專利名稱：：汽車排氣通路部件用鐵素體不銹鋼材料的制作方法
技術領域：
：本發明涉及一種用于汽車排氣通路部件的鐵素體不銹鋼材料，特別是涉及耐熱性能、低溫韌性優良的汽車排氣通路部件用鐵素體不銹鋼材料，其適用于諸如材料溫度超過900X:或進而超過950"C的排氣通路上游部件，例如排氣歧管、催化轉換器、前排氣管(frontpipe)等。
背景技術：
：以往，汽車排氣通路部件針對使用溫度范圍，大多分別使用兩種鐵素體鋼材。一種以SUS429系列鋼為代表，主要適用于材料最高到達溫度為750。C水平的部件；另一種以SUS444系列鋼為代表，主要適用于材料的最高到達溫度為85(TC水平的部件。最近，為了對應排氣限制、燃料消耗限制等，出現了排氣溫度高溫化的傾向，可以預料，今后在排氣通路的上游部件中的材料溫度實際上會上升到IOOOX:左右，對這種材料的要求會提高。以往的SUS444系列鋼材(18Cr-2Mo-0.5Nb系列)，用于處在如此高溫條件下的部件有時是不合適的。另外，為了能夠承受在如此高溫下的使用，僅在高溫下的拉伸強度高是不夠的，重要的是作為材料開始塑性變形的應力指標即0.2%屈服強度高。還有，隨著發動機室內裝栽的各種裝置增加，對排氣部件的收容空間的限制也增加。因此，對于排氣通路上游部件要求可成形加工為各種形狀的優良的加工性能。特別是不僅對于板材，對于管材現也要求能夠耐受嚴格加工為復雜形狀的良好的加工性能。并且，排氣通路部件在低溫韌性方面也必須良好。迄今為止，下述使耐熱性能提高的鐵素體不銹鋼材料正在進行各種開發及實用化。專利文獻1中示出了一種鐵素體不銹鋼，其為了承受在超過900。C的溫度范圍使用，充分確保固溶Nb的量，調整了組成、組織，以便在9501C下的拉伸強度滿足20MPa。但沒有記載0.2%屈服強度，就材料溫度實際升至iooox:左右時的耐久性并不確定。有關熱疲勞特性和寸氐溫軔性也無特別的顧及。專利文獻2中示出了一種鐵素體不銹鋼，其在900匸下的高溫強度優良，且低溫韌性也優良。但是沒有記栽0.2°/。屈服強度，就用于充分確保材料溫度實際升至IOOO"C左右時的耐久性的對策而言，可以說也未必充分。專利文獻3中記載了在95(TC下的高溫強度高，加工性能也良好的鐵素體不銹鋼。但沒有示出0.2%屈服強度，材料實際置于IOOO"C左右時能否承受并不確定。就低溫韌性而言，也未見有特別顧及。專利文獻4中示出了實現了熱膨脹系數的降低的Fe-Cr合金。但是，其無意謀求改善iooor;左右的溫度范圍的高溫強度。專利文獻5中記載了熱疲勞性能優良且低溫韌性也良好的鐵素體不銹鋼。但是有關高溫強度，是以6001C下的0.2%屈服強度來評價，就材料溫度實際升至iooot:左右時的耐久性而言，并不確定。專利文獻6中示出了用于排氣系統部件的鐵素體不銹鋼，所述排氣系統部件在700匸以上的溫度下使用。但是有關高溫強度，僅示出了600。c和85ox:下的拉伸強度，材料實際置于iooox:左右的溫度時是否能夠承受并不確定。另外就低溫韌性而言，也無記載。專利文獻l:(日本)特許第2959934號公報專利文獻2:(日本)特許第2696584號/>凈艮專利文獻3:(日本)特許第3468156號公報專利文獻4:(日本)特開2005-206944號公報專利文獻5:(日本)特開2006-117985號公報專利文獻6:(日本)特開2000-303149號公報對于穩定地實現在超過90or;的溫度使用的情況下呈現出優良的耐久性，且同時具備良好的低溫韌性及加工性能的材料的方法尚未建立(參照上述專利文獻)。
發明內容本發明的目的在于，提供一種汽車排氣通路部件用的鐵素體不銹鋼材料，該材料以高水平同時兼備iooox:這樣的高溫下的o."/。屈服強度、熱疲勞特性、低溫韌性及加工性能，即使在達到材料溫度實際超過900。C的高溫范圍或進而超過950t:的高溫范圍的用途中使用的情況下，該材料也會呈現優良的耐久性。上述目的可以通過以下耐熱性、低溫韌性優良的汽車排氣通路部件用鐵素體不銹鋼材料來實現，該材料按質量o/。計含有C:0.03%以下、Si:1%以下、Mn:0.6%~2%、Ni:3°/。以下、Cr:10~25%、Nb:0.3~0.7°/。、Cu:大于1°/。小于等于2%、Mo:1~2.5%、W:1~2.5%、Al:0.15%以下、V:0.03~0.2%、N:0.03%以下，根據需要，以合計小于1%的范圍含有Ti、Zr中的一種以上、或者還含有B和Co中的一種以上，其中B:0.02%以下、Co:2%以下，或者進而在合計0.1%以下的范圍含有REM(稀土類元素)和Ca中的一種以上，剩余部分是Fe及不可避免的雜質，且該材料的組成滿足下述式(1)及式(2)，具有作為析出相存在的Nb和Mo的總量為0.2質量％以下的組織。1.2Nb+5Mo+6Cu>11.5……(1)15Nb+2Mo+0.5Cu>10,5……(2)在此，上述式(1)、式(2)的元素符號被代入以質量％表示的該元素的含量值。所謂"汽車排氣通路部件用鐵素體不銹鋼材料"，指的是在制造汽車排氣通路部件的過程中，完成了被加熱至超過iooox:的溫度(例如1050~iioox:)的最終退火(以下簡稱"最終退火")后的鋼材。例如將鋼板進行焊接制管做成管材后進行成形加工，然后施行最終退火時，最終退火后的管材相當于在此所說的汽車排氣通路部件用鐵素體不銹鋼材。在鋼板階段施行最終退火時，最終退火后的鋼板及其后加工制得的管材、筒體等相當于汽車排氣通路部件用鐵素體不銹鋼材料。上述鋼材料中，那些可用于材料溫度超過90ox:的溫度范圍、或者進而超過950X:的溫度范圍的排氣部件材料的鋼材料是特別優選的對象。根據本發明，可提供同時具備可以承受置于iooox:這樣的高溫時的高溫強度、良好的熱疲勞特性、良好的加工性能和良好的低溫韌性的汽車排氣通路部件用鐵素體不銹鋼材料。該材料是能夠適應近來排氣溫度上升傾向的材料，同時也是給排氣通路上游部件的設計帶來更大自由度的材料。具體實施例方式本發明中，謀求維持高的600'C水平的高溫強度(0.2%屈服強度)，同時實現IOO(TC水平條件的高溫強度(0.2%屈服強度)的提高尤為重要。為了更高地維持熱疲勞特性，在這兩個溫度范圍呈現出高強度極為有效。各種研究的結果表明，期望600"C下的0.2%屈服強度及1000。C下的0.2%屈服強度均處于相當于SUS444系列鋼在同溫度下的屈服強度值的1.5倍的屈服強度值以上的高水平。具體來說，優選600X:下的0.2%屈服強度為200MPa以上，1000C下的0.2%屈服強度為15MPa以上。業已得知，具有這種高溫強度特性的材料，作為汽車排氣通路部件在承受常溫和iooox:左右的溫度之間的溫度反復變動的情況下，實用上具有足夠的高溫疲勞特性。本發明中，利用Cu來提高包括600C在內的溫度范圍(大致500~800匸的范圍)的高溫強度。即，通過添加Cu在600t:左右的溫度范圍析出s-Cu相，通過s-Cu相細微分散到基體中，出現析出強化現象。另外，為了將該溫度范圍的高溫強度(0.2%屈服強度)更高地維持在SUS444系列鋼材的約1.5倍以上，除了e-Cu相析出以外，還需要利用Nb及Mo的固溶強化。各種研究結果表明，通過調整成分以使Nb、Mo、Cu的含量滿足式(l)，就可將800X:以下的范圍的高溫強度提高到SUS444系列鋼的約1.5倍以上。1.2Nb+5Mo+6Cu>11.5......(1)若達到超過800C的溫度范圍，則e-Cu相的固溶化加快，由Cu引起的高溫強度的提高作用減弱。為了將iooox:下的高溫強度(0.2%屈服強度)提高到SUS444系列鋼的約1.5倍以上，充分地利用Nb及Mo的固溶強化十分重要。因為固溶Cu對提高高溫強度也有效，故也加以利用。各種研究結果表明，需要進行成分調整以滿足式(2)，15Nb+2Mo+0.5Cu>10.5......(2)式(2)中Nb的系數相當于每O.1質量％的Nb的IOOO匸下的0.2%屈服強度(MPa)的上升量，Mo及Cu的系數分別相當于每l質量。/。的Mo及Cu的IOOOX:下的0.2%屈服強度(MPa)的上升量。但是，要將在IOOO'C這樣的高溫下的0.2°/。屈服強度提高到SUS444系列鋼的1.5倍程度以上，僅調整成滿足上述式(2)的組成是不夠的。經詳細研究得知，特意調整成盡量減少Nb、Mo析出物的金屬組織極其重要。具體來說，在最終退火后的狀態下，必須作成的組織狀態是作為析出相存在的Nb和Mo的總量為Q.2質量°/。以下。另外，為了不僅高溫強度，而且加工性能、低溫韌性、悍接性能也要高水平地維持，在最終退火后，調整成上述組織狀態極其有效。在Nb或Mo的添加量相當多的情況下，會有下述情況作為析出相存在的Nb和Mo的總量即使超過0.2質量％，也能夠充分確保固溶Mo或固溶Nb的量，通過它們的固溶強化，提高1000r下的高溫強度。但是，在該情況下，很難同時改善低溫韌性及加工性能。"作為析出相存在的Nb和Mo的總量(質量％)"可如下求得對利用在非水溶劑電解液中進行恒電位電解(SPEED法)所提取的析出相殘渣進行元素定量分析，將該殘渣中所含的Nb和Mo的合計質量除以通過電解溶解的基體和所提取的析出相的總質量，并用百分比表示。另外，為了得到作為析出相存在的Nb和Mo的總量為0.2質量％以下的組織狀態，在最終退火時的冷卻過程中，需要將從1050X:至500。C的冷卻速度控制在5C/sec以上。例如，將焊接制管得到的管應用于汽車排氣通路部件時，在制管前的鋼板階段或制管后到作為部件使用的階段，只要在至少一次以i05o~iioox:均勻加熱o-io分鐘后，實施以從1050匸到500匸的冷卻速度達到5X:/sec以上的方式進行冷卻的最終退火即可。需要說明的是，在作為汽車排氣通路部件使用前，若一次得到這樣的組織狀態，則其后在作為汽車排氣通路部件被加熱到IOOOX:左右的溫度使用時，Nb和Mo的析出相的產生量不會超出所需，實用上不會對高溫強度和低溫韌性造成損害。以下，就有關合金成分進行說明。一般認為，C及N是對提高蠕變強度等高溫強度有效的元素，但若含量過多，就會降低氧化特性、加工性能、低溫韌性和焊接性能。本發明中將C、N含量都限制在0.03質量％以下。Si對改善高溫氧化特性有效，但若過多添加，則硬度會提高，加工性能、低溫韌性降低。本發明中將Si含量限制在1.0質量％以下。Mn可改善高溫氧化特性，特別是可改善耐氧化皮剝離性。為了充分確保IOO(TC水平下的高溫氧化特性，需要確保0.6質量°/。以上的Mn含量。但是，過多添加會影響加工性能、焊接性能。另外，由于Mn是奧氏體穩定化元素，故若大量添加會容易生成馬氏體相，成為熱疲勞特性、加工性能下降的主要原因。因而，Mn含量需要控制在2質量%以下的范圍，更優選控制在1.5質量°/。以下或小于1.5質量％。Ni有助于提高低溫韌性，但含量過多會成為使常溫下的伸長降低的主要原因。本發明中Ni的含量容許達到3質量％，但更優選使其含量在0.6質量。/。以下的范圍。Cr在使鐵素體相穩定的同時，有助于改善高溫材料所重視的耐氧化性能。為使其作用充分發揮，本發明中確保Cr的含量在15質量％以上。但是，Cr含量過多，會導致鋼材脆化和加工性能劣化，所以Cr含量定為25質量°/。以下。Nb也具有通過固溶強化使600r上下的溫度范圍的高溫強度提高的作用，但本發明中主要是為確保超過900X:高溫范圍的高溫強度，而運用Nb的固溶強化作用。為此，在確保Nb含量為0.3質量％以上的同時，需要滿足前述的(2)式。另外，如上所述，本發明中需要調整成作為析出相存在的Nb和Mo的總量為0.2質量°/。以下的組織狀態，但Nb與C、N的親和力強，易形成析出物，這成為使高溫強度、低溫韌性、加工性能等降低的主要原因。因此，Nb含量限制在0.7質量％以下的范圍內。Cu在本發明中是重要的元素。即，本發明中，如上所述，利用s-Cu相的微細分散析出現象，提高600t:上下(大致500~850*€)的強度，使熱疲勞特性提高。另外，在超過850X:的高溫范圍，具有利用Cu的固溶強化來加強通過Nb及Mo提高高溫強度的作用。各種研究的結果表明為充分發揮出這樣的效果，Cu含量至少需要超過l質量%。但是，Cu含量過多，會使加工性能、低溫韌性、焊接性能降低。所以，Cu含量上限限制在2質量％。Mo同Nb—樣具有利用固溶強化提高高溫強度的作用。特別是本發明中需要提高超過900t:的高溫范圍的高溫強度，所以，必須添加1質量％以上的Mo。另外，如上所述，本發明中需要調整成作為析出相存在的Nb和Mo的總量為0.2質量。/。以下的組織狀態，但過多添加Mo會形成碳化物和Laves相(Fe2Mo)而成為影響高溫強度和低溫韌性的主要原因。所以，Mo的含量限制在2.5質量°/。以下的范圍。W是對提高超過900C的高溫范圍的高溫強度有效的元素。本發明中需要確保在1質量％以上的W含量。但是，W含量過高會成為影響常溫下的加工性能的主要原因，所以W含量需要設定為2.5質量°/。以下，優選設定為2質量％以下。Al是脫氧劑，同時改善高溫氧化性。但是，若使A1含量過多，則會給表面性狀、加工性能、焊接性能、低溫韌性帶來不良影響。為此，Al以0.15質量％以下的范圍添加。V通過與Nb、Cu復合添加，有助于提高高溫強度。另外，通過與Nb的共存，改善加工性能、低溫韌性、耐晶界腐蝕敏感性和焊接熱影響部位的韌性。為充分得到這些作用，本發明中使V含有0.03質量％以上。但V添加過多，是導致加工性能和低溫韌性降低的主要原因。為此，V含量限制在0.2質量°/。以下的范圍。Ti、Zr是對提高高溫強度有效的元素，根據需要，可以添加這些元素的1種以上。但是，由于添加過多使韌性降低，故添加Ti、Zr的l種以上時，要使它們的合計含量為小于1質量％的范圍內。B、Co與Ni—樣是有助于低溫韌性的元素。根據需要，可以添加B、Co中的l種或2種。但是，添加過多，成為使常溫下的伸長降低的主要原因。所以，B含量定為0.02質量y。以下的范圍，Co含量定為2質量°/。以下的范圍。確保B的含量為0.0005~0.02質量％更為有效。REM(稀土類元素)、Ca是有助于改善耐高溫氧化特性的元素，根據需要，可添加這些元素的1種以上。將REM、Ca的合計含量調整為0.001質量％以上更為有效。但是，添加過多會給制造性能帶來不良影響，所以，要使REM、Ca的合計含量為0.1質量％以下的范圍。本發明的不銹鋼材料按以下方法進行制造，將調整成以上組成的不銹鋼用常規方法熔制后，用一般的不銹鋼鋼板制造工藝加工成規定板厚的鋼板，然后供給焊接制管、成型加工等工序。此時，在加熱到1050~1100。C的最終退火中，如上所述，將從1050匸至500。C的冷卻速度控制在5。C/ses以上至關重要。若偏離該冷卻條件，就不易得到作為析出相存在的Nb和Mo的總量為0.2質量％以下的組織狀態，難以將IOOO"C下的高溫強度(0.2%屈服強度)穩定地提高到SUS444的約1.5倍以上的水平。另外，也會成為導致低溫韌性下降的主要原因。實施例對表1所示鐵素體不銹鋼進行熔制，經熱軋、熱軋板退火、冷軋、最終退火工序，制成板厚2mm的冷軋退火鋼板。上述的最終退火是以模擬作為排氣通路部件用鋼材的最終退火的條件來進行的。最終退火的條件是，1050r:x均熱1分鐘的加熱之后，去除一部分比較例(No.21)，依照從iooox:至500X:的平均冷卻速度為5C/sec以上的方式進行冷卻。冷卻速度用安裝在試樣表面的熱電偶進行測定。將完成這種最終退火所制得的冷軋退火鋼板作為供試材料，研究排氣通路部件用鋼材的各種特性。<table>tableseeoriginaldocumentpage11</column></row><table>對供試材料(完成最終退火后的材料)按下述方式研究了作為析出相存在的Nb和Mo的總量(此處表示為"析出的Nb+析出的Mo的量")、600'C下的0.2%屈服強度、IOOOX:下的0.2%屈服強度、低溫韌性和常溫下的加工性能。根據SPEED法，在供試材料中的基體溶解、且析出相不溶解的電位下進行恒電位電解，對提取出的析出相殘渣進行元素定量分析。將該殘渣中所含的Nb和Mo的合計質量除以利用電解溶解的基體和提取出的析出相的總質量，并用百分比表示，確定析出的Nb+析出的Mo的量。在SPEED法中，作為非水溶劑使用10%乙酰丙酮+1%氯化四甲銨+甲醇溶液。用板厚2mm的拉伸試驗片(拉伸方向與軋制方向一致)，根據JISG0567，進行600。C下的拉伸試驗以及IOOO"C下的拉伸試驗。600C的0.2%屈服強度為相當于SUS444系列鋼的約1.5倍的200MPa以上的材料評定為合格，低于該水平的評定為不合格。iooox:的0.2%屈服強度為相當于SUS444系列鋼的約1.5倍的15MPa以上的材料評定為合格，低于該水平的評定為不合格。[低溫韌性]用板厚2mm的供試材料制作V型缺口沙爾皮沖擊(V-notchCharpyimpact)試驗片(重錘沖擊方向平行于軋制方向)，根據JISZ2242，在-75X:~25匸范圍以25X:間隔進行沙爾皮沖擊試驗，求得延性初性轉變溫度(延性靭性遷移溫度)。轉變溫度為-25x:以下的評定為o(低溫韌性良好)，高于此溫度的評定為x(低溫韌性不良)。[常溫下的加工性能]使用板厚2mm的供試材料制作成拉伸方向相對于軋制方向呈0。、45°、90°的3種拉伸試驗片(JIS13B號)，分別根據JIS2241，以試驗次數n-3進行拉伸試驗至斷裂，對接斷裂后的試驗片，測量斷裂時的伸長(°/。)，按下述式(3)求出平均伸長值ELA，將此EL,作為該供試材料的常溫伸長值。ELA-(ELL+ELD+ELT)(3)在此，EU為拉伸方向為0°的斷裂時的伸長(n=3的平均值)，EL。為拉伸方向為45°的斷裂時的伸長(n=3的平均值)，E"為拉伸方向為90。的斷裂時的伸長(n=3的平均值)。EU為30%以上的評定為〇(常溫下的加工性能良好)，低于該水平的評定為x(常溫下的加工性能不良)。結果如表2所示。表2中的"最終退火冷卻速度"為1osor;至500'C的平均冷卻速度。(表2)<table>tableseeoriginaldocumentpage13</column></row><table>下劃線本發明規定范圍外，或者特性不佳可以說組成及析出的Nb+析出的Mo的量滿足本發明規定的本發明的實施例的鋼材，如從表2中所了解的那樣，600X:的0.2°/。屈服強度及1000C的0.2。/。屈服強度都高達SUS444系列鋼的1.5倍左右以上。在超過850r的高溫范圍均呈現出優良的高溫強度，同時熱疲勞特性也十分良好。另外，低溫韌性、常溫下的加工性也良好。與此相對，對于No.21而言，盡管鋼的組成在本發明的規定范圍內，但由于最終退火時1000。C至500X:的冷卻速度低于5X:/sec，從而在其冷卻過程中，大量生成Nb、Mo的析出物，形成析出的Nb+析出的Mo的量過多的組織狀態。該情況下，iooox:下的高溫強度、低溫韌性、常溫下的加工性能劣化。對于No.22而言，Mo、Nb的含量少，對于No.23而言，而且Cu含量也少，其均不滿足(1)式、(2)式，所以600。C及IOO(TC的高溫強度低。對于No.24而言，由于W含量過高，從而常溫下的加工性能劣化。對于No.25而言，Cu含量低，不能滿足(l)式，因此，600。C下的高溫強度低。對于No.26而言，Cu含量過高，不能滿足(2)式，且未添加w，因此，iooox:下的高溫強度低。對于No.27而言，由于Mo含量過高，所以形成析出的Nb+析出的Mo的量過多的組織狀態，Nb含量過低，不滿足(2)式，iooox:下的高溫強度及低溫韌性劣化。對于No.28而言，Nb含量過高，所以形成析出的Nb+析出的Mo的量過多的組織狀態，常溫下的加工性能劣化。對于No.29而言，Mo、Nb的含量多，所以形成^f斤出的Nb+;f斤出的Mo的量過多的組織狀態，低溫軔性劣化。另外，因Cu含量少，故600T下的高溫強度低。對于No.30而言，Mo含量過高，所以形成析出的Nb+析出的Mo的量過多的組織狀態，但由于Mo的固溶，故而iooox:下的高溫強度提高。然而，低溫韌性及常溫下的加工性能劣化。權利要求1.一種耐熱性能、低溫韌性優良的汽車排氣通路部件用鐵素體不銹鋼材料，按質量％計含有C0.03％以下、Si1％以下、Mn0.6％～2％、Ni3％以下、Cr10～25％、Nb0.3～0.7％、Cu大于1％小于等于2％、Mo1～2.5％、W1～2.5％、Al0.15％以下、V0.03～0.2％、N0.03％以下，剩余部分為Fe及不可避免的雜質，該鋼材料的組成滿足下述式(1)及式(2)，且該鋼材料具有作為析出相存在的Nb和Mo的總量為0.2質量％以下的組織，2.如權利要求1所述的鋼材料，其中，具有以合計小于1%的范圍還含有Ti、Zr中的l種以上的組成。3.如權利要求1或2所述的鋼材料，具有還含有B和Co中的一種以上的組成，其中B:0.02%以下、Co:2%以下。4.如權利要求1~3中任一項所述的鋼材料，其中，具有以合計0.1%以下的范圍還含有REM(稀土類元素)、Ca中的一種以上的組成。5.如權利要求1~4中任一項所述鋼材料，其用于材料溫度為超過900r的溫度范圍的排氣部件。全文摘要本發明提供一種汽車排氣通路部件用鐵素體不銹鋼材料。該汽車排氣通路部件可在900℃或進而超過950℃的高溫范圍使用。這種耐熱性能、低溫韌性優良的汽車排氣通路用鐵素體不銹鋼材料，按質量％計含有C0.03％以下、Si1％以下、Mn0.6％～2％、Ni3％以下、Cr10～25％、Nb0.3～0.7％、Cu大于1％小于等于2％、Mo1～2.5％、W1～2.5％、Al0.15％以下、V0.03～0.2％、N0.03％以下，根據需要，還含有B、Co、W、Ti、Zr、REM、Ca，剩余部分為Fe及不可避免的雜質，且該鋼材料組成滿足限定式1.2Nb+5Mo+6Cu≥11.5及15Nb+2Mo+0.5Cu≥10.5，具有作為析出相存在的Nb和Mo的總量為0.2質量％以下的組織。文檔編號C22C38/58GK101435054SQ20081017332公開日2009年5月20日申請日期2008年11月13日優先權日2007年11月13日發明者中村定幸,今川一成,學奧,富田壯郎申請人:日新制鋼株式會社