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WO2008004506A1 - Cr-CONTAINING STEEL EXCELLENT IN THERMAL FATIGUE CHARACTERISTICS - Google Patents

Cr-CONTAINING STEEL EXCELLENT IN THERMAL FATIGUE CHARACTERISTICS Download PDF

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WO2008004506A1
WO2008004506A1 PCT/JP2007/063185 JP2007063185W WO2008004506A1 WO 2008004506 A1 WO2008004506 A1 WO 2008004506A1 JP 2007063185 W JP2007063185 W JP 2007063185W WO 2008004506 A1 WO2008004506 A1 WO 2008004506A1
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WO
WIPO (PCT)
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thermal fatigue
temperature
steel
addition
less
Prior art date
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Ceased
Application number
PCT/JP2007/063185
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English (en)
French (fr)
Inventor
Junichi Hamada
Haruhiko Kajimura
Nobuhiko Hiraide
Toshio Kojima
Daiharu Doi
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Stainless Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumikin Stainless Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
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Publication date
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Priority to US11/991,873 priority patent/US20100218856A1/en
Priority to EP07767965A priority patent/EP2036994B1/en
Publication of WO2008004506A1 publication Critical patent/WO2008004506A1/ja
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Ceased legal-status Critical Current

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    • F01N13/00—Exhaust or silencing apparatus characterised by constructional features
    • F01N13/16—Selection of particular materials

Definitions

  • the present invention relates to a Cr-containing steel having excellent thermal fatigue characteristics that is optimal for use in exhaust system members that particularly require high-temperature strength and oxidation resistance.
  • Exhaust system components such as automobile exhaust manifolds, CFC top pipes, and center pipes pass high-temperature exhaust gas discharged from the engine, so the materials that make up the exhaust members include oxidation resistance, high-temperature strength, heat Various characteristics such as fatigue characteristics are required.
  • pig iron has generally been used for automobile exhaust members, but stainless steel exhaust manifolds have been used from the viewpoints of stricter exhaust gas regulations, improved engine performance, and lighter vehicle bodies. It has come to be used.
  • the exhaust gas temperature has increased to about 800 to 900 ° C., and there is a demand for a material having oxidation resistance, high temperature strength and thermal fatigue characteristics in an environment where the exhaust gas is used at a high temperature for a long time.
  • austenitic stainless steel is excellent in heat resistance and workability, but because of its large thermal expansion coefficient, when applied to a member that repeatedly receives heating and cooling, such as an exhaust manifold. Thermal fatigue destruction is likely to occur.
  • ferritic stainless steel has a lower thermal expansion coefficient than austenitic stainless steel, and therefore has excellent thermal fatigue characteristics.
  • steel with adjusted alloy additions such as Cr, Mo, Nb is used.
  • Exhaust gas high temperature Although the amount of these alloys added has increased with the progress of the process, the thermal fatigue life, which is the most important characteristic, has not necessarily increased.
  • excessive increase in the amount of alloy added leads to an increase in cost, and may have disadvantages that are not economical.
  • Japanese Laid-Open Patent Publication No. 7-145453 discloses ferrite stainless steel excellent in oxidation resistance, high temperature strength, and thermal fatigue characteristics for automobile exhaust manifolds.
  • the Cr content is 11-14%, which is a relatively low Cr content.
  • this technology improves oxidation resistance, high temperature strength, and thermal fatigue characteristics at 900 ° C or higher.
  • thermal fatigue properties are achieved under the condition of 50% restraint at 200-900 ° C.
  • the invention steel has a long thermal fatigue life, but the restraint rate is low, or the temperature is about 800 ° C. Therefore, sufficient characteristics could not be obtained under the condition that the applied cycle was long.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 9-279316 discloses an invention in which Si / Mn is controlled to improve the high temperature characteristics by increasing the resistance to 900 MPa at 15 MPa or more. In this case as well, it was not enough in a long-term use environment to specify the tensile strength of the product plate at 900 ° C. In addition, since Mn was added in an amount of 0.7 to 3%, the ductility was low, and there was a problem that the formability when processing into a member and the thermal fatigue life decreased due to the decrease in high hot ductility.
  • Japanese Patent Laid-Open No. 2002-105605 discloses that the 0.2% resistance to 18 MPa or more after holding at 900 ° C. for 1 hour by adjusting the components. Here, it is possible to maintain a strong environment in the environment by holding it for 1 hour at a high temperature. The technical idea is to improve the temperature, but when subjected to a thermal cycle, the thermal fatigue life may not be improved only by improving the high-temperature strength.
  • steel containing B is disclosed as a ferrite stainless steel having excellent high temperature characteristics. It has been added to improve workability, and its influence on high-temperature properties has not been clear from conventional knowledge.
  • the role of B in improving workability is to improve the grain boundary strength due to grain boundary segregation and improve secondary workability.
  • the addition of B refines the precipitate, It is intended to improve high temperature strength.
  • V was added to the above three patents, but in some cases it was added from the viewpoint of improving the corrosion resistance of the weld and improving the workability by fixing C and N. Disclosure of the invention
  • the present invention provides excellent oxidation resistance, high temperature strength, and thermal fatigue characteristics especially in an environment where the exhaust temperature is near 800 ° C, which is used for a long time at high temperatures, or repeatedly subjected to heating and cooling. And providing relatively inexpensive Cr-containing steel.
  • the present inventors investigated the relationship between the components and the high temperature deformation characteristics regarding the oxidation resistance, high temperature strength, and thermal fatigue characteristics of the Cr-containing steel.
  • the deformation characteristics in the low temperature range in addition to the deformation characteristics in the high temperature range affect the thermal fatigue life.
  • the following findings were obtained.
  • This feature is mainly due to the addition of Cr and Si from the viewpoint of oxidation resistance, the addition of Nb-Ti composite from the viewpoint of improving high-temperature characteristics, and the adjustment of each component in the new ingredients added with V and B. Therefore, it ensures the strength and ductility during long-term use and greatly improves the thermal fatigue characteristics.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • Figure 1 shows the relationship between (Nb + 1.9Ti) / (C + N) and the elongation at break at room temperature.
  • Figure 2 shows the effect of Ti addition on the thermal fatigue life.
  • Figure 3 shows the resistance to 800 ° C after aging at 800 ° C.
  • Figure 4 shows the aperture value at 200 ° C after aging at 800 ° C.
  • Figure 5 shows the aperture at 200 ° C after aging at 800 ° C.
  • FIG. 6 is a graph showing the relationship between MnZTi and Cr 20 3 thickness when subjected to a continuous oxidation test at 900 ° C. for 200 hours.
  • C degrades the formability and corrosion resistance and lowers the high-temperature strength. Therefore, the lower the content, the better. Therefore, C was made 0.015% or less. However, excessive reduction leads to an increase in fine cost, so 0.001 to 0.005% is more desirable.
  • N like C, deteriorates formability and corrosion resistance and lowers the high-temperature strength.
  • excessive reduction leads to an increase in fine cost, so 0.00 to 0.010% is also desirable.
  • Si is an important element for improving oxidation resistance and high temperature characteristics in the present invention. Oxidation resistance and high-temperature strength improve with increasing Si content, and the effect is manifested at 0.8% or more.
  • Si promotes precipitation of intermetallic compounds mainly composed of Fe and Nb called Laves phase at high temperatures. If the Laves phase precipitates excessively, the amount of dissolved Nb necessary to ensure high temperature strength is reduced. If Si is added excessively, the room temperature workability deteriorates and the ductility during long-time use is reduced, leading to a reduction in thermal fatigue life. From these viewpoints, the upper limit was set to 1.0%. Further, it is preferably 0.8 to 0.9%.
  • Mn is an element that is added as a deoxidizer and improves the high-temperature strength, and the effect is manifested from 0.2% or more.
  • the addition of Mir suppresses the oxidation of Ti during continuous oxidation and improves the oxidation resistance of the steel with a composite addition with Ti.
  • addition over 1.5% reduces ductility
  • the upper limit is preferably 0.03%.
  • the lower limit is preferably 0.01%.
  • 0.012 to 0.025% is desirable.
  • S is an element that degrades corrosion resistance and oxidation resistance, but since the effect of improving workability by combining with Ti and C is manifested from 0.0001%, the lower limit was set to 0.0001%.
  • the upper limit is set to 0.01% because the high-temperature strength decreases because it combines with Ti and C by appropriate addition to reduce the amount of solid solution Ti and cause coarsening of precipitates. Furthermore, if considering the sickle cost and high temperature oxidation characteristics, 0.0010 to 0.0090% is desirable.
  • Cr is an essential element for ensuring oxidation resistance in the present invention. If it is less than 13%, the effect is not manifested, and if it exceeds 15%, the workability is deteriorated or the toughness is deteriorated. Furthermore, considering high temperature ductility and manufacturing cost, 13.2 to 14.5% is desirable.
  • Ni is effective in improving toughness and resistance to high temperature salt damage and corrosion.
  • it is an austenite-forming element, has an adverse effect on oxidation resistance, and is expensive.
  • Cu is effective for improving high-temperature strength, but it lowers the ductility and adversely affects oxidation resistance.
  • Mo is effective for improving corrosion resistance, suppressing high-temperature oxidation, and improving high-temperature strength by strengthening solid solution. However, it is not more than 0.2% because it causes high hot ductility and is expensive. More desirably, it is 0.1% or less.
  • Nb improves the high-temperature strength by strengthening solid solution and refining precipitates. It is an element necessary for the purpose. It also has the role of fixing C and N as carbonitrides and contributing to the development of recrystallization textures that affect the corrosion resistance and r-value of product plates. These effects appear from 0.3% or more. On the other hand, if it is precipitated as a LaFez phase depending on the temperature in the environment of use, the effect will be saturated even if it is added excessively because it loses its solid solution strengthening ability. Moreover, excessive addition reduces ductility at low temperatures and shortens the thermal fatigue life. In the present invention, the amount of solute Nb is ensured by the combined addition with Ti. In this case, the action is saturated at 0.55%, so it was set to 0.3 to 0.55%. Furthermore, if considering moldability, intergranular corrosion and manufacturing cost, 0.32 to 0.45% is desirable.
  • Ti is an element that combines with C, N, and S to improve corrosion resistance, intergranular corrosion resistance, and deep drawability.
  • the addition of an appropriate amount brings about the improvement of high-temperature strength and high-temperature ductility after exposure at high temperature for a long time, and improves thermal fatigue properties.
  • These effects are manifested from 0.05% or more, but addition of more than 0.2% increases the amount of solid solution Ti and degrades formability, as well as surface toughness, toughness, and oxidation resistance. Therefore, the content is set to 0.05 to 0.2%. Furthermore, considering the manufacturability, 0.05 to 0.15% is desirable.
  • A1 is an element that improves high-temperature strength through oxidation resistance and solid solution strengthening, and is an essential element in the present invention. The effect starts from 0.015%, but addition of more than 1.0% hardens, deteriorates surface flaws and weldability, so 0.015 to 1.0% . In addition, 0.03 to 0.7% is desirable considering the cost of fertility.
  • B is an element that improves secondary workability during product press working.
  • Ti-added steel is an essential element in the present invention because secondary work cracks are likely to occur.
  • the component system to which Nb and Ti are added and Si is added as in the present invention contributes to the improvement of the high temperature strength.
  • B is considered to form (Fe, Cr) 23 (C, 6) 6 and Cr 2 ⁇ at high temperatures and segregate at grain boundaries, but in the component system to which Si is added, These precipitates did not precipitate, and it was found that they had the effect of precipitating Laves as described above.
  • the Laves phase reduces the amount of dissolved Nb and usually coarsens, so there is almost no high-temperature strengthening ability after long-term aging, but it has precipitation strengthening ability because it precipitates finely by adding B. It will contribute to the improvement of strength.
  • B precipitates the Laves phase finely is presumed that the interfacial energy decreases due to grain boundary segregation, making it difficult for grain boundaries to precipitate.
  • the elongation at break at room temperature can be secured at 32% or more.
  • JIS No. 13 B specimens were taken in the rolling direction, subjected to a tensile test, and the elongation at break was measured. If the elongation at break is 32% or more, cracking and constriction will not occur even if the pipe material is bent after press working from the plate material to the exhaust member or after bending into a pipe shape.
  • the product plate was pipe-formed (outside diameter 38. lmm) by electro-welding and subjected to a thermal fatigue test.
  • the thermal fatigue test was conducted with a computer-controlled electrohydraulic control fatigue tester.
  • the temperature cycle to be applied was such that the temperature was raised from 200 to 800 ° C in 120 seconds, held at 800 ° C for 30 seconds, then cooled to 300 ° C in 120 seconds, and further cooled to 200 ° C in 90 seconds. Heating was performed with a high-frequency induction heating coil, and cooling was performed by supplying air into the test tube.
  • the restraint rate was set so that compressive strain was applied so as to be a constant ratio with respect to the amount of free expansion. That is, for example, in the case of 50% restraint, compression strain was mechanically applied so that the expansion amount was half of the free expansion.
  • the chemical composition of the test material is shown in Table 1.
  • Steel A is a compatible steel of the present invention and Steel B is a comparative steel.
  • Steel B is a heat-resistant stainless steel plate used for general purposes.
  • the steel of the present invention has a longer life than the comparative example at any constraint. This is because the high ductility is maintained in the low temperature region of the thermal cycle, in addition to the fact that there is almost no decrease in strength even when high temperature strength is aged, that is, a long time thermal cycle is applied. During a thermal cycle, a compressive load is applied to the material at a high temperature, and creep deformation or stress relaxation occurs at 800 ° C. Therefore, an increase in 0.2% proof stress at 800 ° C It is considered effective for extending the fatigue life.
  • Figures 3 and 4 show the tensile strength and drawing at high temperatures after aging at 800 ° C.
  • the steel of the present invention has high strength at a high temperature strength of 20 MPa or more and a drawing value of 35% or more at 200 ° C, even when subjected to long-term aging treatment at 800 ° C for 10 hours or more. This means that even when subjected to a long thermal cycle process during thermal fatigue, the strength at the highest temperature is high and the ductility at the lowest temperature is high. As a result, as shown in Fig. 2, it is considered that the thermal fatigue life is improved at any constraint rate. In the conventional invention, the technical idea was only to improve the strength at the maximum temperature when subjected to the thermal cycle, but in the present invention, the thermal fatigue life is remarkably improved by improving the ductility at the minimum temperature. I found out.
  • the improvement of the drawing value at 200 ° C is considered to be due to the above-mentioned securing of the elongation at break at room temperature and the suppression of aging deterioration.
  • the present invention has revealed that the addition balance of Ti and Nb is important.
  • the improvement in high-temperature strength at 800 is affected by the amount of solute Nb and the amount of solute Ti.
  • Figure 5 shows the relationship between the amount of solute Nb + solute Ti after aging at 800 ° C and the high temperature strength at 800 ° C.
  • the solid solution Nb + solid solution Ti content is 0.08% or more
  • the high-temperature strength at 800 ° C is 20MPa or more.
  • the solid solution Nb amount + the solid solution Ti amount was set to 0.08% or more.
  • the present invention by adding a proper amount of Ti and Nb in combination, thermal fatigue properties are improved by improving high-temperature strength and high-temperature ductility after long-term aging. There is a deterioration effect.
  • the steel containing Si, Cr, Mn, Ti shown in the present invention is continuously oxidized in the atmosphere, the scale is composed of spinel oxide mainly containing Ti0 2 , Cr, Mn in the outer layer, and Cr 2 in the inner layer. 0 3 is formed. As the Ti content increases, the inner Cr 2 O 3 film becomes thicker and the oxidation resistance deteriorates.
  • Figure 6 shows the inner layer of Cr 2 0 3 film thickness after 200 h continuous oxidation with Ti / Mn and 900 ° C. If the thickness of the Cr 20 3 inner scale exceeds 5 / m, scale peeling will occur and oxidation resistance will be inferior. However, if Mn / Ti ⁇ 3, the thickness of the Cr 20 3 inner scale will be thin. Excellent in oxidation resistance.
  • Ti diffuses outward through the inner layer of Cr 2 0 3, but the result of outward diffusion of Ti is inhibited by Mn, and considered Erareru growth of the inner layer of Cr 2 0 3 film is suppressed.
  • Mn Cr 2 0 3 coating
  • Cr 2 0 3 it is important to suppress the growth of the inner layer of Cr 2 0 3 coating, Cr 2 0 3 to be generated when 200 h, was continuously oxidation in air at 900 ° C
  • MnZTi ⁇ 3 In order to make the inner scale thickness 5 xm or less, MnZTi ⁇ 3.
  • Example Steels with the composition shown in Table 2 were melted and formed into slabs, and the slabs were hot-rolled to form hot rolled coils with a thickness of 5M.
  • the hot rolled coil was annealed and pickled, cold-rolled to a thickness of 2 mm, and annealed and pickled to obtain a product plate.
  • the annealing temperature of the cold rolled sheet was set to 980 to 1050 ° C in order to make the grain size number about 6 to 8.
  • high-temperature tensile test pieces were collected and subjected to tensile tests at 200 ° C and 800 ° C.
  • a high temperature tensile test was conducted in the same manner as described above.
  • the product plate was pipe-formed (outer diameter 38.1 mm) by electro-welding and subjected to a thermal fatigue test.
  • the temperature cycle to be applied is a pattern in which the temperature is raised from 200 to 800 ° C in 120 seconds, held at 800 ° C for 30 seconds, then cooled to 300 ° C at 120sec and further cooled to 200 ° C in 90 seconds. The rate was 50%.
  • oxidation resistance a 20 mm wide and 25 mm long test piece was cut from the product plate, polished to # 600 with emery paper, and then continuously oxidized in the atmosphere at 900 ° C for 200 h. A test was conducted. The thickness of the Cr 20 3 inner layer scale was determined by observing a cross section with a SEM (scanning electron microscope).
  • the thickness of the inner layer of the steel of the present invention is good at 5 m or less.
  • Si deviates from the scope of the present invention, and steels Nos. 14, 17, 23, 24, and 26 with small MnZTi have an inner layer scale thickness exceeding 5 m, and are inferior in oxidation resistance.
  • the manufacturing method of the steel sheet is not particularly specified, but hot rolling conditions, hot rolled sheet thickness, hot and cold rolled sheet annealing temperatures, atmosphere, etc. may be selected as appropriate. Further, temper rolling or tension leveler may be applied after cold rolling / annealing. Furthermore, the product thickness may be selected according to the required member thickness.

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Description

熱疲労特性に優れた C r含有鋼
技術分野
本発明は、 特に高温強度や耐酸化性が必要な排気系部材などの使 用に最適な熱疲労特性に優れた C r含有鋼に関する'ものである。
明 背景技術
自動車の排気マ二ホールド、 フロン書トパイプおよびセンターパイ プなどの排気系部材は、 エンジンから排出される高温の排気ガスを 通すため、 排気部材を構成する材料には耐酸化性、 高温強度、 熱疲 労特性など多様な特性が要求される。
従来、 自動車排気部材には錶鉄が使用されるのが一般的であつた が、 排ガス規制の強化、 エンジン性能の向上、 車体軽量化などの観 点から、 ステンレス鋼製の排気マ二ホールドが使用される様になつ た。 また、 近年では排ガス温度が 800〜 900°C程度と高温化しており 、 高温で、 かつ長時間使用された環境における耐酸化性、 高温強度 および熱疲労特性を有する材料が要望されている。
ステンレス鋼の中でオーステナイ ト系ステンレス鋼は、 耐熱性や 加工性に優れているが、 熱膨張係数が大きいために、 排気マ二ホー ルドの様に加熱 · 冷却を繰り返し受ける部材に適用した場合、 熱疲 労破壊が生じやすい。
一方、 フェライ 卜系ステンレス鋼は、 オーステナイ ト系ステンレ ス鋼に比べて熱膨張係数が小さいため、 熱疲労特性に優れている。 また、 排ガス温度に応じて、 高温強度を高めるために、 C r , Mo , Nb といった合金添加量を調整した鋼が使用されている。 排気ガス高温 化に伴い、 これらの合金添加量は増加しているが、 最も重要な特性 である熱疲労寿命が必ずしも長くなつているわけではなかった。 ま た、 合金添加量の過度な増加は、 コス ト増につながるため、 経済的 では無い欠点も有する場合があった。
特開平 7 — 145453号公報には、 自動車排気マ二ホールド用に、 耐 酸化性、 高温強度、 熱疲労特性に優れたフェライ ト系ステンレス鋼 が開示されている。 C r量が 1 1〜 14 %と比較的低 C r含有量であり、 S i 添加により 900°C以上における耐酸化性、 高温強度、 熱疲労特性を 向上させる技術である。 この中で熱疲労特性は、 200〜 900°Cにおい て 50 %拘束した条件で成され、 発明鋼は熱疲労寿命が長くなつてい るが、 拘束率が低かったり、 800°C程度の温度になり、 付与される サイクルが長くなる条件では十分な特性が得られなかった。 この要 因としては、 長時間使用環境に曝された条件、 即ち材料を時効処理 した際の高温強度および高温延性が不足していたためと考えられる 。 また、 上記特開平 7 — 145453号公報では T iと Nbの複合添加の実施 例があるが、 この場合実際の成形部品に加工する途中で割れが生じ る現象 （ 2次加工割れ） が発生し、 部材成形が出来なかったり、 微 小割れから熱疲労特性が著しく劣化する場合があった。
特開平 9 一 2793 16号公報には、 S i / Mnを制御して 900°Cでの耐カ を 15MPa以上とし高温特性を向上させる発明が開示されている。 こ の場合も、 製品板の 900°Cにおける引張耐カを規定しただけでは、 長時間使用環境においては不十分であった。 また、 Mnが 0. 7〜し 3 % 添加されているため延性が低く、 部材に加工する際の成形性や、 高 温延性の低下による熱疲労寿命の低下が生じる問題があつた。
特開 2002— 105605号公報には、 成分調整により 900°Cで 1時間保 持した後の 0. 2 %耐カを 18MPa以上とすることが開示されている。 こ こでは、 高温で 1時間以上の保持を行うことで、 使用環境下での強 度を向上させることが技術思想となっているが、 熱サイクルを受け る場合、 高温強度を向上させるだけでは熱疲労寿命は向上しない場 合があった。
特開平 9 一 279312号公報、 特開 2000— 169943号公報および特開平 10— 204590号公報には、 高温特性に優れたフェライ ト系ステンレス 鋼として、 Bを含有した鋼が開示されているが、 加工性改善の観点 で添加されており、 従来知見において高温特性への影響は明確では 無かった。 加工性改善における Bの役割は、 粒界偏析による粒界強 度を向上させて、 2次加工性を向上させるものである力 本発明に おいては B添加により析出物を微細化させて、 高温強度向上を図つ たものである。 また、 上記 3件の特許には Vが添加されているが、 溶接部の耐食性向上、 Cや Nの固定による加工性の向上の観点で添 加されている場合があった。 発明の開示
本発明は、 特に排気温度が 800°C近傍に対応出来る材料として、 高温で長時間使用されたり、 加熱 · 冷却を繰り返し受ける環境にお いて、 優れた耐酸化性、 高温強度、 熱疲労特性を有し、 比較的安価 な C r含有鋼を提供する。
上記課題を解決するために、 本発明者らは C r含有鋼の耐酸化性、 高温強度、 熱疲労特性に関して、 成分および高温変形特性との関連 を調査した。 この中で特に熱サイクルを受ける環境を考慮し、 高温 域での変形特性に加え低温域での変形特性が熱疲労寿命にどの様に 作用するかを入念に調べた。 そして、 かかる目的を達成すべく種々 の検討を重ねた結果、 以下の知見を得た。 この特徴としては、 主に 耐酸化性の観点から C rと S iを添加し、 高温特性向上の観点から Nb— T i複合添加、 更に V , B添加した新規成分における各成分調整によ つて、 長時間使用時における強度および延性を確保して熱疲労特性 を大幅に向上させるものである。 本発明の要旨は次のとおりである
( 1 ) 質量％にて、 C ： 0.01 %以下、 N ： 0.015 %以下、 S i ： 0.8 〜 1.0%、 Mn： 0.2〜 1.5%、 P ： 0.03%以下、 S ： 0.01%以下、 Ni ： 0.2%以下、 Cu： 0.2%以下、 Cr： 13〜 15%、 Mo ： 0. 1%以下、 Nb ： 0.3〜0.55%、 Ti ： 0.05〜0.2%、 V ： 0.0ト 0.2%、 A1 ： 0.015〜 1.0%、 B ： 0.0002〜0.0010%を含有し、 かつ （Nb+ 1.9XTi) /人 C + N) ≤40を満足し、 残部が Feおよび不可避的不純物からなるこ とを特徴とする熱疲労特性に優れた Cr含有鋼。
( 2 ) 800°Cで 100時間以上時効処理した後の 800°Cにおける 0.2% 耐カカ OMPa以上、 かつ 200°Cにおける絞り値が 35%以上であること を特徴とする （ 1 ) に記載の熱疲労特性に優れた Cr含有鋼。
( 3 ) 800°Cで 100時間以上の時効処理を施した後の固溶 Nb量 +固 溶 Ti量が 0.08%以上であることを特徴とする （ 1 ) または （ 2 ) に 記載の熱疲労特性に優れた Cr含有鋼。
( 4 ) Mn/Ti≥ 3を満足することを特徴とする （ 1 ) 〜 （ 3 ) の いずれか一項に記載の熱疲労特性に優れた Cr含有鋼。 図面の簡単な説明
図 1は、 （Nb+ 1.9Ti) / (C + N) と常温での破断伸びの関係 を示す図である。
図 2は、 熱疲労寿命に及ぼす Ti添加の影響を示す図である。
図 3は、 800°Cで時効した後の 800°Cにおける耐カである。
図 4は、 800°Cで時効した後の 200°Cにおける絞り値を示す図であ る。
図 5は、 800°Cで時効した後の 200°Cにおける絞りを示す図である 図 6は、 MnZTiと 900°Cで 200 h連続酸化試験した際の Cr203厚さ の関係を示す図である。 発明を実施するための最良の形態
以下に本発明の限定理由について説明する。
Cは、 成形性と耐食性を劣化させ、 高温強度の低下をもたらすた め、 その含有量は少ないほど良いため、 0.015%以下とした。 但し 、 過度の低減は精鍊コス トの増加に繋がるため、 更に、 0.001〜0.0 05%が望ましい。
Nは Cと同様、 成形性と耐食性を劣化させ、 高温強度の低下をも たらすため、 その含有量は少ないほど良いため、 0.015%以下とし た。 但し、 過度の低減は精鍊コス トの増加に繋がるため、 更に、 0. 00ト 0.010%が望ましい。
Siは、 本発明において耐酸化性と高温特性を改善するために重要 な元素である。 耐酸化性や高温強度は、 Si量の増加とともに向上し 、 その効果は 0.8%以上で発現する。 また、 Siは高温で Laves相と呼 ばれる Feと Nbを主体とする金属間化合物の析出を促進する。 Laves 相が過度に析出すると高温強度を確保するために必要な固溶 Nb量が 低減してしまう。 また、 過度に Siを添加すると、 常温加工性が劣化 する他、 長時間使用中における延性を低下させ、 熱疲労寿命の低下 をもたらす。 これらの観点から、 上限を 1.0%とした。 更に、 望ま しくは 0.8〜0.9%である。
Mnは、 脱酸剤として添加され、 高温強度を向上させる元素であり 、 0.2%以上から効果が発現する。 また、 Tiとの複合添加鋼におい ては、 Mir添加により連続酸化時に Tiの酸化を抑制し、 耐酸化性が向 上することが判明した。 一方、 1.5%超の添加は延性を低下させる 他、 MnSを形成して耐食性を低下させる。 また、 過度な添加は、 耐 酸化性の劣化をもたらす。 よって、 0.2〜1.5%とした。 更に、 高温 延性やスケール密着性を考慮すると、 0.3〜1.0%が望ましい。
Pは、 Mnや Si同様に固溶強化元素であるため、 材質上その含有量 は少ないほど良いため、 上限は 0.03%が望ましい。 伹し、 過度の低 減は精鍊コス トの増加に繋がるため、 下限は 0.01%が望ましい。 更 に、 精鍊コス トと耐食性を考慮すると 0.012〜0.025 %が望ましい。
Sは、 耐食性や耐酸化性を劣化させる元素であるが、 Tiや Cと結 合して加工性を向上させる効果が 0.0001 %から発現するため、 下限 を 0.0001 %とした。 一方、 適度な添加により Tiや Cと結合して固溶 Ti量を低減させるとともに析出物の粗大化をもたらすために、 高温 強度が低下するため、 上限を 0.01%とした。 更に、 精鎌コストや高 温酸化特性を考慮すると 0.0010〜0.0090 %が望ましい。
Crは、 本発明において、 耐酸化性確保のために必須な元素である 。 13%未満では、 その効果は発現せず、 15%超では加工性を低下さ せたり、 靭性の劣化をもたらすため、 13〜15%とした。 更に、 高温 延性、 製造コス トを考慮すると 13.2〜 14.5%が望ましい。
Niは、 靭性向上、 耐高温塩害腐食性向上に有効である。 しかし、 オーステナイ ト形成元素であり、 耐酸化性に悪影響を及ぼしたり、 高価であることから、 0.2%以下とした。
Cuは、 高温強度向上に有効であるが、 延性を低下させたり、 耐酸 化性に悪影響を及ぼすことから、 0.2%以下とした。
Moは、 耐食性を向上させるとともに、 高温酸化を抑制したり、 固 溶強化による高温強度向上に対して有効である。 しかしながら、 高 温延性の低下をもたらす他、 高価であることから 0.2%以下とした 。 更に望ましくは、 0.1%以下である。
Nbは、 固溶強化および析出物微細化強化による高温強度向上のた めに必要な元素である。 また、 Cや Nを炭窒化物として固定し、 製 品板の耐食性や r値に影響する再結晶集合組織の発達に寄与する役 割もある。 これらの効果は 0.3%以上から発現する。 一方、 使用環 境中では温度によってラ一フェス相として析出した場合、 固溶強化 能を失うため過度に添加しても効果は飽和してしまう。 また、 過度 な添加は低温域での延性が低下して熱疲労寿命が短くなつてしまう 。 本発明では Tiとの複合添加により固溶 Nb量を確保しており、 この 場合にその作用は、 0.55%で飽和するため、 0.3〜0.55%とした。 更に、 成型性、 粒界腐食性および製造コス トを考慮すると、 0.32〜 0.45%が望ましい。
Tiは、 C， N, Sと結合して耐食性、 耐粒界腐食性、 深絞り性を 向上させる元素である。 また、 Nbとの複合添加において、 適量添加 することにより長時間高温で晒された後の高温強度の向上、 高温延 性の向上をもたらし、 熱疲労特性を向上させる。 これらの効果は、 0.05%以上から発現するが、 0.2%超の添加により、 固溶 Ti量が増 加して成型性を劣化させる他、 表面疵の発生ゃ靭性の低下、 耐酸化 性の劣化をもたらすため、 0.05〜0.2%とした。 更に、 製造性を考 慮すると、 0.05〜0.15%が望ましい。
Vは、 0.01%以上の添加により微細な炭窒化物を形成し、 析出強 化作用が生じて高温強度向上に寄与する。 一方、 0.2%超の添加で 低温延性が低下し、 逆に熱疲労寿命は低下してしまうため、 上限を 0.2%とした。 更に、 製造コス トや製造性を考慮すると、 0.08〜0.1 5 %が望ましい。
A1は、 脱酸元素として添加される他、 耐酸化性、 固溶強化により 高温強度を向上させる元素であり、 本発明において必須元素である 。 その作用は 0.015%から発現するが、 1.0%超の添加は硬質化した り、 表面疵の発生や溶接性を劣化させるため、 0.015〜1.0%とした 。 更に、 精鍊コス トを考慮する 0.03〜0.7%が望ましい。
Bは、 製品のプレス加工時の 2次加工性を向上させる元素である 。 特に、 Ti添加鋼は、 2次加工割れが発生し易いので、 本発明にお いては必須元素である。 この他に、 本発明の様な Nb, Tiが添加され 、 かつ Siが添加された成分系においては、 高温強度の向上に寄与す ることを見出した。 一般的に Bは、 高温域で （Fe, Cr) 23 ( C , Β ) 6や Cr 2 Βを形成したり、 粒界偏析するとされているが、 Siが添 加された成分系においては、 これらの析出物は析出せず、 先述した Lavesを微細析出させる効果があることが判明した。 Laves相は、 固 溶 Nb量の低減をもたらし、 通常粗大化してしまうので、 特に長時間 時効後の高温強化能はほとんど無いが、 B添加により微細析出する ため、 析出強化能を有し、 高温強度の向上に寄与する様になる。 B が Laves相を微細析出させる要因としては、 粒界偏析により界面ェ ネルギ一が低下し、 粒界析出し難くなると推察される。
これらの効果は、 0.0002%以上で発現するが、 過度な添加は硬質 化や粒界腐食性を劣化させる他、 溶接割れが生じるため、 0.0002〜 0.0010%とした。 更に、 成型性や製造コス トを考慮すると、 0.0003 〜0.0007%が望ましい。 Tiと Nbの複合添加の場合、 両者が過度に添 加されると固溶 Ti、 固溶 Nbが増加し常温延性を著しく低下させるこ とが判明した。
本発明では、 図 1 に示す様に、 （Nb+ 1.9XTi) / ( C +N) ≤5 0とすることで、 常温での破断伸びが 32%以上確保できる。 こ こで 、 Ti, Nb, C , Ν量が異なる 14% Cr鋼、 板厚 2 mmについて、 圧延方 向に JIS13号 B試験片を採取し、 引張試験を行い、 破断伸びを測定 した。 破断伸びが 32%以上であれば、 板材から排気部材へのプレス 加工やパイプ形状に加工後曲げゃ拡管加工を施しても割れや括れが 発生しないレベルである。 また、 熱疲労寿命向上に対しては、 時効後の高温強度に加え延性 が重要であることを見出した。 ここで、 熱疲労試験について説明す る。 製品板を電鏠溶接により製管 （外径 38. lmm) し、 熱疲労試験に 供した。
熱疲労試験は、 コンピュータ制御式電気的油圧制御疲労試験機に より行った。 付与する温度サイクルは、 200から 800°Cまで 120secで 昇温し、 800°Cで 30sec保持した後に、 300°Cまで 120secで冷却し、 更に 200°Cまで 90secで冷却するパターンとした。 加熱は高周波誘導 加熱コイルで行い、 冷却は試験管内部に空気を供給して行った。 拘 束率は、 自由膨張量に対して一定比率になる様に圧縮歪を付与する 様にした。 即ち、 例えば 50%拘束の場合、 自由膨張の半分の膨張量 になる様に圧縮歪を機械的に付与した。
供試材の化学成分は表 1に示しており、 鋼 Aは本願発明の適合鋼 で鋼 Bは比較鋼である。 ここで、 鋼 Bは汎用的に使用されている耐 熱ステンレス鋼板である。
01
Figure imgf000012_0001
S8l£90/.00idf/13d 90S丽 800Z ΟΛ\ 図 2より、 本願発明の鋼はいずれの拘束率においても、 比較例よ りも高寿命が得られている。 これは、 高温強度の時効劣化即ち長時 間熱サイクルを付与しても強度低下が殆ど無い事に加えて、 熱サイ クルの低温域において高延性を保持しているためである。 熱サイク ルを受けている間、 高温では材料に圧縮荷重が付与される他、 800 °C保持においてはクリープ変形もしくは応力緩和現象が生じるため 、 800°Cにおける 0. 2 %耐力の増加が熱疲労寿命の延長に有効である と考えられる。 一方、 800°Cから 200°Cまでの冷却過程においては、 材料は引張応力が付与される。 この引張応力は高温域での圧縮応力 より も格段に大きな応力であり、 かつ熱サイクルで損傷 （欠陥） が 生じた場合、 この部位での塑性変形は著しい。 よって、 材料の 200 °Cにおける延性 （絞り） の増加は、 冷却過程での損傷進展を抑える 効果があると考えられる。
図 3および図 4に 800°Cで時効処理した後の高温での引張強度と 絞りを示す。 本発明鋼は、 800°Cで 10hr以上の長時間時効処理を施 しても、 高温強度が 20MPa以上と高強度で、 200°Cの絞り値が 35 %以 上と高延性である。 このことは、 熱疲労過程で長時間の熱サイクル 処理を受けても、 最高温度での強度が高く、 かつ最低温度での延性 が高いことを意味する。 これにより、 図 2で示した様にいずれの拘 束率においても熱疲労寿命が向上することにつながると考えられる 。 従来の発明では、 熱サイクルを受ける場合の最高温度での強度を 向上させるのみが技術思想であつたが、 本発明では最低温度におけ る延性を向上させることで熱疲労寿命が格段に向上することを見出 した。
200°Cでの絞り値向上は、 先に示した常温での破断伸びの確保と 時効劣化が抑制されたことによると考えられる。 即ち、 T i， Nbの添 加バランスが重要であることが本発明で明らかになつたことである 。 一方、 800ででの高温強度の向上については、 固溶 Nb量と固溶 Ti 量が影響している。 図 5に 800°Cで時効した後の固溶 Nb量 +固溶 Ti 量と 800ででの高温強度の関係を示す。 固溶 Nb量 +固溶 Ti量が 0.08 %以上において 800°Cでの高温強度が 20MPa以上となっている。 これ より高温強度 20MPa以上を得、 熱疲労寿命を向上させるために、 固 溶 Nb量 +固溶 Ti量は 0.08%以上とした。
本発明では、 適正量の Tiを Nbと複合添加することで、 長時間時効 後の高温強度、 高温延性の向上をもたらして熱疲労特性を向上させ ているが、 逆に耐酸化性に対して劣化作用がある。 本発明に示す Si ， Cr， Mn, Tiを含有する鋼を大気中で連続酸化すると、 スケールは 、 外層には Ti02, Cr, Mnを主に含むスピネル型酸化物が、 内層には Cr203が形成される。 Ti量が増加するにつれ、 内層の Cr203皮膜が厚 くなり耐酸化性が劣化する。 本発明者らは、 Mnの影響について検討 したところ、 Mnを増加させると、 外層の Ti02量が減少して、 内層の Cr203皮膜の成長が抑制されており、 これにより耐酸化性が向上す ることを見出した。 図 6 に Ti/Mnと 900°Cで 200 h連続酸化した後の 内層の Cr203皮膜厚さを示す。 Cr203内層スケールの厚さが 5 / m超 の場合、 スケール剥離等が生じて耐酸化性が劣るが、 Mn/Ti≥ 3の 場合には Cr203内層スケールの厚さが薄く、 耐酸化性に優れている 。 Tiは内層の Cr203を介して外方拡散するが、 Mnによって Tiの外方 拡散が抑制された結果、 内層の Cr203皮膜の成長が抑制されたと考 えられる。 良好な耐酸化性を得るには、 内層の Cr203皮膜の成長を 抑制することが重要であり、 900°Cにおいて 200 h、 大気中で連続酸 化させた時に生成する Cr203内層スケールの厚さを 5 xm以下とす るために、 MnZTi≥ 3 とした。 実施例 表 2に示す成分組成の鋼を溶製してスラブに铸造し、 スラブを熱 間圧延して 5M厚の熱延コイルとした。 その後、 熱延コイルを焼鈍 • 酸洗を施し、 2 mm厚まで冷間圧延し、 焼鈍 · 酸洗を施して製品板 とした。 冷延板の焼鈍温度は、 結晶粒度番号を 6〜 8程度にするた めに、 980〜 1050°Cとした。 このようにして得られた製品板から、 高温引張試験片を採取し、 200°Cおよび 800°Cで引張試験を行った。 また、 800 °Cで 100時間時効処理を施した後に上記と同様に高温引張 試験を行った。 更に、 製品板を電縫溶接により製管 （外径 38. 1ΠΠΙΙ) し、 熱疲労試験に供した。 付与する温度サイクルは、 200から 800°C まで 120secで昇温し、 800°Cで 30sec保持した後に、 300°Cまで 120se cで冷却し、 更に 200°Cまで 90secで冷却するパターンとし、 拘束率 は 50%とした。 また、 耐酸化性の評価のために、 製品板から、 幅 20 mm、 長さ 25mmの試験片を切り出し、 エメリー紙にて # 600まで研磨 後、 900°Cにて 200 hの大気中連続酸化試験を行った。 Cr203内層ス ケ一ルの厚みは、 SEM (走查型電子顕微鏡） により、 断面観察して 求めた。
表 2から明らかなように、 本発明で規定する成分組成を有する鋼 を上記の様な通常の方法にて製造した場合、 比較例に比べて常温伸 びが高く、 加工性に優れていることがわかる。 また、 高温強度につ いても上記範囲を満足しており、 '熱疲労特性に優れている。 比較例 において、 鋼 No.12と 13は Cや Nが高いため、 常温での破断伸びが 低く、 高温での絞り値も低い。 また炭窒化物生成により高温強度が 低い。 鋼 No.14は、 Siが低いため、 時効後の高温強度が低い。 鋼 No. 15, 17, 18, 19, 20はそれぞれ Mn， S， Ni, Cu, Crが高いため、 常 温加工性が悪く、 時効後の絞り値が低い。 鋼 No.16は Sが上限外れ で、 時効後の固溶 Ti + Nb量が低くなり、 時効後高温強度が低い。 鋼 No.21, 22, 23, 24， 25, 26は Mo, Nb, Ti， V, Al， Bが上限を外 れている。 これらは、 高温強度には寄与するものの、 常温加工性が 悪く、 200°Cでの絞りが低いことから熱疲労寿命が短い。
耐酸化性において、 本発明鋼の内層スケール厚さは 5 m以下と 良好である。 比較例において、 Siが本発明範囲からはずれ、 MnZTi の小さい鋼 No. 14, 17, 23, 24, 26は、 内層スケール厚さが 5 m を超えており、 耐酸化性に劣る。
なお、 鋼板の製造方法については、 特に規定しないが、 熱延条件 や熱延板厚、 熱延板および冷延板焼鈍温度、 雰囲気などは適宜選択 すれば良い。 また、 冷延 · 焼鈍後に調質圧延やテンショ ンレべラー を付与しても構わない。 更に、 製品板厚についても、 要求部材厚に 応じて選択すれば良い。
表 2
Figure imgf000017_0001
： 本発明か ら外れている もの
産業上の利用可能性
本発明によれば、 特に高価な合金元素を添加せずとも、 熱疲労特 性に優れた C r含有鋼を提供することができ、 特に自動車などの排気 系部材に適用することにより、 環境対策などに大きな効果が得られ る。

Claims

請 求 の 範 囲
1. 質量％で、
C ： 0.01%以下、
N ： 0.015%以下、
Si： 0.8〜 1.0%、
Mn： 0.2〜 1· 5%、
P ： 0.03%以下、
S ： 0.01%以下、
Ni： 0.2%以下、
Cu： 0.2%以下、
Cr： 13〜15%、
Mo： 0.1%以下、
Nb： 0.3〜0.55%、
Ti： 0.05〜0.1%、
V ： 0.01〜0.2%、
A1 ： 0.015〜 1.0%、
B ： 0.0002〜0.0010%を含有し、
かつ （Nb+1.9XTi) Z (C +N) ≤50を満足し、 残部が Feおよ び不可避的不純物からなることを特徴とする熱疲労特性に優れた Cr 含有鋼。
2. 800°Cで 100時間以上時効処理した後の 800°Cにおける 0.2%耐 力が 20MPa以上、 かつ 200°Cにおける絞り値が 35 %以上であることを 特徴とする請求項 1に記載の熱疲労特性に優れた Cr含有鋼。
3. 800°Cで 100時間以上の時効処理を施した後の固溶 Nb量 +固溶 Ti量が 0.08%以上であることを特徴とする請求項 1 または 2に記載 の熱疲労特性に優れた Cr含有鋼。
4. MnZTi≥ 3を満足することを特徴とする請求項 1 れかの項に記載の熱疲労特性に優れた Cr含有鋼。
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