(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：１０．０〜３５．０％、Ｎ：０．０３％以下、を含み、さらに、Ｃｕ：１．０％以下、Ｍｏ：３．０％以下、Ｎｂ：０．８％以下、Ｔｉ：０．５％以下、Ａｌ：０．３％以下、の１種以上を含み、残部がＦｅおよび製造上の不可避的不純物からなるフェライト系ステンレス鋼を、ＴＩＧ溶接、レーザー溶接もしくは高周波溶接にて造管した後、焼鈍を施さずに３０℃以上８０℃以下の温度で温間加工することを特徴とする、フェライト系ステンレス鋼管の加工方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、各種内燃機関の排ガス経路部材用途、特に自動車用排ガス経路部材に使用されるフェライト系ステンレス鋼管の加工方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、地球環境問題に係る関心の高まりから、厳しい排ガス規制をクリアできる自動車エンジンが求められている。これらの要求を満足すべく対策を行うと、燃焼ガスの温度が高くなり、排ガス浄化システムなどの周辺部材の温度が高くなる。この結果、これらの部材は、一層優れた耐熱性および耐食性が要求されるようになってくる。
【０００３】
オーステナイト系ステンレス鋼は、フェライト系ステンレス鋼と比較して高温強度は高いが、熱膨張が大きいため熱ひずみが大きく、加熱および冷却を繰り返した場合に熱疲労が懸念される。また、オーステナイト系ステンレス鋼は、Ｃｒ、Ｎｉを多く含むため、製造コストも高くなる。これらの理由から、自動車の排ガス経路部用材料には、フェライト系ステンレス鋼が使用されることが多い。
【０００４】
排ガス経路部用材料は、鋼板もしくは溶接鋼管（高周波溶接、ＴＩＧ溶接、レーザー溶接などの方法により製造した鋼管を指す。以下、単に鋼管と記す）を所定の形状に加工した後に溶接を行って製品となる。この排気管の形状は、非常に複雑であるため、成形の際、鋼板もしくは鋼管は過酷な加工を受ける部分が出てくる。鋼板の場合、冷延焼鈍板の伸びは３６％程度、冷延焼鈍板の破面遷移温度は−６０℃程度であり、延性限界範囲内で加工を行えば、遷移温度が加工温度よりも低いため、加工によって脆性的な割れを生じることはほとんどない。しかしながら、鋼管は、鋼帯を管状に成形して両端を溶接しているため、成形時のひずみや溶接部を含んでおり、靱性は鋼板よりも本質的に低い。このため、上述した開示鋼を用いた鋼管であっても、曲げ加工の後の拡管加工などにおいては、加工温度の低い冬期や加工速度が速い条件で成形を行うと、管を製造する際に接合した部分、すなわち溶接部で脆性的な割れを生じる場合が希にある。
【０００５】
このような割れに対しては、鋼管の焼鈍を行って、溶接部近傍のひずみを除去するのが最も効果的である。本発明者らは、特開平９−１２５２０９にて溶接により造管された鋼管を８５０〜１０００℃の温度範囲で焼鈍し、１℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却する方法を開示している。この方法によると、管の加工性および靱性を冷延焼鈍板のレベルにまで向上させることが可能である。
しかしながら、焼鈍を行うことによる製造コストの上昇は避けられず、また、耐熱性や耐食性を高い水準で確保するために高合金化した鋼管の場合には、焼鈍によって十分な靱性を得られないことがあり得る。
靱性を改善する方法として、特公平５−７９７４８には、溶接部にマルテンサイト相を生成させる手法が提案されている。しかし、溶接部にマルテンサイトを生成させない完全フェライト系ステンレス鋼には本手法は適用できない。また、当該公報には、従来技術として入熱量の低減は溶接欠陥の発生、温間加工はコスト増大を招くため、問題があると記載されている。
【０００６】
一方、靱性を著しく損なわないように合金成分を調整することによっても脆性割れを回避することが可能である。靱性を改善するためには、Ｃ、Ｎ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂなどの合金元素の低減やＮｉ、Ｃｕなどの微量添加が行われる。しかし、Ｃ、Ｎの低減およびＣｕ、Ｎｉの添加は、製造コストの上昇をまねき、Ｃｒ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ等の低減は、耐熱性および耐食性を劣化させる。そこで、耐熱性および耐食性を有し、合金元素の調整を行うことなく、所定の形状に加工することが可能な、フェライト系ステンレス鋼管の加工方法が望まれている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明はこのような現状に対応すべく、自動車排気ガス経路部材として要求される耐熱性および耐食性を確保し、第三元素の添加もしくは低減を行うことなしに、なおかつ製造コストの上昇を招くことなく、所定の形状に加工することが可能なフェライト系ステンレス鋼管の加工方法を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明の目的は、質量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：１０．０〜３５．０％、Ｎ：０．０３％以下、を含み、さらに、Ｃｕ：１．０％以下、Ｍｏ：３．０％以下、Ｎｂ：０．８％以下、Ｔｉ：０．５％以下、Ａｌ：０．３％以下、の１種以上を含み、残部がＦｅおよび製造上の不可避的不純物からなるフェライト系ステンレス鋼を、ＴＩＧ溶接、レーザー溶接もしくは高周波溶接にて造管した後、焼鈍を施さずに３０℃以上８０℃以下の温度で温間加工することによって達成される。
【０００９】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、管の加工方法を改善することを目的とし、種々の条件下で管の加工性を詳細に検討した結果、加工開始時の鋼管の温度を厳密に調整することによって脆性割れを抑制することが可能であることを明らかにし、本発明に達した。
【００１０】
図１は、Ｆｅ−１４Ｃｒ−１．２Ｍｎ−１．２Ｓｉ−０．６Ｎｂを基本成分とする、外径３８．１ｍｍ、厚さ２．０ｍｍの鋼管の偏平試験における割れ発生率に及ぼす偏平試験温度の影響を示したものである。なお、偏平試験は、「ＪＩＳＧ３４５９」の配管用ステンレス鋼管に記載されている偏平試験方法に準拠して低温まで行った。すなわち、長さ1250mmの試験片を冷却もしくは加熱媒体に浸漬し、１５分保持後に溶接部を圧縮方向に垂直になるように置いて圧下速度２５０ｍｍ／ｍｉｎにて密着まで偏平した。各温度にて合計８本（総長１０ｍ）づつ試験を行い、割れが発生した本数を試験数で除して割れ発生率とした。また、試験は、割れが発生した時点で中止し、試験後の管の高さ（偏平高さ）を測定した。割れ材の試験後の偏平高さを平均（母数は割れ本数）して割れ材の平均偏平高さとし、図中に数字で示した。
【００１１】
図１によると、割れ発生率は、加工温度に強く依存しており、加工温度が低いほど割れ発生率が高いことがわかる。しかし、１５℃以上の加工では、割れの発生率は約１０％と非常に少なくなり、しかも割れは密着までの偏平でのみ発生する。さらに、３０℃以上であれば、密着偏平試験という、溶接部には非常に過酷な変形が加わっても、脆性的な破壊を生じないことが明らかとなった。なお、割れが発生した材料の破面は、全て脆性破面を呈していることから、これらの割れは、材料の延性脆性遷移温度以下の脆性破壊領域で加工されたといえる。上述したように、冷延焼鈍板のシャルピー衝撃試験における破面遷移温度は、−６０℃程度であるのにもかかわらず、本試験条件においては、割れは−１０℃から１０℃の温度範囲で多く発生することが以上の結果から明らかになった。そこで、次に、管の靱性を冷延焼鈍板と比較するために、管を押し開いて溶接部および溶接部以外の母材部にＶノッチを入れたシャルピー衝撃試験を実施した。
【００１２】
図２は、図１と同様な成分系にて、管のシャルピー衝撃試験を実施し、シャルピー衝撃値と試験温度の関係で整理したものである。なお、シャルピー衝撃試験は、「ＪＩＳＺ２２０２」に準拠した板厚2.0mmのＶノッチ試験片を作製して、「ＪＩＳＺ２２４２」に規定される金属材料試験方法（シャルピー衝撃試験）を行い、シャルピー衝撃値を求めた。
【００１３】
図２によると、管母材部の延性脆性遷移温度は、０℃付近であり、冷延焼鈍板の靱性と比較して劣っている。この原因としては、管母材部は、造管時のひずみおよび試験片加工時のひずみをうけていることが挙げられる。このことから、１次加工を受けた後の２次加工において、０℃以下の低温で衝撃的な加工を受けると、切り欠きを有する場合には、管母材部でも破壊する可能性がある。一方、管溶接部の延性脆性遷移温度は、０〜１５℃付近であり、母材よりもさらに靱性が劣っている。一般的な管の加工において、脆性破壊を生じる場合には、溶接部から破壊することが多いのは、このように、母材に対して溶接部の靱性が低いことによると考えられる。
【００１４】
なお、本試験結果から、２５℃以上であれば、母材部および溶接部のいずれも延性破壊を呈しており、シャルピー衝撃値が５０Ｊ／ｃｍ２以上となり、延性的な破壊を呈するようになる。つまり、シャルピー試験のような衝撃的な変形を受けても脆性破壊は生じにくいことがわかる。なお、この脆性破壊が生じにくくなる温度は、図１で述べた温度（１５℃）に近いものとなっており、いずれの変形様式においても材料を加熱することによって脆性破壊は回避できることが明らかになった。また、実施例で述べるように、種々の排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼についても同様な試験を実施した結果、１５℃以上の温間にて加工を行えば、脆性的な破壊の発生率を低いレベルに抑制できることを明らかにし、本発明に至った。
【００１５】
以下に本発明における各成分の作用とそれらの含有量の範囲を限定した理由を述べる。
【００１６】
ＣとＮは、一般にはクリープ特性を向上させる元素として有効ではあるが、フェライト系ステンレス鋼では、粒界腐食感受性や靱性に対して悪影響を及ぼすことが古くから知られている。ステンレス鋼管の靱性に対してもＣとＮは可能な限り低いことが好ましい。このため、ＣとＮの含有量は、いずれも０．０３質量％以下とした。より高い水準で靱性を確保するには、それぞれ０．０２質量％以下とするのが好ましい。
【００１７】
Ｓｉは、高温酸化特性、高温塩害特性および高温疲労特性の向上の改善に有効な元素である。しかし、過剰に添加すると、鋼管の靱性低下を招く。このため、Ｓｉの含有量は２．０質量％以下とした。
【００１８】
Ｍｎを適量添加すると、高温酸化特性、とくに表層酸化物の密着性を著しく改善する。しかし、過剰に含有すると、硬質となり、靱性や加工性の低下を招く。そこで、Ｍｎの含有量は、２．０質量％以下とした。
【００１９】
Ｃｒは、耐食性および耐高温酸化性を確保するのに非常に有効な元素であり、それぞれの特性を維持するためには１０質量％以上の添加を必要とする。一方、過剰に添加するとσ相などの脆化相を生成し、鋼の脆化を招く。また硬質となって加工性を劣化させる他、原料価格が高くなる。したがって、Ｃｒの範囲は１０．０質量％〜３５．０質量％とした。
【００２０】
Ｃｕは、適量の添加で耐食性、靱性および加工性の改善に有効な元素である。しかし、Ｃｕを過剰に添加すると加工性に支障を来たす。そこで、Ｃｕの含有量は、１．０質量％以下とした。
【００２１】
Ｍｏは、耐食性や高温強度の改善に非常に有効であり、より高い水準でこれらの特性を満足させるために適宜添加される元素である。しかし、Ｍｏを過剰に添加すると、靱性や加工性を低下させる。そこで、Ｍｏの含有量は、３．０質量％以下とした。
【００２２】
Ｎｂはフェライト系ステンレス鋼の高温強度を改善するのに最も有効な合金元素の１つである。また、鋼中のＣやＮと結合することにより、Ｃｒ炭窒化物の生成を抑制し、耐粒界腐食性を向上させる。一方、Ｎｂを過剰に添加すると鋼の脆化や加工性の低下を招く。加工性および靱性にさほど影響を及ぼさないようにＮｂの上限を０．８質量％とした。
【００２３】
Ｔｉは、Ｎｂと同様に鋼中のＣやＮと結合することにより、Ｃｒ炭窒化物の生成を抑制し、耐粒界腐食性を向上させる。しかし、Ｔｉを過剰に添加すると、造管時に酸化することにより、溶接部に酸化物が残存しやすくなり、溶接部の靱性を低下させる。そこで、Ｔｉの上限を０．５質量％とした。
【００２４】
Ａｌは、鋼の溶製時に残存酸素を除去する脱酸材として有効である。すなわち、鋼中に酸素が残存すると溶接性が悪くなるのでＡｌ脱酸は有効であるが、Ａｌが過剰に残存すると、Ｔｉと同様に、造管時に酸化物を生成し、溶接部の靱性を劣化させる。このため、Ａｌの含有量は、０．３質量％以下とした。
【００２５】
これらの合金成分を含有するフェライト系ステンレス鋼管の種類は、主として、ＴＩＧ溶接、レーザー溶接、高周波溶接によって造管された溶接管を指す。また、溶接管を製造した後の処理、例えば、矯正加工、酸洗、研磨、めっきなどを施した溶接管にも適用可能である。なお、シームレス管は、溶接部を含まないため本発明の請求範囲にはとくに含めない。
【００２６】
上記フェライト系ステンレス鋼管を、脆性割れによる不良率を低くするように加工するためには、上述したように、１５℃以上の温度で加工すればよい。より好ましくは、加工温度を３０℃以上とするのがよい。また、加工形態は、特に規定するものでなく、曲げ、偏平、縮管、拡管およびこれらの複合加工など、いずれの加工にも適用可能である。なお、フェライト系ステンレス鋼管の延性脆性遷移温度は、鋼の合金組成、造管方法、焼鈍の有無および加工形態によって変化する。不良率の低減という観点では、上述した１５℃以上の加工で十分であるが、割れを完全に抑制するためには、個々の管について遷移温度を求め、完全な延性破壊温度域で加工を行うことが好ましい。
【００２７】
加工温度の上限値は特に規定しないが、加工作業および作業コストを考慮すると、８０℃以下での加工が好ましく、金属組織の変化を生じる可能性が出てくる４００℃以上の加熱は避けるべきである。鋼管の加熱方法については、水や油等の浸漬、バッチ式炉等による雰囲気加熱、通電等による直接加熱、また冬期であれば作業場所の暖房など、いずれの方法を用いてもよく、特に規定しない。また、加熱時間や加工後の冷却方法についても、特に規定しない。
【００２８】
【実施例】
以下に本願の実施例を示す。表１に供試材の化学成分を示した。表中のＮｏ．１〜Ｎｏ．１１の鋼が本発明方法の範囲に含まれる鋼である。また、Ｎｏ．１２は本発明の方法に含まれない比較鋼である。これらは、400kgまたは70ton溶解し、熱延後焼鈍を行い熱延鋼帯としたのち、２．０ｍｍに冷間圧延し、焼鈍を施したのちに造管を行い、φ３８．１×２．０ｍｍの鋼管とした。
【００２９】
【表１】
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【００３０】
表２に密着偏平試験結果を示す。偏平試験は、上述の図１の試験方法にて行い、脆性割れが発生しないものを○、１本以上発生したものを×とした。なお、造管は、高周波造管、ＴＩＧ造管、レーザー造管のいずれかの方法で行い、一部の試料についてはひずみ取り焼鈍を実施している。造管方法および焼鈍実施の有無についても表２にあわせて記した。
【００３１】
【表２】
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【００３２】
本発明方法である、１５℃以上の温間加工を行うと、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１１(Ｎｏ．３，１０，１１は参考例)の鋼は、いずれの造管方法においても、脆性的な割れは発生しなかった。一方、１５℃未満、正確には、各鋼の溶接部の延性破壊領域未満の温度域で密着偏平試験を行うと、１本以上の割れを生じた。これは、溶接部の延性脆性遷移温度域以下の温度では、厳しい加工や衝撃が加わる加工を行うと、脆性破壊が起こりうることを示唆している。なお、比較鋼のＮｏ．１２は、管の靱性が低く、延性脆性遷移温度が１５℃以上であったため、１５℃の偏平試験を行っても、脆性割れが発生した。
（以下余白）
【００３３】
表３に実加工を想定した加工試験結果を示す。加工方法としては、１次加工として曲げ内側半径を管外径（φ３８．１ｍｍ）とした９０°曲げを５ｓｅｃの時間で行い、その後に最大減肉部に沿って切断し、２次加工として管端部分を３％拡管した。１次加工と２次加工の加工温度を同一とし、割れ発生率（割れ本数／加工本数）で評価した。
【００３４】
【表３】
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【００３５】
割れ発生率は、上述した密着偏平試験よりも小さいものの、加工温度の影響は明確に現われている。本発明方法によれば、割れ発生率は１％以下であるが、比較法である１５℃未満の加工では、割れ発生率は数％に達する。
【００３６】
【発明の効果】
本発明方法によれば、フェライト系ステンレス鋼管の加工時に発生しやすい脆性割れの発生頻度を低くすることができる。このため、本発明方法は、厳しい加工を行う自動車排気経路部材の加工、特に加工温度が低い冬期の加工に適している。
【図面の簡単な説明】
【図１】密着偏平試験における割れ発生率に及ぼす試験温度の影響を示す。
【図２】母材および溶接部のシャルピー衝撃試験値に及ぼす試験温度の影響を示す。
【図１】
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【図２】
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