延性、靭性、耐食性を高める上で有用な元素である。したがって、このような効果を発揮させるためにＮｂを０．１０％以上含有する。しかしながら、１．００％を超えると逆に靭性を低下させる。よって、Ｎｂは０．１０〜１．００％の範囲に限定する。

Ｔｉ：０．０１〜０．１２％
Ｔｉは、優先的に炭窒化物を形成して固溶ＣおよびＮを低減し、動的ひずみ時効を抑制するとともに、Ｃｒの炭窒化物の形成を抑制するので、延性、靭性、溶接性、耐食性を高める上で有用な元素である。したがって、このような効果を発揮させるためにＴｉを０．０１％以上含有する。しかしながら、０．１２％を超えると逆に靭性を低下させるので、Ｔｉは０．０１〜０．１２％の範囲に限定するのが好ましい。

Ｂ：０．００３０％以下
Ｂは、焼き入れ性の向上を通じて特に溶接熱影響部の靭性改善に効果がある。しかしながら、０．００３０％を超える添加では、硬化が大きくなり、母材、溶接熱影響部とも、靭性および加工性が損なわれる。このため、Ｂは、０．００３０％以下に限定する。なお、より好ましくは０．００１０％以下である。

以上、基本成分の適正組成範囲について説明したが、本発明では各成分が上記の組成範囲を単に満足しているだけでは不十分で、次式（１）の関係も併せて満足する必要がある。

（１／１０．８１）×Ｂ％＋（１／１４．０１）×Ｎ％−（１／９２．９１）×Ｎｂ％／３０≦（１／４７．８７）×Ｔｉ％＋（１／２６．９８）×Ａｌ％／１５ …（１）
この式は原子％で標記すると、
Ｂ原子％＋Ｎ原子％−Ｎｂ原子％／３０≦Ｔｉ原子％＋Ａｌ原子％／１５
であり、固溶Ｎを固定する能力は、Ｔｉに対して（原子％）で、Ｎｂは１／３０倍、Ａｌは１／１５倍であることを示している。

上掲式（１）は、ＴｉとＡｌによって、溶接部の固溶ＣおよびＮを優先的に固溶するために必要な条件で、上掲式の関係を満足させることによって、動的ひずみ時効を効果的に抑制することができる。

以上、基本成分について説明したが、本発明ではその他にも、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。

Ｖ：０．０１％〜０．５０％および／またはＷ：０．００１〜０．０５０％、Ｃｏ：０．０１〜０．２５％
ＶおよびＷ、Ｃｏはいずれも、溶接熱影響部の溶接割れ感受性を改善するのに有用な元素であるが、それぞれ含有量が下限に満たないとその添加効果に乏しく、一方上限を超えると母材および熱影響部の靭性の低下を招くので、それぞれ上記範囲内で含有させるのが好ましい。

Ｃｕ：０．１％以上、３．０％以下
Ｃｕは、耐食性を向上させる元素であり、高い耐食性を必要とする場合に選択して０．１％以上含有する。しかしながら、３．０％を超えて添加すると、熱間圧延等における熱間割れの恐れが生じる。このため、Ｃｕは３．０％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、０．１〜１．０％である。

Ｍｏ：０．１０％以上、３．０％以下
Ｍｏも、Ｃｕ同様、耐食性の改善に有効な元素であり、０．１０％以上含有する。Ｍｏを３．０％を越えて添加すると、溶接熱影響部の靭性が劣化する。このためＭｏは３．０％以下に限定することが好ましい。しかしながら、ＭｏとＢが共存すると耐動的ひずみ時効特性が格段に劣化するため、次式（２）の関係を併せて満足する必要がある。

（Ｂ％）×（Ｍｏ％）≦０．００００１…（２）
上掲式（２）は、ＭｏとＢが共存する場合に、耐動的ひずみ時効特性の劣化を小さくするために必要な条件で、上掲式の関係を満足させることによって、Ｍｏの添加による耐食性改善を効果的に行うことができる。

上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Ｏ：０．０１５％以下、Ｍｇ：０．００２０％以下、Ｃａ：０．００２０％以下が許容できる。

次に本発明鋼の好適製造方法について説明する。

上記した好適成分組成の溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等の公知の方法で溶製し、連続鋳造法あるいは造魂―分魂法により鋼素材（スラブ）とする。この鋼素材を、その後加熱するか、あるいは加熱することなく直接、熱間圧延して熱延板とする。熱延板には、通常、熱延板焼鈍が施されるが、用途によっては熱延板焼鈍を省略してもよい。ついで、酸洗後、冷間圧延により冷延板としたのち、再結晶焼鈍を施して製品とする。

なお、本発明鋼の化学組成を所定の範囲内にする方法は、設定する化学組成が決まれば、当業者は常套的な手段を用いて容易に実施することができる。

実施例
以下、実施例に基づいて、本発明をさらに詳しく説明する。

表１に示す成分組成になる鋼（１〜８が参考例、９〜１２が本発明例、１３〜１５が比較例、１６〜２３が従来例）を、小型真空溶解炉で溶製し、１００ｋｇの鋼塊とした。これらの鋼塊を、１０５０〜１２５０℃に加熱後、仕上げ温度：７５０〜９５０℃、巻取り温度：６５０〜８５０℃の条件で熱間圧延を施して４．０ｍｍ厚の熱延板とした。ついで、これらの熱延板の一部に対しては８００〜１０００℃の熱延板焼鈍を施した後、酸洗してから、冷間圧延により板厚２．０ｍｍの冷延板とした後、８５０〜１０５０℃の再結晶焼鈍を施した。

上記のようにして得られた各鋼板から、試験片を採取し、耐動的ひずみ時効特性を次の試験方法に基づいて評価した。

＜耐動的ひずみ時効特性＞
試験片にビード・オン・プレートのティグ溶接を行った。ティグ溶接は、シールドガス（アルゴン）雰囲気中で行い、表面側に２０リットル／ｍｉｎ、裏面側に１０リットル／ｍｉｎのシールドガスを流しながら、溶接入熱を１６５〜２６４Ｊ／ｍｍの範囲で調整して、裏ビード幅が板厚の１〜１．５倍となるようにした。

次に、３００℃での逐次加工として、試験片を３００℃に加熱し、溶接方向を圧延方向として、温間圧延を行った。温間圧延は１０パス行い、板厚０．７５ｍｍ（相当塑性ひずみ１．１）に仕上げた。

次に、温間圧延された試験片の溶接金属中心に２ｍｍ―Ｖノッチを入れ、再び試験片を３００℃に加熱してシャルピー衝撃試験を行った。

溶接部の延性／靭性の評価指標としてシャルピー衝撃試験での吸収エネルギーを用い、吸収エネルギーが、０．６ＭＪ／ｍ^２超を「○」、０．５〜０．６ＭＪ／ｍ^２を「△」、０．５ＭＪ／ｍ^２未満「×」として評価した。

得られた耐動的ひずみ時効特性を表２に示す。

本発明はいずれも、「○」又は「△」の評価であり、極めて優れた耐動的ひずみ時効特性を有する。一方、本発明の範囲を外れる比較例及び従来例は「×」の評価であり、耐動的ひずみ時効特性が劣化している。

Claims (3)

1. 質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．０８％以上、１．０％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：１０．０〜２０．０％、Ｎｉ：０．６０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０２０％以下、Ｎｂ：０．１０〜１．００％、Ｔｉ：０．０１〜０．１２％、Ｂ：０．００３０％以下、及び残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、かつ、Ａｌ、Ｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂの含有量が下記（１）式を満足し、
   質量％でさらに、Ｍｏ：０．０１％以上、３．０％以下を含有し、Ｍｏ、Ｂの含有量が下記（２）式を満足することを特徴とする溶接部の耐動的ひずみ時効特性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
   （１／１０．８１）×Ｂ％＋（１／１４．０１）×Ｎ％−（１／９２．９１）×Ｎｂ％／３０≦（１／４７．８７）×Ｔｉ％＋（１／２６．９８）×Ａｌ％／１５…（１）
   （Ｂ％）×（Ｍｏ％）≦０．００００１ …（２）
2. 質量でさらに、Ｖ：０．０１〜０．５０％、Ｗ：０．００１〜０．０５０％、及びＣｏ：０．０１〜０．２５％からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼。
3. 質量％でさらに、Ｃｕ：０．１％以上、３．０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする請求項１及び２の何れか１項に記載のフェライト系ステンレス鋼。