WO2018135028A1 - フェライト系ステンレス鋼及び自動車排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼 - Google Patents

フェライト系ステンレス鋼及び自動車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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WO2018135028A1
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義洋 岡
藤村　佳幸
一成 今川
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日新製鋼株式会社
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    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to ferritic stainless steel and ferritic stainless steel for automobile exhaust gas path members.
  • Ferritic stainless steel has a smaller thermal expansion coefficient than austenite, and is excellent in thermal fatigue characteristics and high-temperature oxidation characteristics. Therefore, it is used in heat-resistant applications where thermal strain is a problem.
  • Typical applications include automobile exhaust path members such as exhaust manifolds, front pipes, catalyst carrier outer cylinders, center pipes, mufflers, and tail pipes.
  • Recent automobile engines tend to raise the exhaust gas temperature for the purpose of improving exhaust gas purification efficiency and output, and especially high heat resistance (such as exhaust manifold, front pipe, catalyst carrier outer cylinder) High temperature strength and high temperature oxidation resistance) are required.
  • the shape of the exhaust gas path member tends to be complicated.
  • the exhaust manifold and the catalyst carrier outer cylinder are formed into complicated shapes by various methods such as mechanical press molding, servo press molding, spinning processing, and hydroforming.
  • thermal strain associated with starting and stopping of the engine is concentrated at one place, and thermal fatigue failure is likely to occur, and the material temperature is locally increased and abnormal oxidation is likely to occur. Therefore, heat resistance cannot be sacrificed in improving moldability.
  • SUH409L and SUS430J1L are known as ferritic stainless steels with high heat resistance.
  • SUH409L has good processability and is often used for exhaust gas path members.
  • SUS430J1L has excellent heat resistance that can be used at 900 ° C.
  • Patent Document 1 proposes a technique based on a SUS429-based steel composition that improves workability by adding no Nb and suppresses deterioration of thermal fatigue characteristics by adding Cu. However, if it is held for a long time in the Cu precipitation temperature range, the Cu precipitates aggregate and become coarse, and the effect of improving the high temperature strength becomes small. For this reason, this ferritic stainless steel may have reduced thermal fatigue characteristics.
  • Patent Document 2 is based on a SUS429-based steel composition, improves thermal fatigue characteristics by adding Nb and Cu, and increases ⁇ max to leave martensite in the slab and improve slab toughness. suggest. However, since this ferritic stainless steel has a high ⁇ max, when it is heated to a high temperature such as welding, a martensite phase is generated, which may reduce the thermal fatigue characteristics.
  • ferritic stainless steel used for applications such as automobile exhaust gas path members can be processed into complex shapes by various molding methods, and can contribute to the expansion of the design flexibility of members. There has been a demand for high workability. Further, since ferritic stainless steel used for applications such as automobile exhaust gas path members needs to have excellent thermal fatigue characteristics and oxidation characteristics even at high temperatures, it is not desirable that heat resistance is lowered. However, as can be seen from the above patent documents, the present situation is that a ferritic stainless steel in which excellent workability and excellent heat resistance are simultaneously improved has not yet been obtained.
  • An object of the present invention is to provide a ferritic stainless steel excellent in workability and heat resistance and having a good surface quality, and a ferritic stainless steel for automobile exhaust gas passage members.
  • the present invention includes C: 0.03% by mass or less, Si: 0.1 to 0.8% by mass, Mn: 1.0% by mass or less, P: 0.04% by mass or less, S: 0.01 % By mass or less, Ni: 0.5% by mass or less, Cr: 12.0 to 15.0% by mass, N: 0.03% by mass or less, Nb: 0.1 to 0.5% by mass, Cu: 0. Ferritic stainless steel containing 8 to 1.5% by mass, Al: 0.1% by mass or less, the balance being Fe and inevitable impurities, and ⁇ max represented by the following formula (1) being 55 or less .
  • ⁇ max 420C-11.5Si + 7Mn + 23Ni-11.5Cr + 470N + 9Cu-52Al + 1189 (1)
  • C, Si, Mn, Ni, Cr, N, Cu, and Al mean mass% of the element.
  • C 0.03% by mass or less
  • Si 0.1 to 0.8% by mass
  • Mn 1.0% by mass or less
  • P 0.04% by mass or less
  • S 0.01 %
  • Ni 0.5% by mass or less
  • Cr 12.0 to 15.0% by mass
  • N 0.03% by mass or less
  • Nb 0.1 to 0.5% by mass
  • Cu 0. Ferrite for automobile exhaust gas path member containing 8 to 1.5 mass%
  • Al 0.1 mass% or less
  • the balance being Fe and inevitable impurities
  • ⁇ max represented by the following formula (1) being 55 or less Stainless steel.
  • ⁇ max 420C-11.5Si + 7Mn + 23Ni-11.5Cr + 470N + 9Cu-52Al + 1189 (1)
  • C, Si, Mn, Ni, Cr, N, Cu, and Al mean mass% of the element.
  • ferritic stainless steel and ferritic stainless steel for automobile exhaust gas path members that are excellent in workability and heat resistance and have good surface quality.
  • the ferritic stainless steel of the present invention contains C, Si, Mn, P, S, Ni, Cr, N, Nb, Cu and Al, with the balance being Fe and inevitable impurities. Moreover, this ferritic stainless steel may further contain one or more selected from the group consisting of Ti, Mo, V, Zr, W, Co, and B as an optional component. Here, in this specification, it shows that it can contain to an unavoidable impurity level about content of the element which does not prescribe
  • C and N are generally effective elements for improving high temperature strength such as creep strength.
  • C and N are excessively contained, a martensite phase is easily generated, and thermal fatigue characteristics, oxidation characteristics, and workability are deteriorated.
  • Nb is added as an element for fixing C and N as carbonitrides
  • it is necessary to add Nb in an amount corresponding to the C and N concentration so the cost of ferritic stainless steel increases.
  • C and N are significantly reduced, the burden on steelmaking becomes excessive, leading to an increase in cost.
  • both C and N are regulated to 0.03 mass% or less. In consideration of oxidation characteristics and workability, it is desirable that both C and N be 0.015% by mass or less.
  • Cr is restricted to 12.0 to 15.0% by mass.
  • Mn is an alloy element that improves the high-temperature oxidation characteristics of ferritic stainless steel, particularly scale peelability, but excessive addition of Mn degrades workability. Moreover, since it is an austenite phase stabilizing element, when Mn is excessively added to a steel type with a small amount of Cr, a martensite phase is likely to be generated, resulting in deterioration of thermal fatigue characteristics and workability. Therefore, Mn is regulated to 1.0% by mass or less, preferably 0.8% by mass or less.
  • P and S adversely affect high-temperature oxidation resistance and hot-rolled sheet toughness, they are preferably reduced as much as possible. Therefore, P is regulated to 0.04 mass% or less, and S is regulated to 0.01 mass% or less.
  • Ni is an element effective for improving low-temperature toughness.
  • Ni is an austenite phase stabilizing element, when Ni is excessively added to a steel type having a low Cr content, a martensite phase is generated in the same manner as Mn, and thermal fatigue characteristics and workability are deteriorated.
  • the Ni content is regulated to 0.5% by mass or less.
  • the minimum of Ni content is not specifically limited, Preferably it exceeds 0 mass%, More preferably, it is 0.01 mass% or more.
  • Nb fixes C and N as carbonitrides, and the remaining solid solution Nb to which carbonitrides are fixed exhibits the effect of increasing the high-temperature strength.
  • the Nb content is regulated to 0.1 to 0.5% by mass, preferably 0.2 to 0.4% by mass.
  • Cu is an element that improves high temperature strength. In order to obtain the required high temperature strength, a Cu content of 0.8% by mass or more is necessary. However, as the Cu content increases, the workability and high temperature oxidation resistance deteriorate. Therefore, the Cu content is regulated to 0.8 to 1.5% by mass, preferably 0.9 to 1.3% by mass.
  • Al is added as a deoxidizer during steelmaking and also exhibits an effect of improving high-temperature oxidation resistance.
  • excessive addition of Al deteriorates surface properties and adversely affects workability. Therefore, the smaller the Al content, the better, and the content is regulated to 0.1% by mass or less, preferably 0.05% by mass or less.
  • Ti is an element that improves the ductility and workability by fixing solute C and N in steel as carbonitride. Ti can also be expected to have the effect of suppressing the grain boundary precipitation of Cr carbide and improving the corrosion resistance. However, when an excessive amount of Ti is added, the surface properties of the steel material deteriorate due to the formation of TiN, which adversely affects weldability and low temperature toughness. Therefore, Ti may be added as necessary at 0.20 mass% or less, preferably 0.1 mass% or less.
  • Mo, V, Zr, W, and Co are elements that improve high-temperature strength and heat fatigue resistance by solid solution strengthening or precipitation strengthening.
  • Mo, Zr, W, and Co may each be 0.5 mass% or less, and V may be 0.1 mass% or less, if necessary.
  • B is an element that improves the secondary workability of steel and suppresses cracking during multistage forming. However, when B is added excessively, manufacturability and weldability deteriorate. Therefore, B may be added as necessary at 0.01 mass% or less.
  • Equations (1) and (2) indicate ⁇ max and are an austenite phase generation index. If ⁇ max is too high, a martensite phase is likely to be formed, but if a martensite phase is present, thermal fatigue properties are reduced. Therefore, ⁇ max is regulated to 55 or less so as not to generate a martensite phase.
  • (1) Formula is (gamma) max when Mo or Ti which is an arbitrary component is not included, (2) Formula is (gamma) max when Mo or Ti which is an arbitrary component is included.
  • ⁇ max 420C-11.5Si + 7Mn + 23Ni-11.5Cr + 470N + 9Cu-52Al + 1189
  • ⁇ max 420C-11.5Si + 7Mn + 23Ni-11.5Cr + 470N + 9Cu-12Mo-49Ti-52Al + 189
  • C, Si, Mn, Ni, Cr, N, Cu, Al, Mo, and Ti mean mass% of the element.
  • the method for producing the ferritic stainless steel of the present invention is not particularly limited.
  • the slab cast by a predetermined method is heated to 1000 to 1250 ° C. for 1 to 3 hours, A step of rolling, a step of annealing at a temperature of 900 to 1100 ° C., a step of pickling and cold rolling by a predetermined method, and a step of annealing and annealing at a temperature of 900 to 1100 ° C. are sequentially performed. It may be manufactured by.
  • the ferritic stainless steel of the present invention thus produced, even if the slab heating temperature is lowered, the Fe-based oxide scale is uniformly generated, and the surface quality during hot rolling is good. Moreover, this ferritic stainless steel is excellent in workability and heat resistance. Therefore, the ferritic stainless steel of the present invention is suitable for heat resistance, particularly for automobile exhaust gas path members.
  • a method for confirming the generation state of oxide scale when the slab heating temperature is lowered will be described.
  • the ingot is cut into 5 mmt x 25 mmw x 35 mmL, the surface is polished with a # 120 polishing belt, and the furnace is heated at 1000 ° C. for 2 hours in an electric furnace that reproduces the same amount of oxygen and water vapor as the hot rolling furnace.
  • the generation state of oxide scale was confirmed by cross-sectional observation. Those in which the oxide scale mainly composed of Fe was uniformly generated were evaluated as good (O: the same applies below), and those not locally generated or generated were evaluated as defective (X: the same applies below).
  • a cold-rolled annealed plate having a thickness of 1.5 mm was subjected to a high temperature oxidation test and workability evaluation.
  • a test piece having a size of 25 mm ⁇ 35 mm was prepared, and a continuous oxidation test of 875 ° C. ⁇ 200 h in the furnace was carried out in an air atmosphere in an electric furnace, and then the weight of the test piece was measured. .
  • the weight change was 5 mg / cm 2 or less compared with the weight before the test, the case where the weight change exceeded 5 mg / cm 2 was evaluated as x.
  • About workability evaluation it evaluated by the normal temperature tension test.
  • a JIS No. 13 B test piece was prepared and the elongation at break in the rolling direction was measured. Evaluation was made with a breaking elongation of 35% or more as ⁇ and a elongation less than 35% as x.
  • a thermal fatigue test piece was prepared from the round bar annealed material and subjected to a thermal fatigue test.
  • the range of the minimum temperature of 200 ° C and the maximum temperature of 750 ° C is heated and cooled at 3 ° C / second with a high-frequency heating device, and the holding time at the minimum and maximum temperatures is 30 seconds each, and this is one cycle It was.
  • the restraint rate was set to 25%.
  • the number of cycles in which the maximum stress per cycle was reduced by 25% from the steady-state value was defined as thermal fatigue life, and those with a thermal fatigue life of 1600 cycles or more were evaluated as ⁇ and those with less than 1600 cycles as x.
  • the ferritic stainless steels of Comparative Example 21 that does not contain Nb, Comparative Example 24 in which Nb is less than the lower limit, and Comparative Example 28 in which Cu is less than the lower limit are insufficient in high-temperature strength, so that they have thermal fatigue characteristics. Decreased. Furthermore, since the ferritic stainless steel of Comparative Example 28 had an excessive Cr content, the workability was lowered and an Fe-based oxide scale was generated nonuniformly when heated at 1000 ° C. for 2 hours. In the ferritic stainless steels of Comparative Examples 22 and 23, since ⁇ max exceeds the upper limit value, a martensite phase is easily generated, and the thermal fatigue characteristics are deteriorated.
  • the ferritic stainless steel of Comparative Example 23 has a high C content, workability was also insufficient.
  • the Ni content and ⁇ max exceeded the upper limit values, so the thermal fatigue characteristics were lowered, and the Cr content was small, so the high temperature oxidation characteristics were insufficient.
  • the ferritic stainless steel of Comparative Example 25 Since the ferritic stainless steel of Comparative Example 25 has a high Si content, an Fe-based oxide scale is not uniformly formed when heated at 1000 ° C. for 2 hours, and since the Si and Nb contents are high, workability is increased. Also declined. In the ferritic stainless steel of Comparative Example 26, since N and Al were excessive, workability was lowered. Since the ferritic stainless steel of Comparative Example 29 has a low Si content, the high-temperature oxidation characteristics deteriorated. Since the ferritic stainless steel of Comparative Example 30 has excessive Mn and Cu contents, workability deteriorated along with high-temperature oxidation characteristics.
  • the ferritic stainless steel according to the present invention is excellent in surface quality, high temperature oxidation characteristics, workability and thermal fatigue characteristics, and various internal combustion engines including automobiles such as exhaust manifolds, front pipes, center pipes and catalytic converter outer cylinders. It is suitable for use in the exhaust gas flow path member.

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Abstract

本発明は、Ｃ：０．０３質量％以下、Ｓｉ：０．１～０．８質量％、Ｍｎ：１．０質量％以下、Ｐ：０．０４質量％以下、Ｓ：０．０１質量％以下、Ｎｉ：０．５質量％以下、Ｃｒ：１２．０～１５．０質量％、Ｎ：０．０３質量％以下、Ｎｂ：０.１～０.５質量％、Ｃｕ：０．８～１．５質量％、Ａｌ：０．１質量％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ下記（１）式で示されるγｍａｘが５５以下であるフェライト系ステンレス鋼である。　γｍａｘ＝４２０Ｃ－１１．５Ｓｉ＋７Ｍｎ＋２３Ｎｉ－１１．５Ｃｒ＋４７０Ｎ＋９Ｃｕ－５２Ａｌ＋１８９・・・(１)　式中、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｎ、Ｃｕ及びＡｌは、当該元素の質量％を意味する。

Description

フェライト系ステンレス鋼及び自動車排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼
　本発明は、フェライト系ステンレス鋼及び自動車排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼に関する。
　フェライト系ステンレス鋼は、オーステナイト系と比較して熱膨張係数が小さく、熱疲労特性及び高温酸化特性に優れていることから、熱歪が問題となる耐熱用途に使用されている。その代表的用途としては、エキゾーストマニホールド、フロントパイプ、触媒担体外筒、センターパイプ、マフラー、テールパイプなどの自動車排ガス経路部材が挙げられる。
　最近の自動車エンジンは、排気ガス浄化効率及び出力の向上を目的として、排気ガス温度を上昇させる傾向にあり、エキゾーストマニホールド、フロントパイプ、触媒担体外筒などのエンジンに近い部材には特に高い耐熱性（高温強度、耐高温酸化性）が要求される。また、近年、排ガス経路部材の形状は複雑化する傾向がある。特に、エキゾーストマニホールド及び触媒担体外筒は、メカプレス成形、サーボプレス成形、スピニング加工、ハイドロフォームなどの様々な方法で複雑な形状に成形される。形状が複雑化すると、エンジンの起動及び停止に伴う熱歪が１箇所に集中して熱疲労破壊が起こり易くなるとともに、局所的に材料温度が上昇し、異常酸化も生じ易くなる。そのため、成形性の改善を図る上で耐熱性を犠牲にすることはできない。
　耐熱性の高いフェライト系ステンレス鋼としては、ＳＵＨ４０９Ｌ及びＳＵＳ４３０Ｊ１Ｌが知られている。ＳＵＨ４０９Ｌは加工性が良好であり、排ガス経路部材にも多く使用されている。しかし、その耐熱性レベルを考慮すると、材料温度が８００℃を超える用途への適用は好ましくない。一方、ＳＵＳ４３０Ｊ１Ｌは９００℃での使用も可能な優れた耐熱性を有する。しかし、硬質であるため、加工性の点で適用が困難な可能性がある。
　そこで、以下のようなフェライト系ステンレス鋼が開発されている。
　特許文献１は、ＳＵＳ４２９系の鋼組成をベースとし、Ｎｂを無添加にすることで加工性を向上させるとともに、Ｃｕを添加することで熱疲労特性の低下を抑制する技術を提案する。しかし、Ｃｕ析出温度域で長時間保持されると、Ｃｕの析出物が凝集して粗大化し、高温強度の向上効果は小さくなる。そのため、このフェライト系ステンレス鋼は、熱疲労特性が低下する可能性がある。
　特許文献２は、ＳＵＳ４２９系の鋼組成をベースとし、Ｎｂ及びＣｕの添加によって熱疲労特性を向上させるとともに、γｍａｘを高めにすることによってスラブにマルテンサイトを残存させてスラブ靭性を向上させる技術を提案する。しかし、このフェライト系ステンレス鋼はγｍａｘが高いため、溶接などのように高温に加熱された際に、マルテンサイト相が生成してしまい、熱疲労特性が低下する可能性がある。
特開２０１２－１８８７４８号公報 特開２０１２－００７１９５号公報
　上述のように、自動車排ガス経路部材などの用途に用いられるフェライト系ステンレス鋼には、様々な成形法で複雑形状に加工することが可能であり、部材の設計自由度の拡大に貢献し得る優れた加工性が要求されるようになってきた。また、自動車排ガス経路部材などの用途に用いられるフェライト系ステンレス鋼には、高温においても優れた熱疲労特性及び酸化特性が必要とされているため、耐熱性が低下することは望ましくない。しかし、上記の特許文献からわかるように、優れた加工性と、優れた耐熱性とを同時に改善したフェライト系ステンレス鋼は未だ得られていないのが現状である。
　なお、加工性の向上手段として一般的な手段である低合金化を目的としてＣｒ及びＳｉを低減する方法がある。しかし、この方法では、γｍａｘが上昇するため、高温で使用された際にマルテンサイト相が生成し易くなり、熱疲労特性が低下する。また、Ｃｒ及びＳｉを低減すると、高温酸化特性も低下する。
　また、一般的な加工性の向上手段として熱間圧延時のひずみを増加させるためにスラブ加熱温度を低下させる方法があるが、その場合、表面品質が低下することが知られている。しかも、その原因及び対処法は特定されていない。
　本発明は、加工性及び耐熱性に優れるとともに表面品質も良好なフェライト系ステンレス鋼及び自動車排ガス経路部材用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。
　フェライト系ステンレス鋼において、加工性向上のためにＣｒ及びＳｉを低減すると、γｍａｘが上昇してマルテンサイト相が生成し易くなるため、熱疲労特性が低下する。そこで、本発明では、γｍａｘとマルテンサイト相生成及び熱疲労特性との関係を検討した結果、γｍａｘが５５以下であれば、マルテンサイト相が生成せず、熱疲労特性への影響も無いことを見出した。
　また、加工性向上のために熱間圧延時にスラブ加熱温度を低くした場合、表面品質が低下する。そこで、本発明では、スラブ加熱温度を低くした場合の酸化スケールの生成状態に着目して種々検討した。その結果、スラブ加熱時にＦｅ主体の酸化スケールが均一に生成せずに局所的に生成することが表面品質が低下する原因の一つであることを見出した。Ｆｅ主体の酸化スケールが局所的に生成した場合、Ｆｅ主体の酸化スケールの薄い部分と熱間圧延機のロールとの接触により、表面欠陥が発生すると考えられる。そこで、本発明者らが鋭意検討した結果、熱間圧延時のスラブ加熱温度を低くした場合における局所的な酸化スケールの生成にＳｉ及びＣｒが大きく影響することを見出した。そして、Ｓｉ及びＣｒの添加量を規制することで、スラブ加熱温度を低下させても、Ｆｅ主体の酸化スケールが均一に生成し、熱間圧延時の表面品質を向上させ得ることを見出した。
　すなわち、本発明は、Ｃ：０．０３質量％以下、Ｓｉ：０．１～０．８質量％、Ｍｎ：１．０質量％以下、Ｐ：０．０４質量％以下、Ｓ：０．０１質量％以下、Ｎｉ：０．５質量％以下、Ｃｒ：１２．０～１５．０質量％、Ｎ：０．０３質量％以下、Ｎｂ：０．１～０．５質量％、Ｃｕ：０．８～１．５質量％、Ａｌ：０．１質量％以下を含有し残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ下記（１）式で示されるγｍａｘが５５以下であるフェライト系ステンレス鋼である。
　γｍａｘ＝４２０Ｃ－１１．５Ｓｉ＋７Ｍｎ＋２３Ｎｉ－１１．５Ｃｒ＋４７０Ｎ＋９Ｃｕ－５２Ａｌ＋１８９・・・(１)
　式中、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｎ、Ｃｕ及びＡｌは、当該元素の質量％を意味する。
　また、本発明は、Ｃ：０．０３質量％以下、Ｓｉ：０．１～０．８質量％、Ｍｎ：１．０質量％以下、Ｐ：０．０４質量％以下、Ｓ：０．０１質量％以下、Ｎｉ：０．５質量％以下、Ｃｒ：１２．０～１５．０質量％、Ｎ：０．０３質量％以下、Ｎｂ：０．１～０．５質量％、Ｃｕ：０．８～１．５質量％、Ａｌ：０．１質量％以下を含有し残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ下記（１）式で示されるγｍａｘが５５以下である自動車排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼である。
　γｍａｘ＝４２０Ｃ－１１．５Ｓｉ＋７Ｍｎ＋２３Ｎｉ－１１．５Ｃｒ＋４７０Ｎ＋９Ｃｕ－５２Ａｌ＋１８９・・・(１)
　式中、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｎ、Ｃｕ及びＡｌは、当該元素の質量％を意味する。
　本発明によれば、加工性及び耐熱性に優れるとともに表面品質も良好なフェライト系ステンレス鋼及び自動車排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼を提供することができる。
　本発明のフェライト系ステンレス鋼は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｎ、Ｎｂ、Ｃｕ及びＡｌを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。また、このフェライト系ステンレス鋼は、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｚｒ、Ｗ、Ｃｏ及びＢからなる群から選択される１種以上を任意成分としてさらに含有してもよい。
　ここで、本明細書において、下限の規定がない元素の含有量については、不可避的不純物レベルまで含み得ることを示す。
　以下に各元素の限定理由について説明する。
　Ｃ及びＮは、一般的にはクリープ強度などの高温強度向上に有効な元素とされている。しかしながら、Ｃ及びＮが過剰に含まれると、マルテンサイト相が生成し易くなり、熱疲労特性、酸化特性及び加工性が低下する。Ｃ及びＮを炭窒化物として固定する元素としてＮｂを添加している鋼組成では、Ｃ及びＮ濃度に見合った量のＮｂを添加する必要があるため、フェライト系ステンレス鋼のコストが上昇する。一方で、Ｃ及びＮの大幅な低減を図ると、製鋼への負担が過大となってコスト増を招く。これらの理由から、本発明では、Ｃ及びＮともに０.０３質量％以下に規制した。なお、酸化特性及び加工性を考慮すると、Ｃ及びＮともに０.０１５質量％以下にすることが望ましい。
　Ｓi及びＣrは、いずれも高温酸化特性及び加工性に大きく影響する。Ｓｉ及びＣｒの添加量が多いほど、高温酸化特性は良好になるが、加工性が低下する。また、高温酸化特性が良好になる反面、熱間圧延時のスラブ加熱温度を低下した場合、Ｆｅ主体の酸化スケールが均一に生成せずに局所的に生成するため表面品質が低下する。表面品質を付与するためにもＳｉ及びＣｒの添加範囲を厳密に規制する必要がある。したがって、加工性、耐高温酸化特性及び熱間圧延時の表面品質を両立させるために、Ｓｉは、０．１～０．８質量％、好ましくは０．２～０．６質量％に規制した。また、同様の理由から、Ｃｒは、１２．０～１５．０質量％に規制した。
　Ｍｎは、フェライト系ステンレス鋼の高温酸化特性、特にスケール剥離性を改善する合金元素であるが、Ｍｎの過剰添加は加工性を劣化させる。また、オーステナイト相安定化元素であるため、Ｃｒの添加量が少ない鋼種にＭｎを過剰添加するとマルテンサイト相が生成し易くなり、熱疲労特性及び加工性の劣化を招く。したがって、Ｍｎは、１．０質量％以下、好ましくは０．８質量％以下に規制した。
　Ｐ及びＳは、耐高温酸化性及び熱延板の靭性に悪影響を及ぼすので、可能な限り低減することが好ましい。そのため、Ｐは０．０４質量％以下、Ｓは０．０１質量％以下に規制した。
　Ｎｉは、低温靱性の改善に有効な元素である。しかしながら、Ｎｉは、オーステナイト相安定化元素であるため、Ｃｒ含有量の少ない鋼種にＮｉを過剰添加すると、Ｍｎと同様にマルテンサイト相を生成し、熱疲労特性及び加工性を低下させる。また、Ｎｉは価格が高いことからも、Ｎｉの過剰添加は避けるべきである。そこで、Ｎｉ含有量は０．５質量％以下に規制した。Ｎｉ含有量の下限は特に限定されないが、好ましくは０質量％超過、より好ましくは０．０１質量％以上である。
　Ｎｂは、Ｃ及びＮを炭窒化物として固定し、炭窒化物を固定した残りの固溶Ｎｂは高温強度を上昇させる作用を呈する。しかし、過剰量のＮｂを添加すると、加工性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．１～０．５質量％、好ましくは０．２～０．４質量％に規制した。
　Ｃｕは、高温強度を向上させる元素である。必要な高温強度を得る上では、０．８質量％以上のＣｕ含有量が必要である。しかし、Ｃｕ含有量の増加に伴い、加工性及び耐高温酸化特性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は、０．８～１．５質量％、好ましくは０．９～１．３質量％に規制した。
　Ａｌは、製鋼時に脱酸剤として添加され、耐高温酸化性を改善する作用も呈する。しかし、Ａｌの過剰添加は、表面性状を低下させ、加工性に悪影響を及ぼす。したがって、Ａｌ含有量は少ないほど望ましく、０．１質量％以下、好ましくは０．０５質量％以下に規制した。
　Ｔｉは、鋼中の固溶Ｃ及びＮを炭窒化物として固定して延性及び加工性を向上させる元素である。また、Ｔｉは、Ｃｒ炭化物の粒界析出を抑制し、耐食性を改善する効果も期待できる。しかし、過剰量のＴｉを添加すると、ＴｉＮの生成に起因して鋼材の表面性状が劣化し、溶接性及び低温靭性に悪影響を及ぼす。したがって、Ｔｉは０．２０質量％以下、好ましくは０．１質量％以下で必要に応じて添加してもよい。
　Ｍｏ、Ｖ、Ｚｒ、Ｗ及びＣｏは、高温強度及び耐熱疲労特性を固溶強化又は析出強化によって向上させる元素である。しかし、過剰量の添加は鋼材が過度に硬化するので、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｗ及びＣｏは各０．５質量％以下、Ｖは０．１質量％以下で必要に応じて添加してもよい。
　Ｂは、鋼の二次加工性を向上させ、多段成形時の割れを抑制する元素である。しかし、Ｂを過剰に添加すると、製造性及び溶接性が劣化する。したがって、Ｂは０．０１質量％以下で必要に応じて添加してもよい。
　（１）及び（２）式は、γｍａｘを示しておりオーステナイト相生成指標である。γｍａｘが高すぎるとマルテンサイト相が生成し易くなるが、マルテンサイト相が存在すると熱疲労特性が低下する。したがって、マルテンサイト相を生成させないためにγｍａｘを５５以下に規制した。なお、（１）式は、任意成分であるＭｏ又はＴｉを含まない場合のγｍａｘ、（２）式は、任意成分であるＭｏ又はＴｉを含む場合のγｍａｘである。
　γｍａｘ＝４２０Ｃ－１１．５Ｓｉ＋７Ｍｎ＋２３Ｎｉ－１１．５Ｃｒ＋４７０Ｎ＋９Ｃｕ－５２Ａｌ＋１８９・・・(１)
　γｍａｘ＝４２０Ｃ－１１．５Ｓｉ＋７Ｍｎ＋２３Ｎｉ－１１．５Ｃｒ＋４７０Ｎ＋９Ｃｕ－１２Ｍｏ－４９Ｔｉ－５２Ａｌ＋１８９・・・(２)
　ここで、（１）及び（２）式において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｎ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｍｏ及びＴｉは、当該元素の質量％を意味する。
　本発明のフェライト系ステンレス鋼の製造方法は特段の制約があるものではないが、所定の方法で鋳造されたスラブを１０００～１２５０℃に１～３時間加熱する工程と、所定の方法で熱間圧延する工程と、９００～１１００℃の温度で焼鈍する工程と、酸洗して所定の方法で冷間圧延する工程と、９００～１１００℃の温度で焼鈍して酸洗する工程とを順次行うことによって製造すればよい。
　このようにして製造される本発明のフェライト系ステンレス鋼は、スラブ加熱温度を低下させても、Ｆｅ主体の酸化スケールが均一に生成し、熱間圧延時の表面品質は良好である。また、このフェライト系ステンレス鋼は、加工性及び耐熱性にも優れている。そのため、本発明のフェライト系ステンレス鋼は、耐熱用、特に、自動車排ガス経路部材用として適している。
　以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、これらの実施例に本発明が限定されるわけではない。
　表１の鋼組成をもつ各種フェライト系ステンレス鋼を真空溶解炉で溶製し、３０ｋｇのインゴットに鋳造した。インゴット（スラブ）を１１００℃×２ｈ加熱した後、熱間圧延、焼鈍、冷間圧延及び仕上げ焼鈍を順次行うことによって板厚１．５ｍｍの冷延焼鈍板を製造した。また、インゴットを鍛造及び焼鈍して丸棒焼鈍材も製造した。表中、Ｎｏ.１～２０は本発明鋼、Ｎｏ.２１～３０は比較鋼である。その中でも、Ｎｏ．２１は特許文献１に相当する鋼、Ｎｏ．２２は特許文献２に相当する鋼である
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　スラブ加熱温度を低下させた場合の酸化スケールの生成状態を確認する方法について説明する。
　インゴットを５ｍｍｔ×２５ｍｍｗ×３５ｍｍＬに切り出し、表面を＃１２０の研磨ベルトにて研磨し、熱延加熱炉と同様な酸素量及び水蒸気量を再現した電気炉にて、炉内加熱１０００℃×２ｈ加熱した後、断面観察により酸化スケールの生成状態を確認した。Ｆｅ主体の酸化スケールが均一に生成しているものを良好（○：以下同様）、局所的に生成又は生成していないものを不良（×：以下同様）として評価した。
　板厚１．５ｍｍの冷延焼鈍板を高温酸化試験及び加工性評価に供した。
　高温酸化試験については、２５ｍｍ×３５ｍｍの大きさの試験片を作製し、電気炉にて、炉内加熱８７５℃×２００ｈの連続酸化試験を大気雰囲気で実施した後、試験片の重量を測定した。酸化増量の測定結果は、試験前の重量と比較し、重量変化が５ｍｇ／ｃｍ2以下のものを○、５ｍｇ／ｃｍ2を超える重量変化があったものを×として評価した。
　加工性評価については、常温引張試験にて評価した。ＪＩＳ１３号Ｂ試験片を作製して圧延方向破断伸びを測定した。破断延びが３５％以上のものを○、３５％未満のものを×として評価した。
　丸棒焼鈍材から熱疲労試験片を作製して熱疲労試験に供した。ここで、熱疲労試験片には、直径１０ｍｍの丸棒焼鈍材を切削加工し、標点間中央部に直径が７ｍｍとなるようにＲ＝２．８３ｍｍの切欠きを設けた丸棒試験片を用いた（標点間長さは１５ｍｍ）。熱疲労試験では、高周波加熱装置にて最低温度２００℃、最高温度７５０℃の範囲を３℃／秒で加熱冷却するとともに、最低及び最高温度での保持時間をそれぞれ３０秒とし、これを１サイクルとした。また、熱疲労試験では、拘束率を２５％として実施した。サイクルごとの最大応力が定常時の値より２５％低下したサイクル数を熱疲労寿命とし、熱疲労寿命が１６００サイクル以上のものを○、１６００サイクル未満のものを×として評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２にみられるように、本発明例のフェライト系ステンレス鋼は、いずれも酸化スケールの生成状態、高温酸化特性、加工性及び熱疲労特性に優れていた。
　これに対して、Ｎｂを含まない比較例２１、Ｎｂが下限値を下回る比較例２４及びＣｕが下限値を下回る比較例２８のフェライト系ステンレス鋼は、高温強度が不十分であるため熱疲労特性が低下した。さらに、比較例２８のフェライト系ステンレス鋼は、Ｃｒ含有量が過剰であるため、加工性が低下するとともに、１０００℃×２ｈ加熱時にＦｅ主体の酸化スケールが不均一に生成した。
　比較例２２及び２３のフェライト系ステンレス鋼は、γｍａｘが上限値を上回るため、マルテンサイト相が生成し易く、熱疲労特性が低下した。さらに、比較例２３のフェライト系ステンレス鋼は、Ｃの含有量が多いため、加工性も不十分であった。
　比較例２７のフェライト系ステンレス鋼は、Ｎｉ含有量及びγｍａｘが上限値を上回るため熱疲労特性が低下するとともに、Ｃｒ含有量が少ないため高温酸化特性も不十分であった。
　比較例２５のフェライト系ステンレス鋼は、Ｓｉの含有量が多いため、１０００℃×２ｈ加熱時にＦｅ主体の酸化スケールが均一に生成せず、また、Ｓｉ及びＮｂの含有量が多いため、加工性も低下した。
　比較例２６のフェライト系ステンレス鋼は、Ｎ及びＡｌが過剰であるため加工性が低下した。
　比較例２９のフェライト系ステンレス鋼は、Ｓｉ含有量が少ないため高温酸化特性が低下した。
　比較例３０のフェライト系ステンレス鋼は、Ｍｎ及びＣｕ含有量が過剰であるため高温酸化特性とともに加工性が低下した。
　以上のように、比較例のフェライト系ステンレス鋼では、いずれも酸化スケールの生成状態、高温酸化特性、加工性及び熱疲労特性のいずれかが不十分であった。
　本出願は、２０１７年１月１９日に出願した日本国特許出願第２０１７－７８４２号に基づく優先権を主張するものであり、これらの日本国特許出願の全内容を本出願に援用する。
産業上の利用の可能性
　本発明に係るフェライト系ステンレス鋼は、表面品質、高温酸化特性、加工性及び熱疲労特性に優れており、エキゾーストマニホールド、フロントパイプ、センターパイプ、触媒コンバーター外筒などの、自動車をはじめとする各種内燃機関の排ガス流路部材に用いるのに好適である。

Claims (5)

  1. 　Ｃ：０．０３質量％以下、
    　Ｓｉ：０．１～０．８質量％、
    　Ｍｎ：１．０質量％以下、
    　Ｐ：０．０４質量％以下、
    　Ｓ：０．０１質量％以下、
    　Ｎｉ：０．５質量％以下、
    　Ｃｒ：１２．０～１５．０質量％、
    　Ｎ：０．０３質量％以下、
    　Ｎｂ：０.１～０.５質量％、
    　Ｃｕ：０．８～１．５質量％、
    　Ａｌ：０．１質量％以下
    を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ下記（１）式で示されるγｍａｘが５５以下であるフェライト系ステンレス鋼。
    　γｍａｘ＝４２０Ｃ－１１．５Ｓｉ＋７Ｍｎ＋２３Ｎｉ－１１．５Ｃｒ＋４７０Ｎ＋９Ｃｕ－５２Ａｌ＋１８９・・・(１)
    　式中、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｎ、Ｃｕ及びＡｌは、当該元素の質量％を意味する。
  2. 　Ｔｉ：０．２０質量％以下、Ｍｏ：０．５質量％以下、Ｖ：０．１質量％以下、Ｚｒ：０．５質量％以下、Ｗ：０．５質量％以下、Ｃｏ：０．５質量％以下、Ｂ：０．０１質量％以下からなる群から選択される１種以上をさらに含有し、かつ下記（２）式で示されるγｍａｘが５５以下である請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼。
    　γｍａｘ＝４２０Ｃ－１１．５Ｓｉ＋７Ｍｎ＋２３Ｎｉ－１１．５Ｃｒ＋４７０Ｎ＋９Ｃｕ－１２Ｍｏ－４９Ｔｉ－５２Ａｌ＋１８９・・・(２)
    　式中、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｎ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｔｉ及びＡｌは、当該元素の質量％を意味する。
  3. 　耐熱用である請求項１又は２に記載のフェライト系ステンレス鋼。
  4. 　Ｃ：０．０３質量％以下、
    　Ｓｉ：０．１～０．８質量％、
    　Ｍｎ：１．０質量％以下、
    　Ｐ：０．０４質量％以下、
    　Ｓ：０．０１質量％以下、
    　Ｎｉ：０．５質量％以下、
    　Ｃｒ：１２．０～１５．０質量％、
    　Ｎ：０．０３質量％以下、
    　Ｎｂ：０.１～０.５質量％、
    　Ｃｕ：０．８～１．５質量％、
    　Ａｌ：０．１質量％以下
    を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ下記（１）式で示されるγｍａｘが５５以下である自動車排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼。
    　γｍａｘ＝４２０Ｃ－１１．５Ｓｉ＋７Ｍｎ＋２３Ｎｉ－１１．５Ｃｒ＋４７０Ｎ＋９Ｃｕ－５２Ａｌ＋１８９・・・(１)
    　式中、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｎ、Ｃｕ及びＡｌは、当該元素の質量％を意味する。
  5. 　Ｔｉ：０．２０質量％以下、Ｍｏ：０．５質量％以下、Ｖ：０．１質量％以下、Ｚｒ：０．５質量％以下、Ｗ：０．５質量％以下、Ｃｏ：０．５質量％以下、Ｂ：０．０１質量％以下からなる群から選択される１種以上をさらに含有し、かつ下記（２）式で示されるγｍａｘが５５以下である請求項４に記載の自動車排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼。
    　γｍａｘ＝４２０Ｃ－１１．５Ｓｉ＋７Ｍｎ＋２３Ｎｉ－１１．５Ｃｒ＋４７０Ｎ＋９Ｃｕ－１２Ｍｏ－４９Ｔｉ－５２Ａｌ＋１８９・・・(２)
    　式中、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｎ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｔｉ及びＡｌは、当該元素の質量％を意味する。
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