(57)【要約】【課題】高温強度、溶接部の靭性に優れ、かつ、適正造管条件についての自由度を広く確保することができる自動車排ガス流路部材用の鋼を提供する。【解決手段】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％以下、Ｔｉ：０.０５〜０.３％、Ａｌ：０.０３超え〜０.１２％、Ｃｕ：１超え〜２％、Ｖ：０.２％以下、Ｎ：０.０３％以下、Ｂ：０.０００５〜０.０２％、Ｏ：０.０１％以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、Ｎｂ≧８（Ｃ＋Ｎ）、０.０２≦Ａｌ−（５４／４８）Ｏ≦０.１の関係を満たす組成の自動車排ガス流路部材用フェライト系ステンレス鋼。【選択図】図２
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
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％以下、Ｔｉ：０.０５〜０.３％、Ａｌ：０.０３超え〜０.１２％、Ｃｕ：１超え〜２％、Ｖ：０.２％以下、Ｎ：０.０３％以下、Ｂ：０.０００５〜０.０２％、Ｏ：０.０１％以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、下記（１）式よおび（２）式を満たす自動車排ガス流路部材用フェライト系ステンレス鋼。
Ｎｂ≧８（Ｃ＋Ｎ）  ……（１）
０.０２≦Ａｌ−（５４／４８）Ｏ≦０.１  ……（２）
【請求項２】
さらにＭｏ、Ｗ、Ｚｒ、Ｃｏの１種以上を合計で４％以下の範囲で含有する請求項１に記載の自動車排ガス流路部材用フェライト系ステンレス鋼。
【請求項３】
請求項１または２に記載の鋼からなる溶接鋼管。
【請求項４】
請求項１または２に記載の鋼からなる溶接鋼管を成形した鋼材を用いた自動車排ガス流路部材。
【請求項５】
当該部材はエキゾーストマニホールド、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４に記載の自動車排ガス流路部材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、エキゾーストマニホールド、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自動車排ガス流路部材に用いるフェライト系ステンレス鋼、および溶接鋼管、並びにこれらを用いた自動車排ガス流路部材に関する。
【背景技術】
【０００２】
エキゾーストマニホールド、触媒コンバーターのケース、フロントパイプ、センターパイプ等の自動車排ガス流路部材は、７００℃を超える高温領域での耐高温酸化性および高温強度に優れることが要求される。このような耐熱性を備えた材料として、特許文献１、２には、Ｃｕ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Ｃｕは加熱によりＣｕ相として析出し、高温強度や熱疲労特性を向上させる。
【０００３】
一方、上記のような自動車排ガス流路部材の多くは、溶接鋼管を成形することによって製造される。近年ではエンジンルーム内に搭載される各種装置が増加し、排ガス流路部材の収容スペースは減少する傾向にある。このため排ガス流路部材は鋼管を複雑形状に加工することによって製造されることが多くなってきた。したがって、排ガス流路部材に用いる溶接鋼管には従来にも増して優れた成形性が要求されるようになっている。
【０００４】
フェライト系ステンレス鋼溶接鋼管の成形性に関しては、特許文献３に、ＡｌまたはＴｉの微量添加により溶接部の靭性および二次加工性を改善する技術が開示されている。ところが発明者らの研究によれば、上記のようにＣｕを１〜２％程度含有させて高温強度の向上を図ったフェライト系ステンレス鋼の場合、ＡｌまたはＴｉを微量添加しても、高周波溶接で造管された鋼管の靭性を十分に確保することは難しいことがわかってきた。また、触媒コンバーターのケースなどはＴＩＧ溶接やレーザー溶接で造管された鋼管に対して非常に厳しい縮管加工（プレスまたはスピニング）を施すことによって製造されることから、靭性の確保が一層重要になる。つまり、Ｃｕを１〜２％程度含有するフェライト系ステンレス鋼の場合、特許文献３に開示されるようなＡｌまたはＴｉを微量添加する技術だけでは、溶接鋼管の靭性を十分に改善することはできないことが判明した。
【０００５】
また、特に高周波溶接造管においては、アップセット量と入熱によって定まる造管条件によって溶接部の靭性が左右されやすい。Ｃｕを１〜２％含有するフェライト系ステンレス鋼では、造管条件が最適条件から外れた場合に安定して良好な靭性を確保することが一層難しい状況にある。
【０００６】
【特許文献１】国際公開第０３／００４７１４号パンフレット
【特許文献２】特開２００６−１１７９８５号公報
【特許文献３】特開２００５−２６４２６９号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は、耐高温酸化性と高温強度に優れたＣｕ含有フェライト系ステンレス鋼において、造管時に形成される溶接部（以下、単に溶接部というときは、溶接金属とその近傍の熱影響部を含む）の靭性に優れ、かつ、特に高周波溶接造管に供する場合には適正造管条件についての自由度を広く確保することができる自動車排ガス流路部材用の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】
【０００８】
発明者らは詳細な検討の結果、Ｃｕ相の析出を利用して高温強度を高めたフェライト系ステンレス鋼において溶接部の靭性を確保するには、ＴｉとＡｌを複合添加することに加えて、Ａｌ含有量を鋼中のＯ（酸素）含有量との関係において厳密に規定することが極めて有効であり、それによって高周波溶接造管での適正造管条件範囲が拡大されることを見出した。
【０００９】
すなわち本発明では、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％以下、Ｔｉ：０.０５〜０.３％、Ａｌ：０.０３超え〜０.１２％、Ｃｕ：１超え〜２％、Ｖ：０.２％以下、Ｎ：０.０３％以下、Ｂ：０.０００５〜０.０２％、Ｏ：０.０１％以下であり、さらに必要に応じて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、下記（１）式よおび（２）式を満たす組成の自動車排ガス流路部材用フェライト系ステンレス鋼が提供される。また、その鋼からなる溶接鋼管が提供される。
Ｎｂ≧８（Ｃ＋Ｎ）  ……（１）
０.０２≦Ａｌ−（５４／４８）Ｏ≦０.１  ……（２）
【００１０】
上記（１）式および（２）式の元素記号の箇所には質量％で表された当該元素の含有量の値が代入される。
【００１１】
また本発明では、上記鋼からなる溶接鋼管を成形した鋼材を用いた、エキゾーストマニホールド、触媒コンバーター、フロントパイプ、センターパイプ等の自動車排ガス流路部材が提供される。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、自動車排ガス流路部材に求められる耐熱性（耐高温酸化性、高温強度）を具備し、かつ溶接部の靭性に優れたフェライト系ステンレス鋼溶接鋼管が実現される。しかも、その溶接鋼管を製造する際には、適正造管条件の自由度が拡大され、例えばライン速度の速い高周波溶接造管においても溶接部の靭性が良好な高品質の鋼管が安定して製造できる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
以下、成分組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が、過剰に含有すると酸化特性、加工性、低温靱性、溶接性が低下する。本発明ではＣ、Ｎとも０.０３質量％以下に制限する。
【００１４】
Ｓｉは、耐高温酸化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。しかし、Ｓｉ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Ｓｉ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。
【００１５】
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、Ｓｉ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。
【００１６】
Ｎｉ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。Ｎｉ含有量は０.６質量％まで許容される。
【００１７】
Ｃｒ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Ｃｒ含有は鋼材の脆化や加工性低下を招く。このためＣｒ含有量は１０〜２０質量％とする。Ｃｒ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、９５０℃までの優れた耐高温酸化性が要求される場合は１６質量％以上のＣｒ含有が望まれ、９００℃までであれば１２〜１６質量％の範囲で良い。
【００１８】
Ｎｂは、７００℃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。本成分系では固溶強化による寄与が大きいと考えられる。また、ＮｂはＣ、Ｎを固定し、靭性低下の防止にも有効である。本発明では、下記（１）式を満たすようにＮｂを含有させ、高温強度の向上に有効に作用する固溶Ｎｂ量を確保する。
Ｎｂ≧８（Ｃ＋Ｎ）  ……（１）
ただし、過剰のＮｂ添加は加工性の低下、低温靱性の低下、溶接高温割れ感受性の増大を招き、また、後述の「適正造管条件率」を低下させる要因となる。このため、Ｎｂは０.５質量％以下の範囲で含有させる。
【００１９】
Ｔｉ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。ただし、溶接部においては事情が異なる。主としてＴｉＮの形で固定されたＮは、溶接時に高温に曝されることによってＴｉＮが分解することで、一旦、高温領域では固溶Ｎとなる。ＴｉＮは鋼の凝固点に近い高温領域で形成されるが、溶接後の冷却速度は非常に速いので、Ｔｉだけでは溶接後の冷却過程でＮを十分に固定することができない。このため溶接部では、Ｎは鋼中に固溶Ｎとして存在しやすくなる。そこで本発明では、後述のようにＡｌをＴｉとともに複合添加する。ＴｉのＣ、Ｎ固定効果を十分に発揮させるために０.０５質量％以上のＴｉ含有量を確保する必要がある。しかし、過剰のＴｉ添加はＴｉＮ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Ｔｉ含有量は０.０５〜０.３質量％に規定される。
【００２０】
Ａｌは、一般に脱酸剤であり、また耐高温酸化性を改善する元素である。しかし本発明では、特に溶接部でのＮを固定する元素として重要である。上述のように、溶接部において、Ｔｉだけでは溶接後の冷却過程で十分にＮを固定することができない。ところが、ＡｌはＴｉと異なり、１０００℃以下の比較的低温の領域で窒化物を形成する。このため、ＴｉとともにＡｌを添加することで、溶接部において、溶接後の冷却過程でＮが効果的に固定され、靱性低下が軽減される。また、ＴｉとＡｌによるＮの固定によって歪時効が軽減され、溶接部での二次加工性が改善される。
【００２１】
また、溶接部において、Ａｌは鋼中に存在するＮを固定するだけでなく、外部のＮやＯ（酸素）が溶接部の鋼中に侵入することを直接防止する作用を有する。すなわち、造管時には溶融金属が曝される雰囲気中（通常はＮ2、Ａｒ等でシールされている）に空気が混入することがあり、その混入量が多いと雰囲気中のＮおよびＯが溶接部から鋼中へ侵入しやすく、靱性低下を引き起こす要因となる。ところが、Ａｌを適量含有したフェライト系ステンレス鋼では、鋼中のＡｌが雰囲気中のＮやＯの侵入を阻止する作用を呈する。そのメカニズムは必ずしも明確ではないが、本発明鋼を使用した溶接鋼管の溶接部表層を分析するとＡｌが濃化していることから、鋼中のＡｌは溶接中にＡｌ2Ｏ3を形成し、ＮやＯが内部へ拡散することをブロックするものと推察される。
【００２２】
このようなＡｌの作用を十分に引き出し、高周波溶接造管における適正造管条件の自由度を広く確保するするためには、０.０３質量％を超えるＡｌ含有量を確保する必要がある。ただし、過剰のＡｌ含有は溶接時に多量の酸化物を形成し、却って加工割れの起点として作用するため、Ａｌ含有量の上限は０.１２質量％に制限される。
【００２３】
さらにＡｌ含有量は、鋼中のＯ（酸素）含有量との関係で下記（２）式を満たすように調整する必要がある。
０.０２≦Ａｌ−（５４／４８）Ｏ≦０.１  ……（２）
後述の実施例で示すとおり、（２）式を満たす範囲において高周波溶接造管における適正造管条件の自由度が顕著に向上する。すなわち、（２）式中「Ａｌ−（５４／４８）Ｏ」で表されるＡｌ量は、溶接部において、鋼中に存在するＯと結合してＡｌ2Ｏ3を形成することによって消費されるＡｌを差し引いた、残りのＡｌ（ここでは「有効Ａｌ」と呼ぶ）の量を表すものである。有効Ａｌ量が０.０２質量％以上になると、溶接時の雰囲気中に混入するＯと有効Ａｌとが迅速に結合し、雰囲気中のＮやＯの内部拡散が効果的にブロックされるようになるものと考えられ、結果的に高周波溶接造管における適正造管条件の自由度が顕著に改善される。一方、有効Ａｌ量が０.１％を超えると、逆に適正造管条件の自由度は急激に低下するようになる。その理由として、溶接部に過剰のＡｌ酸化物が形成され、これが加工割れの起点になるものと考えられる。
【００２４】
Ｃｕは、高温強度を高める上で重要な元素である。すなわち、本発明ではＣｕ相（ε−Ｃｕ相と呼ばれことがある）の微細分散析出現象を利用して、特に５００〜７００℃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Ｃｕ含有量は２質量％以下に制限される。
【００２５】
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。
【００２６】
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。しかし、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。
【００２７】
鋼中に存在するＯ（酸素）は、溶接部の靭性に悪影響を及ぼすので、少ないことが望ましい。また、上述の有効Ａｌ量を確保する観点からも、できるだけ少ないことが望ましい。Ｏ含有量は０.０１質量％以下であるとともに、Ａｌ量との関係において前記（２）式を満たす必要がある。
【００２８】
Ｍｏ、Ｗ、Ｚｒ、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、多量の添加は鋼の脆化を招くので、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。
【００２９】
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１〜２.５ｍｍ程度の焼鈍鋼板とする。ただし、Ｃｕ相の析出によって十分な高温強度を実現するためには、仕上焼鈍において、９００℃から４００℃までの平均冷却速度を１０〜３０℃／秒の範囲にコントロールすることが望ましい。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り、例えば９５０〜１１００℃で均熱０〜３分保持する熱処理が挙げられる。
【００３０】
この焼鈍鋼板（素材）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、ＴＩＧ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、排ガス流路部材に成形加工される。
【実施例】
【００３１】
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、各鋼種とも板厚２.０ｍｍおよび１.５ｍｍの２種類の板厚の素材鋼板を得た。上記仕上焼鈍では１０５０℃×均熱１分の加熱後、９００℃から４００℃までの平均冷却速度が１０〜３０℃／秒の範囲となるように冷却した。
【００３２】
【表１】
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【００３３】
《実施例１；高周波溶接造管》
板厚２.０ｍｍの素材鋼板を用いて、種々の条件で高周波溶接造管を行い、外径３８.１ｍｍ×肉厚２.０ｍｍの溶接鋼管を製造した。
【００３４】
〔適正造管条件率〕
得られた鋼管について、以下の方法で「適正造管条件率（％）」を求めた。
高周波溶接造管において、メタルフロー角度が４５°となるアップセット量および入熱の条件を、その鋼種における「最適条件」と定義する。図１（ａ）に例示されるようなメタルフロー曲線が現れている溶接部断面のエッチング組織において、鋼管の外面からの距離が肉厚ｔの１／４となる位置に引いた線（「基準線」という）と、メタルフロー曲線とのなす角度をθとするとき（図１（ｂ）参照）、その鋼管におけるθの最大値を、その鋼管のメタルフロー角度とする。すなわち、種々のメタルフロー曲線のうち、基準線とのなす角度θが最大となるメタルフロー曲線を選択することによって、メタルフロー角度が測定される。アップセット量とは、造管溶接時の板の突き合わせ量であり、溶接用語としての加圧量に相当する。入熱とは、高周波溶接の電力（＝電流×電圧）である。
【００３５】
各鋼種について、前記「最適条件」を基準（０％）として、「アップセット量」を−３０％、０％、＋３０％の３水準、および「入熱」を−４０％、−２０％、０％、＋２０％、＋４０％の５水準で変動させ、計１５通りの溶接条件にて高周波溶接造管を行う。各溶接条件で得られた鋼管から長さ約１０００ｍｍの管を切り出し、５℃の水槽中に１５分間浸漬保持したのち、直ちにＪＩＳ Ｇ３４５９に準拠したへん平試験（溶接部は圧縮方向に直角位置、圧縮後の平板治具間距離Ｈは圧縮前の管外径Ｄの１／３）を実施する。全条件数１５のうち、溶接部に脆性割れが生じない条件数の占める割合（％）を求め、これを当該鋼種における「適正造管条件率（％）」する。
【００３６】
このようにして求めた適正造管条件率が６０％以上である鋼種は、自動車排ガス流路部材に要求される優れた溶接部靭性を有する高周波溶接鋼管が、季節（温度）を問わず、安定して製造可能なものであると評価される。
【００３７】
〔溶接部の遷移温度〕
各鋼種の上記「最適条件」で造管された高周波溶接鋼管について、溶接部を含む試験片を切り出し、その溶接部にハンマが当たるように試験片をシャルピー衝撃試験機にセットして衝撃試験を実施し、遷移温度を判定した。遷移温度が０℃以下のものを良好と評価した。
【００３８】
《実施例２；レーザー溶接造管》
板厚１.５ｍｍの素材鋼板を用いて、レーザー溶接造管を行い、外径６５ｍｍ×肉厚１.５ｍｍの溶接鋼管を製造した。溶接条件は、溶接裏ビードの幅が板厚と同程度（１.５〜２.０ｍｍの範囲）となるようにした。
【００３９】
〔溶接部の遷移温度〕
得られた鋼管から溶接部を含む試験片を切り出し、上記と同様の方法で衝撃試験を実施して、遷移温度を判定した。遷移温度が０℃以下のものを良好と評価した。
【００４０】
《実施例３；高温強度の測定》
表１の各鋼種について、板厚２.０ｍｍの素材鋼板を用いて高温引張試験を実施し、９００℃での０.２％耐力が１７ＭＰａ以上であるものを○（良好）、１７ＭＰａ未満であるものを×（不良）と評価した。
【００４１】
表２にこれらの結果を示す。また図２に発明鋼および比較鋼Ｎｏ.２１〜２４について有効Ａｌ量「Ａｌ−（５４／４８）Ｏ」と適正造管条件率の関係を示す。
【００４２】
【表２】
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【００４３】
表２に見られるように、本発明で規定する組成を有するフェライト系ステンレス鋼（発明鋼）はいずれも、高周波溶接造管における適正造管条件率が６０％以上となった。これらは溶接部の遷移温度および高温強度についても良好であり、厳しい加工に供されて製造される排ガス流路部材に適するものであることが確認された。特に、（２）式を満たすようにＡｌ含有量とＯ（酸素）含有量の関係を適正化することにより、適正造管条件の自由度が顕著に改善されることがわかる（図２）。
【００４４】
これに対し比較鋼Ｎｏ.２１、２２はＡｌ含有量が低く、（２）式の有効Ａｌ量が十分に確保できなかったことから、溶接時に空気中のＮ、Ｏの侵入を十分防止することができなかったと考えられ、適正造管条件率および溶接部の低温靭性に劣った。Ｎｏ.２３、２４は逆にＡｌ含有量が高すぎたことにより溶接部に多量のＡｌ酸化物が生成し、これが靱性低下の要因になったと考えられ、Ｎｏ.２５はＮｂ含有量およびＣｕ含有量が低すぎたため高温強度に劣った。Ｎｏ.２６はＴｉ含有量が過剰であったことにより低温靭性に劣った。Ｎｏ.２７は（２）式を満たすものの、鋼中のＯ（酸素）含有量が多すぎたため、溶接部の低温靭性が低下し、適正造管条件率も低下した。Ｎｏ.２８はＮｂ含有量が多すぎたため適正造管条件率が低下した。Ｎｏ.２９は（２）式を満たすものの、Ａｌ含有量が多すぎたことにより、発明鋼より適正造管条件率および溶接部の低温靭性に劣った。
【図面の簡単な説明】
【００４５】
【図１】高周波溶接造管材の溶接部断面に見られるメタルフローを例示した顕微鏡写真。
【図２】有効Ａｌ量「Ａｌ−（５４／４８）Ｏ」と適正造管条件率の関係を示したグラフ。
【図１】
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【図２】
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