(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｒ：３．０〜１６．９％、Ｎｉ：１．０％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｎｂ：０．３６〜１．０％を含有し、残部はＦｅよび不可避的不純物からなることを特徴とする、高温強度、加工性および表面性状に優れたＣｒ含有鋼。
【請求項２】
請求項１に記載の鋼において、上記成分の他にさらに、重量％で、
Ｔｉ：０．５  ％以下、
Ｚｒ：０．５  ％以下、
Ｖ：０．５  ％以下および
Ａｌ：０．５  ％以下
のうちから選ばれるいずれか１種または２種以上を含有することを特徴とする、高温強度、加工性および表面性状に優れたＣｒ含有鋼。
【請求項３】
請求項１または２に記載の鋼において、上記成分の他にさらに、重量％で、
Ｍｏ：３．０  ％以下、
Ｃｕ：１．０  ％以下および
ＲＥＭ  ：０．３  ％以下
のうちから選ばれるいずれか１種または２種以上を含有することを特徴とする、高温強度、加工性および表面性状に優れたＣｒ含有鋼。
【請求項４】
請求項１〜３のうちのいずれか１項に記載の鋼において、上記成分の他にさらに、重量％で、
Ｃａ：０．０３％以下および
Ｂ：０．００５  ％以下
のうちの１種または２種を含有することを特徴とする、高温強度、加工性および表面性状に優れたＣｒ含有鋼。
【請求項５】
請求項１〜４のうちのいずれか１項に記載の鋼において、鋼中のＮｂの形態は、析出物  （抽出残渣）  のＸ線回折によるＦｅ２Ｎｂ  の（１１２）  強度とＮｂ（Ｃ，  Ｎ）  の（２００）  強度との比が０．２  以下であることを特徴とする、高温強度、加工性および表面性状に優れたＣｒ含有鋼。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、自動車やオートバイのエンジンや火力発電プラントの排気系部材などの使途に好適な、高温強度、加工性および表面性状に優れたＣｒ含有鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の排気系環境で用いられる部材のうち、排気マニホールドには、優れた高温強度が必要であり、従来から、Ｎｂを添加したＳＵＳ  ４３０Ｊ１Ｌ（１７Ｃｒ−０．４Ｓｉ−０．４Ｎｂ−０．５Ｃｕ）鋼が使用されてきた。しかし、一般に、Ｎｂ添加鋼は常温の強度が高いために、加工し難く、その改善が求められていた。
一方、マフラーのように、比較的低温度域で用いられる排気系部材には、加工性の上から低い降伏強度（ＹＳ）が必要であるため、従来型のＮｂ添加鋼は適当ではなく、ＣｒあるいはＭｏを添加することによって耐食性を向上させたＴｉ添加鋼が主として使用されてきた。このＴｉ添加鋼としては、例えば、Ｔｙｐｅ４３２（１７Ｃｒ−Ｔｉ−０．５Ｍｏ）鋼やＴｙｐｅ４３６（１７Ｃｒ−Ｔｉ−１．３Ｍｏ）鋼などが挙げられ、これらは必要な耐食性に応じて選択して適用されてきた。しかしながら、これらＴｉ添加鋼は、高温強度が低く、高温部材には適用できない上、粗大なＴｉＮの生成に起因して表面性状が悪く、表面手入れ行う必要があり、製造性に劣るという問題を抱えていた。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
このように、従来から、排気系部材を製造する際には、高温部と低温部という使用温度域によって、Ｎｂ添加鋼とＴｉ添加鋼とを区別し使い分けていたために、素材メーカー、製品メーカーの両者にとって生産効率上また管理上のネックになっていた。このため、高温部から低温部までの広い温度範囲で統一的に使用できる鋼種の開発が強く望まれていた。
かかる要請に応えるための提案がこれまでにも幾つか報告されている。例えば、特開平８−６０３０６  号公報には、０．６  〜１．５  ％Ｓｉ、１６〜２２％Ｃｒの自動車排気系部材用フェライト系ステンレス鋼が開示されている。しかし、この鋼は、その明細書中で、排気マニフォールドからセンターパイプと明記されているように、排気系高温部についての材料統一を想定したものであり、マフラーまでの低温域までには適用できない。しかも、この鋼種は比較的高いＳｉ量を含有しているので、室温強度が高く加工性に劣るものであった。
また、特開昭５７−６００５６  号公報には、ロウ付け性を向上させたフェライト系ステンレス鋼が開示されている。しかし、この鋼も、Ｓｉ含有量が０．３８％以上添加されており、室温の強度が高く、加工が困難であるという問題があった。
【０００４】
そこで、本発明は、自動車エンジン、オートバイエンジン、発電プラントなどの排気系部材において、高温部から低温部までの広い温度範囲で適用可能な、高温強度および加工性に優れるとともに、良好な表面性状を有する素材を提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、Ｎｂを０．２  ％（ｗｔ％、以下単に％）以上添加することによって、高温強度を高めた成分系をベースにして、いかに室温の強度上昇を抑えるかという点に着目して実験を重ねた。図１は、成分組成が、（０．００５  〜０．０１０  ％）  Ｃ−（０．０５〜０．２０％）  Ｍｎ−（０．０１〜０．０３％）Ｐ−（０．００３  〜０．００５  ％）Ｓ−（１４．０〜１５．０％）Ｃｒ−（０．０５  〜０．２０％）Ｎｉ−（０．００４  〜０．０１２  ％）  Ｎ−（０．４５〜０．５０％）  Ｎｂで、板厚が２ｍｍの冷延焼鈍板を用いて、降伏強さＹＳに及ぼすＳｉの影響について整理したものである。また、カッコ内に後述するＸ線回折によるＦｅ２Ｎｂ  ラーベス相とＮｂ  （Ｃ，  Ｎ）  のＸ線強度比も示す。
図１から、Ｓｉ量が０．１０％よりも低い含有量になると、室温のＹＳが急激に低下するという新規な知見を得たのである。従来、Ｓｉは固溶強化元素であることから、その減少とともに室温のＹＳが低下するのは知られていた。しかし、Ｓｉをある臨界量以下まで低下させた場合に、図１のごとく、室温のＹＳが急激に低下するといった現象は予想できなかったことである。
【０００６】
このような現象があらわれた理由については、必ずしも明らかではないが、図１におけるＦｅ２Ｎｂ  ラーベス相の観察結果を勘案して、以下のような機構が考えられる。すなわち、Ｎｂ添加による室温での強度上昇は、微細なＮｂ（Ｃ、Ｎ）以外に、Ｆｅ２Ｎｂ  ラーベス相によってももたらされる。そして、高温強度を確保のために、０．３  ％以上のＮｂを添加したとき、通常のＳｉ量の範囲では、Ｆｅ２Ｎｂ  ラーベス相が析出しやすくなり、室温の強度が著しく高くなってしまう。
一方、Ｓｉ含有量が０．１  ％以下になると、Ｆｅ２Ｎｂ  ラーベス相が著しく少なくなり、これによる強度上昇が減じて室温のＹＳが急激に低下する。それと同時に、低Ｓｉでは、表面性状も良好になることもわかった。また、高温になると、低Ｓｉ材であってもＦｅ２Ｎｂ  は容易に析出し、高い高温強度を示すこともわかった。なお、Ｆｅ２Ｎｂ  ラーベス相の析出程度の判定は、抽出残査をＸ線回折し、Ｆｅ２Ｎｂ  ラーベス相の（１１２）  とＮｂ（Ｃ、Ｎ）の（２００）  との強度比で比較した。
上述したように、Ｎｂを添加しても、Ｓｉ含有量を規制することによって、室温におけるＹＳの上昇を抑制することができて、優れた高温強度と加工性、さらに良好な表面性状を共に付与できるとの結論に達し、本発明を完成するに到った。その要旨構成は以下のとおりである。
【０００７】
（１）  重量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．４以上２．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｒ：３．０〜１６．９％、Ｎｉ：１．０％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｎｂ：０．３６〜１．０％を含有し、残部はＦｅよび不可避的不純物からなることを特徴とする、高温強度、加工性および表面性状に優れたＣｒ含有鋼。
【０００８】
（２）上記  （１）に記載の鋼において、上記成分の他にさらに、重量％で、Ｔｉ：０．５  ％以下、Ｚｒ：０．５  ％以下、Ｖ：０．５  ％以下およびＡｌ：０．５  ％以下のうちから選ばれるいずれか１種または２種以上を含有することを特徴とする、高温強度、加工性および表面性状に優れたＣｒ含有鋼。
【０００９】
（３）上記  （１）または  （２）に記載の鋼において、上記成分の他にさらに、重量％で、Ｍｏ：３．０  ％以下、Ｃｕ：１．０  ％以下およびＲＥＭ  ：０．３  ％以下のうちから選ばれるいずれか１種または２種以上を含有することを特徴とする、高温強度、加工性および表面性状に優れたＣｒ含有鋼。
【００１０】
（４）上記  （１）〜  （３）のうちのいずれか１つに記載の鋼において、上記成分の他にさらに、重量％で、Ｃａ：０．０３％以下およびＢ：０．００５  ％以下のうちの１種または２種を含有することを特徴とする、高温強度、加工性および表面性状に優れたＣｒ含有鋼。
【００１１】
（５）上記  （１）〜  （４）のうちのいずれか１つに記載の鋼において、鋼中のＮｂの形態は、析出物  （抽出残渣）  のＸ線回折によるＦｅ２Ｎｂ  の（１１２）  強度とＮｂ  （Ｃ，  Ｎ）  の（２００）  強度との比が０．２  以下であることを特徴とする、高温強度、加工性および表面性状に優れたＣｒ含有鋼。
【００１２】
【発明の実施の形態】
Ｃ：０．０２％以下
Ｃは、靱性および加工性を劣化させる元素であり、０．０２％を超えるとこれら靱性、加工性への悪影響が顕著になるので、０．０２％以下に限定する。靱性および加工性のうえから、Ｃの含有量は低いほどよく、上記範囲でも特に０．００８  ％以下に制限するのが望ましい。
【００１３】
Ｓｉ：０．１０％以下
Ｓｉは、特に重要な元素の一つである。図１に示したように、Ｎｂ添加鋼でＳｉ量が０．１０％を超えると、Ｆｅ２Ｎｂ  ラーベス相が著しく析出しやすく、高ＹＳとなり、また表面性状も劣化する。よって、Ｓｉ含有量は０．１０％以下に制限する。
【００１４】
Ｍｎ：０．４  ％以上  ２．０％以下
Ｍｎは、鋼の脱酸剤としての役割を有しているため、０．４  ％以上添加する。過剰に添加すると、ＭｎＳを形成し、加工性を低下させ、マフラー溶接部の耐食性を低下させる。よって、Ｍｎ含有量は２．０  ％以下、好ましくは０．７５％以下、さらに好ましくは０．６  ％以下とする。
【００１５】
Ｐ：０．０４％以下
Ｐは、靱性およびマフラー溶接部の耐食性を劣化させる元素であるので少ないほどよい。よって、Ｐ含有量は０．０４％以下、好ましくは０．０３％以下、さらに好ましくは０．０１５  ％以下とする。
【００１６】
Ｓ：０．０２％以下
Ｓは、伸びおよびｒ値を低下させ加工性を劣化させるほか、ステンレス鋼の基本特性である耐食性をも劣化させる元素である。よって、その含有量は０．０２％以下、好ましくは０．０１％以下とする。ただし、過剰に低下させるとコスト高を招いて実用的ではなくなるので、下限は０．００２  ％程度に止めるのが望ましい。
【００１７】
Ｃｒ：３．０〜１６．９％
Ｃｒは、耐酸化性および耐食性を改善するのに有用な元素である。これらの改善効果は３．０％以上の添加で現れるが、１６．９％を超えて添加すると著しく加工性の劣化を招くので、３．０〜１６．９％の範囲とする。Ｃｒ量は、この含有範囲内で、排気系部材として要求される耐酸化性や耐食性のレベルに応じて選択すればよい。そして、特に加工性を考慮するときのＣｒ含有量として、好ましくは９．０〜１６．９％、より好ましくは１０．０〜１６．９％が挙げられる。
【００１８】
Ｎｉ：１．０  ％以下
Ｎｉは、靱性を向上させる効果を有しているが、フェライト組織を不安定にするので、１．０  ％以下、好ましくは０．０５〜０．８  ％、より好ましくは０．５  〜０．８  ％の範囲で添加する。
【００１９】
Ｎ：０．０２％以下
Ｎは、鋼の靱性および加工性を劣化させる元素である。これらの悪影響を考慮して、Ｎ含有量は０．０２％以下、好ましくは０．０１％以下とする。
【００２０】
Ｎｂ：０．３６〜１．０％
Ｎｂは、高温強度、加工性および溶接部の耐粒界腐食性を高める効果をもつ元素である。このような効果を発揮させるためには、０．３６％以上の添加が必要であるが、１．０％を超えて添加すると、０．１％以下のＳｉ量であっても、Ｆｅ２Ｎｂラーベス相が多量に析出し、鋼の靱性、表面性状を劣化させるので、０．３６〜１．０％の範囲で添加する。なお、Ｎｂの好ましい添加範囲は、０．４超〜０．６％、さらに好ましくは０．４５〜０．５５％とするのがよい。
【００２１】
上記基本元素に加えて、求められる特性に応じて以下の元素を添加することができる。
Ｔｉ：０．５  ％以下
Ｔｉは、ｒ値を向上させる効果を有しているが、０．５  ％を超えて過剰に添加すると、粗大なＴｉ（Ｃ，Ｎ）を析出し、表面性状を劣化させるので、０．５  ％以下の範囲で添加する。なお、好ましくは、８（％Ｃ＋％Ｎ）以下とするのがよい。
【００２２】
Ｚｒ：０．５  ％以下
Ｚｒは、ｒ値および耐酸化性を向上させる効果を有しているが、０．５  ％を超えて添加すると、粗大なＺｒ（Ｃ，Ｎ）を析出し、表面性状を劣化させるので、０．５  ％以下の範囲で添加する。なお、好ましくは、１５（％Ｃ＋％Ｎ）以下とするのがよい。
【００２３】
Ｖ：０．５  ％以下
Ｖは、ｒ値を向上させる効果を有しているが、過剰に添加すると粗大なＶ（Ｃ、Ｎ）を析出し、表面性状を劣化させるので、０．５  ％以下の範囲で添加する。なお、好ましいＶの添加量は、０．０３％以上で、１５（％Ｃ＋％Ｎ）以下の範囲である。
【００２４】
Ａｌ：０．５  ％以下
Ａｌは、Ａｌ脱酸を行った場合に、一般に、不可避的に含有されてしまうが、特に悪影響を及ぼすことはない。このＡｌは、溶接時に表面保護スケールを生成し、大気中からのＣ、Ｎ、Ｏの侵入による靱性の低下を抑えるので、０．００５  ％以上の添加が好ましい。しかし、０．５  ％超えて添加すると加工性が著しく低下するので、０．５  ％以下に制限する。なお、Ａｌの好ましい添加範囲は０．０５超〜０．２  ％である。また、１５（％Ｃ＋％Ｎ）以下を満たすことが望ましい。しかしながら、Ａｌ脱酸はコスト高となるため、コストを重要視する場合には、行わない方が好ましい。
【００２５】
Ｍｏ：３．０  ％以下
Ｍｏは、固溶強化作用を有し、高温強度の向上に有効であるほか、耐食性の向上にも効果のある元素である。ただし、Ｍｏは高価な元素でもあるので、過度のコスト上昇を避けるために、３．０  ％以下の範囲に止めるのがよい。
【００２６】
Ｃｕ：１．０  ％以下
Ｃｕは、耐食性および加工性を向上させるのに有効な元素であり、特に  ０．１％以上の添加が有効である。過剰に添加するとε−Ｃｕの析出による脆化をまねくので、添加量は１．０  ％以下、好ましくは０．１５超〜０．３  ％未満とする。
【００２７】
ＲＥＭ  ：０．３  ％以下
ＲＥＭ  は、Ｌａ、Ｃｅなどのランタノイド元素とＹ、Ｓｃの総称であり、工業的にはミッシュメタルなどとして添加される。このＲＥＭ  は耐酸化性向上に有効な元素であり、添加量の増大とともにその効果も大きくなるが、０．３  ％を超えて添加すると靱性が低下するので、０．３  ％以下に限定する。
【００２８】
Ｃａ：０．０３％以下
Ｃａは、スラブの鋳造時のノズル詰まりを抑制する効果を有する元素である。しかしながら、０．０３％を超えて添加しても、その効果が飽和するばかりでなく、Ｃａ含有介在物を起点とした孔食が発生して、耐食性が劣化するので、０．０３％以下とする。
【００２９】
Ｂ：０．００５  ％以下
Ｂは、２次加工性の向上に有効な元素である。０．００５  ％を超えて添加すると多量のＢＮを生成して加工性が劣化するので、０．００５  ％以下に限定する。なお、好ましい含有範囲は、その効果が顕著となる０．０００４％以上で、かつ加工性の劣化がほとんどない０．００１５％以下である。
【００３０】
加工前の鋼中Ｎｂの存在形態
Ｆｅ２Ｎｂ  ラーベス相は、図１で示したように、ＹＳの上昇と表面性状の劣化を招くので、加工前の鋼中のＮｂはＦｅ２Ｎｂ  ラーベス相としては存在しないことが望ましい。鋼中におけるＦｅ２Ｎｂ  ラーベス相の存在は、抽出残査のＸ線回折によって知ることができる。Ｎｂ  （Ｃ，  Ｎ）  が優先的に析出するため、Ｎｂ  （Ｃ，  Ｎ）  の回折ピークとＦｅ２Ｎｂ  のそれの比で検討した。
このようにして抽出残差のＸ線回折で検出されるＦｅ２Ｎｂ  ラーベス相の回折強度比が小さいほど、すなわちＦｅ２Ｎｂ  ラーベス相としてのＮｂ量が少ないほど、低ＹＳ化と良好な表面性状を達成することができる。そして、抽出残査中のＸ線回折で、Ｆｅ２Ｎｂ  ラーベス相が検出されないことがもっとも望ましい。なお、Ｆｅ２Ｎｂ  ラーベス相は、加工前に検出されなくても、加工後に高温加熱された場合に析出し、検出される。このような場合、加工前に鋼中にＦｅ２Ｎｂ  が存在しないか、少量であることが重要である。
【００３１】
以上述べた発明鋼の製造に当たっては、ステンレス鋼などのＣｒ含有鋼に一般的に採用されている方法をほぼそのまま適用することができる。その好適な製造工程とその具体的条件を例示すれば、熱延後  ９５０℃以上の温度で焼鈍し、冷間圧延率は６０％以上とし、最終仕上げ焼鈍温度も  ９５０℃以上として、途中工程で析出したＦｅ２Ｎｂ  ラーベス相を固溶させることが望ましい。
【００３２】
【実施例】
次に本発明を実施例にもとづいて具体的に説明する。
表１に示す成分組成からなる鋼を溶製したのち、１２５０℃に加熱後、熱間圧延により５ｍｍ厚の熱延板とした。この熱延板に、焼鈍、酸洗、冷間圧延、仕上げ焼鈍および酸洗を順次施し、２ｍｍ厚の冷延焼鈍板とした。
かくして得られた冷延焼鈍板について、以下に示す方法により各種評価を行った。
（１）高温強度
板厚２ｍｍの板状試験片を用いて、０．３  ％／分の引張速度で７００  ℃における０．２  ％耐力を測定した。その値を次の基準で評価した。
１００  ＭＰａ  以上：ＡＡ
８０  ＭＰａ  以上、１００  ＭＰａ  未満：Ａ
５０  ＭＰａ  以上、  ８０  ＭＰａ  未満：Ｂ
５０  ＭＰａ  未満：Ｃ
（２）室温での加工性
圧延方向から、ＪＩＳ１３号Ｂの引張試験片（板厚２ｍｍ）を採取し、降伏強さＹＳを測定するとともに、伸びを測定した。このＹＳが小さいほど、また伸びが大きいほど加工性が優れていると言える。
（３）表面性状
熱延板の状態で、表面手入れが必要か否かを、目視で判定した。
【００３３】
【表１】
0003546714.tif 000002
【００３４】
これらの試験結果を表２にまとめて示す。比較例のうち、鋼Ａは従来鋼ＳＵＳ４３０Ｊ１Ｌであり、Ｓｉが多すぎるため、Ｆｅ２Ｎｂ  ラーベス相が多量に検出され、加工性低下の程度を表す室温のＹＳが高く、また表面性状も伸びも劣る。鋼Ｂも、Ｓｉが高いため、（１４〜１６％）Ｃｒ−Ｍｏレス材である発明例である鋼１〜鋼４、鋼９より、ＹＳが高く、表面性状も伸びも劣る。鋼Ｃは、Ｎｂが適正量添加されているものの、Ｔｉが過剰に添加されているために、表面性状が劣る。鋼Ｄ，鋼Ｅは、Ｎｂが添加されていないので、高温強度が低く、加工性と表面性状とが共に劣っている。
これに対して、発明例である鋼１〜鋼１１は、高温強度は従来鋼（ＳＵＳ４３０Ｊ１Ｌ）以上の値を示すうえ、低ＹＳで加工しやすく、しかも表面性状も優れている。
【００３５】
【表２】
0003546714.tif 000003
【００３６】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、高温強度、加工性および表面性状の全てに優れたＣｒ含有鋼を提供することが可能となる。従って、自動車、オートバイのエンジンをはじめとする排気系部品において、排気マニフォールド、フロントパイプ、コンバーターシェル等の高温部にも好適に使用できるだけでなく、室温では軟質であるので、従来は加工が困難であった、マフラーやミドルパイプ等の低温部にも適用可能である。なお、本発明鋼を、耐食性が求められる低温部材として使用する場合には、必要な耐食性レベルに応じて、Ｃｒ，Ｍｏ等の添加量を調整すればよい。
また、火力発電プラントの排気経路部材も上記自動車エンジン排気部材と同様な特性が要求されるので、本発明鋼はかかる用途にも適用可能である。さらに、本発明鋼は表面性状が優れているので、表面性状が求められる他の多くの分野においても十分に使用可能である。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｓｉ含有量が室温の降伏強さＹＳに及ぼす影響を示すグラフである。
【図１】
0003546714.tif 000004