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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B2)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2023-05-11
(45)【発行日】2023-05-19
(54)【発明の名称】排気系用冷延鋼板およびその製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20230512BHJP
C22C 38/22 20060101ALI20230512BHJP
C21D 9/46 20060101ALI20230512BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301S
C22C38/22
C21D9/46 G
【請求項の数】
8
(21)【出願番号】P 2021511668
(86)(22)【出願日】2018-12-18
(65)【公表番号】
(43)【公表日】2021-12-23
(86)【国際出願番号】 KR2018016145
(87)【国際公開番号】W WO2020045761
(87)【国際公開日】2020-03-05
【審査請求日】2021-03-01
(31)【優先権主張番号】10-2018-0102944
(32)【優先日】2018-08-30
(33)【優先権主張国・地域又は機関】KR
(73)【特許権者】
【識別番号】522492576
【氏名又は名称】ポスコ カンパニー リミテッド
(74)【代理人】
【識別番号】100083806
【弁理士】
【氏名又は名称】三好 秀和
(74)【代理人】
【識別番号】100111235
【弁理士】
【氏名又は名称】原 裕子
(74)【代理人】
【識別番号】100195257
【弁理士】
【氏名又は名称】大渕 一志
(72)【発明者】
【氏名】ヨ、 ミンホ
(72)【発明者】
【氏名】イ、 ビョン ホ
(72)【発明者】
【氏名】ホン、 ヤン－クワン
【審査官】河野 一夫
(56)【参考文献】
【文献】国際公開第２０１２／１６１２４１（ＷＯ，Ａ１）
【文献】特開平０８－１４４０１２（ＪＰ，Ａ）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ ３８／００
Ｃ２２Ｃ ３８／２２
Ｃ２１Ｄ ９／４６
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
重量％でＣ：０．０１５～０．０５％、Ｓｉ：０．２％以下（０％を除く）、Ｍｎ：０．１～０．３％、Ａｌ：０．１％以下（０％を除く）、およびＣｒ：２．０～４．０％を含み、Ｍｏ：０．５％以下（０％を除く）およびＷ：０．３％以下（０％を除く）のうちの１種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、下記式１を満足し、パーライト相およびベイナイト相のうちの一つ以上を５面積％以下で含む、排気系用冷延鋼板。
［式１］０．０５≦０．６＊［Ｍｏ］＋［Ｗ］（単位：重量％）
（上記式１中、［Ｍｏ］および［Ｗ］はそれぞれ、ＭｏおよびＷの含量（重量％）を意味する。）
【請求項2】
Ｐ：０．０１％以下（０％を除く）、Ｓ：０．０１％以下（０％を除く）、およびＮ：０．００７％以下（０％を除く）をさらに含む、請求項１に記載の排気系用冷延鋼板。
【請求項3】
降伏強度が２００～２６０ＭＰａであり、延伸率が３５％以上である、請求項１または２に記載の排気系用冷延鋼板。
【請求項4】
重量％でＣ：０．０１５～０．０５％、Ｓｉ：０．２％以下（０％を除く）、Ｍｎ：０．１～０．３％、Ａｌ：０．１％以下（０％を除く）、およびＣｒ：２．０～４．０％を含み、Ｍｏ：０．５％以下（０％を除く）およびＷ：０．３％以下（０％を除く）のうちの１種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、下記式１を満足するスラブを加熱する段階；前記スラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階；
前記熱延鋼板を巻き取る段階；
前記巻取られた熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を製造する段階；
前記冷延鋼板を焼鈍する段階；および
前記焼鈍した冷延鋼板を下記式２を満足するように冷却する段階；を含む、排気系用冷延鋼板の製造方法。
［式１］０．０５≦０．６＊［Ｍｏ］＋［Ｗ］（単位：重量％）
（上記式１中、［Ｍｏ］および［Ｗ］はそれぞれ、ＭｏおよびＷの含量（重量％）を意味する。）
［式２］［Ｃｒ］＊［冷却速度］≦２５
（上記式２中、［Ｃｒ］はＣｒの含量（重量％）を意味し、［冷却速度］は冷延鋼板を冷却する速度（℃／ｓｅｃ）を意味する。）
【請求項5】
前記冷延鋼板を冷却する段階以後、前記冷却された冷延鋼板を０．６～１．４％の圧下率で圧延する段階；をさらに含む、請求項４に記載の排気系用冷延鋼板の製造方法。
【請求項6】
前記熱延鋼板を巻き取る段階で、前記熱延鋼板を５５０～７５０℃の巻取り温度で巻き取る、請求項４または５に記載の排気系用冷延鋼板の製造方法。
【請求項7】
前記冷延鋼板を焼鈍する段階で、前記冷延鋼板を５５０～９００℃の焼鈍温度で焼鈍する、請求項４から６のいずれか１項に記載の排気系用冷延鋼板の製造方法。
【請求項8】
前記冷延鋼板を冷却する段階で、前記焼鈍した冷延鋼板を５～９℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却する、請求項４から７のいずれか１項に記載の排気系用冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、排気系用冷延鋼板およびその製造方法に関するものである。より具体的に、成分組成の含量および製造条件の制御を通じて、耐食性および加工性をともに確保することができる排気系用冷延鋼板およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【0002】
自動車の運行時、自動車のエンジンで化石燃料が燃焼して硫酸ガス、硝酸ガスなどの有毒性排気ガスと共に水蒸気が発生して排気系に排出され、運行状態によって排気系内部温度は高温と低温に繰り返して変化する。高温から露点以下の低温に冷却される過程で排気系内部には凝縮水が生成され、このように生成された凝縮水は排気ガスから溶解されたイオンを含む。
【0003】
このようなイオンが含まれている凝縮水は生成と乾燥によってイオンの濃度およびｐＨが変化して強酸および弱酸による複合的な腐食が活発に行われる環境を作る。結果的に、凝縮水による腐食は使用時間経過によって排気系内部から鋼板の貫通を誘発して排気系の機能喪失をもたらす。したがって、自動車用排気系に使用される鋼板は寿命延長のためにこのような複合腐食環境に対する耐食性が優れていなければならない。また、所望の形態の排気系成形のためには一定量以上の機械的物性が満たされなければならない。
【0004】
通常、排気系の材料として使用される鋼板としては、アルミニウムメッキ鋼板とステンレス鋼板がある。そのうち、アルミニウムメッキ鋼板は一般的な炭素鋼にアルミニウムがメッキされており、Ａｌ２Ｏ３不動態膜による強い耐食性を有する。特に、排気系外面で発生し得る塩による腐食に対する耐食性は非常に強い長所があり、排気系内面でも一定範囲のｐＨ範囲で耐食性を発揮する。しかし、低いｐＨでは溶出されて除去され、一度除去される場合、それ以上耐食性を発揮できない限界がある。このような問題を克服するために鋼板にＣｕの添加を通じてｐＨが低い環境での腐食を抑制する方法を試みたが、Ｃｕの添加は高いｐＨ領域でむしろ腐食を促進させる短所があって限界がある。
【0005】
ステンレス鋼板も排気系内面での腐食に対して一定範囲のｐＨでＣｒ２Ｏ３不動態膜による耐食性を有する。ｐＨが低い場合、不動態膜は活性化されて耐食性を失うが、ｐＨが上昇すれば鋼板内に固溶されているＣｒが再び酸化されて不動態化し耐食性を回復する長所がある。しかし、アルミニウムメッキを行う場合に比べて排気系外面部で塩によって錆が発生しやすいという短所がある。これだけでなく、高価な合金元素が多量添加されて経済性が落ちるという限界がある。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0006】
本発明は、成分組成の含量および製造条件の制御を通じて、耐食性および加工性をともに確保することができる排気系用冷延鋼板およびその製造方法を提供する。
【課題を解決するための手段】
【0007】
本発明の一実施形態による排気系用冷延鋼板は、重量％でＣ：０．０１５～０．０５％、Ｓｉ：０．２％以下（０％を除く）、Ｍｎ：０．１～０．３％、Ａｌ：０．１％以下（０％を除く）、およびＣｒ：２．０～４．０％を含み、Ｍｏ：０．５％以下（０％を除く）およびＷ：０．３％以下（０％を除く）のうちの１種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物を含み、下記式１を満足し、パーライト相およびフェライト相のうちの一つ以上を５面積％以下で含む。
［式１］０．０５≦０．６＊［Ｍｏ］＋［Ｗ］（単位：重量％）
（上記式１中、［Ｍｏ］および［Ｗ］はそれぞれ、ＭｏおよびＷの含量（重量％）を意味する。）
［式１］０．０５≦０．６＊［Ｍｏ］＋［Ｗ］（単位：重量％）
（上記式１中、［Ｍｏ］および［Ｗ］はそれぞれ、ＭｏおよびＷの含量（重量％）を意味する。）
【0008】
Ｐ：０．０１％以下（０％を除く）、Ｓ：０．０１％以下（０％を除く）、およびＮ：０．００７％以下（０％を除く）をさらに含むことができる。
降伏強度が２００～２６０ＭＰａであり、延伸率が３５％以上であってもよい。
降伏強度が２００～２６０ＭＰａであり、延伸率が３５％以上であってもよい。
【0009】
本発明の一実施形態による排気系用冷延鋼板の製造方法は、重量％でＣ：０．０１５～０．０５％、Ｓｉ：０．２％以下（０％を除く）、Ｍｎ：０．１～０．３％、Ａｌ：０．１％以下（０％を除く）、およびＣｒ：２．０～４．０％を含み、Ｍｏ：０．５％以下（０％を除く）およびＷ：０．３％以下（０％を除く）のうちの１種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物を含み、下記式１を満足するスラブを加熱する段階；前記スラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階；前記熱延鋼板を巻き取る段階；前記巻取られた熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を製造する段階；前記冷延鋼板を焼鈍する段階；および前記焼鈍した冷延鋼板を下記式２を満足するように冷却する段階；を含む。
［式１］０．０５≦０．６＊［Ｍｏ］＋［Ｗ］（単位：重量％）
（上記式１中、［Ｍｏ］および［Ｗ］はそれぞれ、ＭｏおよびＷの含量（重量％）を意味する。）
［式２］［Ｃｒ］＊［冷却速度］≦２５
（上記式２中、［Ｃｒ］はＣｒの含量（重量％）を意味し、［冷却速度］は冷延鋼板を冷却する速度（℃／ｓｅｃ）を意味する。）
［式１］０．０５≦０．６＊［Ｍｏ］＋［Ｗ］（単位：重量％）
（上記式１中、［Ｍｏ］および［Ｗ］はそれぞれ、ＭｏおよびＷの含量（重量％）を意味する。）
［式２］［Ｃｒ］＊［冷却速度］≦２５
（上記式２中、［Ｃｒ］はＣｒの含量（重量％）を意味し、［冷却速度］は冷延鋼板を冷却する速度（℃／ｓｅｃ）を意味する。）
【0010】
前記冷延鋼板を冷却する段階以後、前記冷却された冷延鋼板を０．６～１．４％の圧下率で圧延する段階；をさらに含むことができる。
前記熱延鋼板を巻き取る段階で、前記熱延鋼板を５５０～７５０℃の巻取り温度で巻き取ることができる。
前記冷延鋼板を焼鈍する段階で、前記冷延鋼板を５５０～９００℃の焼鈍温度で焼鈍することができる。
前記冷延鋼板を冷却する段階で、前記焼鈍した冷延鋼板を５～９℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却することができる。
前記熱延鋼板を巻き取る段階で、前記熱延鋼板を５５０～７５０℃の巻取り温度で巻き取ることができる。
前記冷延鋼板を焼鈍する段階で、前記冷延鋼板を５５０～９００℃の焼鈍温度で焼鈍することができる。
前記冷延鋼板を冷却する段階で、前記焼鈍した冷延鋼板を５～９℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却することができる。
【発明の効果】
【0011】
本発明の一実施形態による排気系用冷延鋼板は、高価な合金成分を多量添加せず添加量を最適化して経済性を有しながらも耐食性と加工性に優れた冷延鋼板を提供することができる。
【0012】
本発明の一実施形態による排気系用冷延鋼板にアルミニウムなどのメッキを実施する場合、アルミニウムメッキ層が除去されても排気系内面腐食環境で優れた耐食性を有することができてアルミニウムメッキ鋼板の短所を効果的に克服することができる。
【発明を実施するための形態】
【0013】
ここで使用される専門用語は単に特定の実施例を言及するためのものであり、本発明を限定することを意図しない。ここで使用される単数形態は文句がこれと明確に反対の意味を示さない限り複数形態も含む。明細書で使用される「含む」の意味は特定特性、領域、整数、段階、動作、要素および／または成分を具体化し、他の特性、領域、整数、段階、動作、要素および／または成分の存在や付加を除外させるのではない。
【0014】
異なって定義してはいないが、ここに使用される技術用語および科学用語を含む全ての用語は本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者が一般に理解する意味と同一な意味を有する。通常使用される辞典に定義された用語は関連技術文献と現在開示された内容に符合する意味を有するものと追加解釈され、定義されない限り理想的であるか非常に公式的な意味に解釈されない。
【0015】
また、特に言及しない限り％は重量％を意味し、１ｐｐｍは０．０００１重量％である。
【0016】
本発明の一実施形態で追加元素をさらに含むことの意味は追加元素の追加量だけ残部の鉄（Ｆｅ）を代替して含むことを意味する。
【0017】
以下、本発明の実施例について本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者が容易に実施することができるように詳しく説明する。しかし、本発明は様々な異なる形態に実現でき、ここで説明する実施例に限定されない。
【0018】
（排気系用冷延鋼板）
本発明の一実施形態による排気系用冷延鋼板は、重量％でＣ：０．０１５～０．０５％、Ｓｉ：０．２％以下（０％を除く）、Ｍｎ：０．１～０．３％、Ａｌ：０．１％以下（０％を除く）、およびＣｒ：２．０～４．０％を含み、Ｍｏ：０．５％以下（０％を除く）およびＷ：０．３％以下（０％を除く）のうちの１種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物を含む。
本発明の一実施形態による排気系用冷延鋼板は、重量％でＣ：０．０１５～０．０５％、Ｓｉ：０．２％以下（０％を除く）、Ｍｎ：０．１～０．３％、Ａｌ：０．１％以下（０％を除く）、およびＣｒ：２．０～４．０％を含み、Ｍｏ：０．５％以下（０％を除く）およびＷ：０．３％以下（０％を除く）のうちの１種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物を含む。
【0019】
具体的に、本発明の一実施形態による排気系用冷延鋼板は、Ｐ：０．０１％以下（０％を除く）、Ｓ：０．０１％以下（０％を除く）、およびＮ：０．００７％以下（０％を除く）をさらに含むことができる。
【0020】
まず、下記では成分含量の限定理由について説明する。
炭素（Ｃ）：０．０１５～０．０５％
Ｃの含量が過度に低い場合、強度が低くて構造材として使用されにくく、含量を低めるためには精錬工程が追加的に必要であって生産性を落とすことがある。反面、Ｃの含量が過度に高い場合、耐食性を向上させるために添加されるＣｒの影響で冷却速度が速くなればパーライト相およびフェライト相の過度な形成を誘発して加工性を落とすことがある。適当な加工性の確保のためにＣの含量を０．０１５～０．０５％に制限する。
炭素（Ｃ）：０．０１５～０．０５％
Ｃの含量が過度に低い場合、強度が低くて構造材として使用されにくく、含量を低めるためには精錬工程が追加的に必要であって生産性を落とすことがある。反面、Ｃの含量が過度に高い場合、耐食性を向上させるために添加されるＣｒの影響で冷却速度が速くなればパーライト相およびフェライト相の過度な形成を誘発して加工性を落とすことがある。適当な加工性の確保のためにＣの含量を０．０１５～０．０５％に制限する。
【0021】
ケイ素（Ｓｉ）：０．２％以下
Ｓｉは脱炭剤として使用できる元素であり、固溶強化による強度の向上に寄与し得る。また、表面に生成されるＳｉＯ２酸化物は凝縮水腐食を遅延する役割も果たすことができる。しかし、Ｓｉの含量が過度に高い場合、焼鈍時表面にＳｉ系酸化物が生成されてメッキ時欠陥を誘発しメッキ性を落とすことがある。したがって、Ｓｉの含量を０．２％以下に制限する。
Ｓｉは脱炭剤として使用できる元素であり、固溶強化による強度の向上に寄与し得る。また、表面に生成されるＳｉＯ２酸化物は凝縮水腐食を遅延する役割も果たすことができる。しかし、Ｓｉの含量が過度に高い場合、焼鈍時表面にＳｉ系酸化物が生成されてメッキ時欠陥を誘発しメッキ性を落とすことがある。したがって、Ｓｉの含量を０．２％以下に制限する。
【0022】
マンガン（Ｍｎ）：０．１～０．３％
Ｍｎは鋼中固溶Ｓと結合してＭｎＳとして析出されることによって固溶Ｓによる赤熱脆性（Ｈｏｔ ｓｈｏｒｔｎｅｓｓ）を防止することができる。しかし、Ｍｎの含量が過度に高い場合、材質が硬化して軟性を落とすことがある。したがって、Ｍｎの含量を０．１～０．３％に制限する。
Ｍｎは鋼中固溶Ｓと結合してＭｎＳとして析出されることによって固溶Ｓによる赤熱脆性（Ｈｏｔ ｓｈｏｒｔｎｅｓｓ）を防止することができる。しかし、Ｍｎの含量が過度に高い場合、材質が硬化して軟性を落とすことがある。したがって、Ｍｎの含量を０．１～０．３％に制限する。
【0023】
アルミニウム（Ａｌ）：０．１％以下
Ａｌは脱酸効果が非常に大きい元素であり、鋼中のＮと反応してＡｌＮを析出させることによって固溶Ｎによる成形性が低下するのを防止することができる。しかし、Ａｌの含量が過度に高い場合、軟性が急激に低下することがある。したがって、Ａｌの含量を０．１％以下に制限する。
Ａｌは脱酸効果が非常に大きい元素であり、鋼中のＮと反応してＡｌＮを析出させることによって固溶Ｎによる成形性が低下するのを防止することができる。しかし、Ａｌの含量が過度に高い場合、軟性が急激に低下することがある。したがって、Ａｌの含量を０．１％以下に制限する。
【0024】
リン（Ｐ）：０．０１％以下
一定量以下のＰの添加は鋼の軟性を大きく減少させず、強度を上げることができる。但し、Ｐの含量が過度に高い場合、結晶粒界に偏析して鋼を硬化させることができる。したがって、Ｐの含量を０．０１％以下に制限することができる。
一定量以下のＰの添加は鋼の軟性を大きく減少させず、強度を上げることができる。但し、Ｐの含量が過度に高い場合、結晶粒界に偏析して鋼を硬化させることができる。したがって、Ｐの含量を０．０１％以下に制限することができる。
【0025】
硫黄（Ｓ）：０．０１％以下
Ｓは固溶時赤熱脆性を誘発する元素であるためＭｎの添加を通じてＭｎＳの析出が誘導されなければならない。しかし、Ｓの含量が過度に高い場合、過多なＭｎＳの析出によって鋼を硬化させることができる。したがって、Ｓの含量を０．０１％以下に制限することができる。
Ｓは固溶時赤熱脆性を誘発する元素であるためＭｎの添加を通じてＭｎＳの析出が誘導されなければならない。しかし、Ｓの含量が過度に高い場合、過多なＭｎＳの析出によって鋼を硬化させることができる。したがって、Ｓの含量を０．０１％以下に制限することができる。
【0026】
窒素（Ｎ）：０．００７％以下
Ｎは鋼中に不可避的元素として含まれていられる。Ｎの含量が過度に高い場合、析出されず固溶された状態で存在するＮは軟性を落とし、耐時効性を悪化させるだけでなく加工性を落とすことがあり、Ｔｉ、Ｎｂなどの元素と結合して析出物を形成する場合には耐食性を大きく悪化させることがある。したがって、Ｎの含量を０．００７％以下に制限することができる。
Ｎは鋼中に不可避的元素として含まれていられる。Ｎの含量が過度に高い場合、析出されず固溶された状態で存在するＮは軟性を落とし、耐時効性を悪化させるだけでなく加工性を落とすことがあり、Ｔｉ、Ｎｂなどの元素と結合して析出物を形成する場合には耐食性を大きく悪化させることがある。したがって、Ｎの含量を０．００７％以下に制限することができる。
【0027】
クロム（Ｃｒ）：２．０～４．０％
ＣｒはＣｒ２Ｏ３不動態皮膜を容易に形成して鋼板の耐食性を向上させるだけでなく多量添加されても鋼板の加工性を大きく落とさないため代表的な耐食性向上元素として用いることができる。Ｃｒの含量が過度に低い場合、耐食性向上効果が十分でないことがある。反面、Ｃｒの含量が過度に高い場合、溶鋼内で酸素親和力が高くて精錬工程でＣの含量を制御するのが非常に難しくなって生産性を落とし、冷却過程でパーライト相およびフェライト相のうちの一つ以上の形成を誘発して加工性を落とすことがある。したがって、Ｃｒの含量を２．０～４．０％に制限する。
ＣｒはＣｒ２Ｏ３不動態皮膜を容易に形成して鋼板の耐食性を向上させるだけでなく多量添加されても鋼板の加工性を大きく落とさないため代表的な耐食性向上元素として用いることができる。Ｃｒの含量が過度に低い場合、耐食性向上効果が十分でないことがある。反面、Ｃｒの含量が過度に高い場合、溶鋼内で酸素親和力が高くて精錬工程でＣの含量を制御するのが非常に難しくなって生産性を落とし、冷却過程でパーライト相およびフェライト相のうちの一つ以上の形成を誘発して加工性を落とすことがある。したがって、Ｃｒの含量を２．０～４．０％に制限する。
【0028】
モリブデン（Ｍｏ）：０．５％以下
Ｍｏは酸素と結合して耐食性に優れた不動態酸化物を形成する元素であって、少量の添加であっても耐食性向上の効果があり、特に、ｐＨが低い場合にＣｒ酸化物はイオン化される反面、Ｍｏ酸化物は不動態酸化物に維持されるため強酸環境での耐食性向上に効果があり得る。但し、Ｍｏの含量が過度に高い場合、添加量に対する耐食性向上効果が小さく、高価な元素であるため経済性を考慮してＭｏの含量を０．５％以下に制限する。
Ｍｏは酸素と結合して耐食性に優れた不動態酸化物を形成する元素であって、少量の添加であっても耐食性向上の効果があり、特に、ｐＨが低い場合にＣｒ酸化物はイオン化される反面、Ｍｏ酸化物は不動態酸化物に維持されるため強酸環境での耐食性向上に効果があり得る。但し、Ｍｏの含量が過度に高い場合、添加量に対する耐食性向上効果が小さく、高価な元素であるため経済性を考慮してＭｏの含量を０．５％以下に制限する。
【0029】
タングステン（Ｗ）：０．３％以下
ＷはＭｏと同様に酸素と結合してｐＨが低い強酸で耐食性に優れた不動態酸化物を形成する元素であって、少量の添加であっても耐食性向上に効果があり得る。しかし、Ｗの含量が過度に高い場合、添加量に対する耐食性向上効果が小さく、溶融点が非常に高い元素であって製鋼工程で生産性を落とすためＷの含量を０．３％以下に制限する。
ＷはＭｏと同様に酸素と結合してｐＨが低い強酸で耐食性に優れた不動態酸化物を形成する元素であって、少量の添加であっても耐食性向上に効果があり得る。しかし、Ｗの含量が過度に高い場合、添加量に対する耐食性向上効果が小さく、溶融点が非常に高い元素であって製鋼工程で生産性を落とすためＷの含量を０．３％以下に制限する。
【0030】
上記した組成以外に、残りはＦｅおよび不可避的不純物を含むことができる。本発明の鋼材は他の組成の添加を排除するのではない。不可避的不純物は通常の鉄鋼製造過程では原料または周囲環境から意図せずに混入されることがあり、これを排除することはできない。不可避的不純物は通常の鉄鋼製造分野の技術者であれば理解することができる。
【0031】
本発明の一実施形態による排気系用冷延鋼板は下記式１を満足する。
［式１］０．０５≦０．６＊［Ｍｏ］＋［Ｗ］（単位：重量％）
上記式１中、［Ｍｏ］および［Ｗ］はそれぞれ、ＭｏおよびＷの含量（重量％）を意味する。
［式１］０．０５≦０．６＊［Ｍｏ］＋［Ｗ］（単位：重量％）
上記式１中、［Ｍｏ］および［Ｗ］はそれぞれ、ＭｏおよびＷの含量（重量％）を意味する。
【0032】
ｐＨが１以下に低い場合にも優れた耐食性効果のために添加されるＭｏおよびＷを式１を通じて、ＭｏおよびＷの含量を制御する。
【0033】
不動態酸化物形成によるｐＨが低い条件での耐食性向上への寄与程度を考慮してＭｏの含量に０．６をかけてＷの含量と合算した数値を０．０５以上に制御する。
【0034】
０．６＊［Ｍｏ］＋［Ｗ］の数値が０．０５未満である場合、不動態酸化物の形成が充分でなくて耐食性向上効果が十分でないことがある。
【0035】
これにより、７０℃のＳＯ４
２－およびＳＯ３
２－などを含むｐＨ１．５～２．５の腐食液で腐食実験を行った時、平均腐食速度が０．５３ｍｇ／ｃｍ２／ｈｒ以下であり得る。また、７０℃のＳＯ４
２－およびＳＯ３
２－などを含むｐＨ１．０以下の腐食液で腐食実験を行った時、平均腐食速度が６．５８ｍｇ／ｃｍ２／ｈｒ以下であり得る。
【0036】
即ち、一定範囲のｐＨ範囲および低い条件のｐＨで全て優れた耐食性を有することができる。
【0037】
一方、本発明の一実施形態による排気系用冷延鋼板は、パーライト相およびフェライト相のうちの一つ以上を５面積％以下で含む。パーライト相およびベイナイト相はＣｒの含量と関連があり、本発明の一実施形態による排気系用冷延鋼板の製造過程で焼鈍した冷延鋼板の冷却時、冷却速度と密接な関連がある。これに対する詳しい内容は後述することにする。
【0038】
パーライト相単独またはベイナイト相単独またはパーライト相およびベイナイト相の合計が５面積％を超過する場合、加工性が低下するようになるので所望の形状への成形が難しいことがある。残部はフェライト相からなってよい。
【0039】
これによる本発明の一実施形態による排気系用冷延鋼板は降伏強度が２００～２６０ＭＰａであり、延伸率が３５％以上であってよい。
【0040】
（排気系用冷延鋼板の製造方法）
本発明の一実施形態による排気系用冷延鋼板の製造方法は、重量％でＣ：０．０１５～０．０５％、Ｓｉ：０．２％以下（０％を除く）、Ｍｎ：０．１～０．３％、Ａｌ：０．１％以下（０％を除く）、およびＣｒ：２．０～４．０％を含み、Ｍｏ：０．５％以下（０％を除く）およびＷ：０．３％以下（０％を除く）のうちの１種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物を含み、下記式１を満足するスラブを加熱する段階、スラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階、熱延鋼板を巻き取る段階、巻取られた熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を製造する段階、冷延鋼板を焼鈍する段階、および焼鈍した冷延鋼板を冷却する段階を含む。
本発明の一実施形態による排気系用冷延鋼板の製造方法は、重量％でＣ：０．０１５～０．０５％、Ｓｉ：０．２％以下（０％を除く）、Ｍｎ：０．１～０．３％、Ａｌ：０．１％以下（０％を除く）、およびＣｒ：２．０～４．０％を含み、Ｍｏ：０．５％以下（０％を除く）およびＷ：０．３％以下（０％を除く）のうちの１種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物を含み、下記式１を満足するスラブを加熱する段階、スラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階、熱延鋼板を巻き取る段階、巻取られた熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を製造する段階、冷延鋼板を焼鈍する段階、および焼鈍した冷延鋼板を冷却する段階を含む。
【0041】
具体的に、本発明の一実施形態による排気系用冷延鋼板の製造方法は、冷却された冷延鋼板を圧下率で圧延する段階および冷延鋼板の表面にＡｌ（アルミニウム）またはＺｎ（亜鉛）をメッキする段階をさらに含むことができる。
【0042】
以下、各段階について具体的に説明する。
まず、スラブを加熱する。具体的に、１２００℃以上の温度で再加熱することができる。鋼中に存在する析出物を大部分再固溶させるためである。析出物の再固溶のためにより具体的に、１２５０℃以上の温度で再加熱することができる。
まず、スラブを加熱する。具体的に、１２００℃以上の温度で再加熱することができる。鋼中に存在する析出物を大部分再固溶させるためである。析出物の再固溶のためにより具体的に、１２５０℃以上の温度で再加熱することができる。
【0043】
一方、スラブ内の各組成の添加比率を限定した理由および式１を満足させることによる効果は前述の排気系用冷延鋼板の組成限定理由と同一なので、繰り返される説明を省略する。後述の熱間圧延、巻取り、冷間圧延、焼鈍、冷却などの製造過程でスラブの組成は実質的に変動しないので、スラブの組成と排気系用冷延鋼板の組成が実質的に同一である。
【0044】
その次に、スラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造する。具体的に、スラブをＡｒ３以上の温度で熱間仕上圧延して熱延鋼板を製造することができる。これにより、スラブをオーステナイト単相領域で熱間圧延することができる。
【0045】
その次に、熱延鋼板を巻き取る。具体的に、５５０～７５０℃の巻取温度で巻き取ることができる。熱延鋼板を５５０℃以上の温度で巻き取ることによって固溶された状態でまだ残っているＮをＡｌＮとして追加的に析出させることができるため優れた耐時効性を確保することができる。５５０℃未満の温度で巻き取る場合、ＡｌＮとして析出されずに残っている固溶Ｎによって加工性が低下する危険がある。反面、７５０℃を超過する温度で巻き取る場合、結晶粒が粗大化されて冷間圧延性を落とす要因になり得る。
【0046】
その次に、巻取られた熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を製造する。具体的に、５０～９５％の圧下率で冷間圧延することができる。圧下率によって冷延鋼板の最終厚さが決定され、圧下率が５０％未満である場合、最終目標厚さを確保し難いことがある。反面、圧下率が９５％を超過する場合、圧延負荷が大きくて冷間圧延が難しいことがある。
【0047】
その次に、冷延鋼板を焼鈍する。具体的に、５５０～９００℃の焼鈍温度で焼鈍することができる。冷延鋼板の焼鈍によって冷間圧延時、延伸された結晶粒が再結晶できる。５５０℃未満の温度で焼鈍する場合、再結晶が十分に起こらないため冷間圧延時発生した電位が十分になくならなくて軟性が低下することがある。反面、９００℃を超過する温度で焼鈍する場合、結晶粒が粗大化されて強度が低下し加工性が低下することがある。焼鈍工程は箱焼鈍または連続焼鈍を通じて可能である。
【0048】
その次に、焼鈍した冷延鋼板を冷却する。具体的に、下記式２を満足するように冷却する。
［式２］［Ｃｒ］＊［冷却速度］≦２５
上記式２中、［Ｃｒ］はＣｒの含量（重量％）を意味し、［冷却速度］は冷延鋼板を冷却する速度（℃／ｓｅｃ）を意味する。５～９℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却することができる。
［式２］［Ｃｒ］＊［冷却速度］≦２５
上記式２中、［Ｃｒ］はＣｒの含量（重量％）を意味し、［冷却速度］は冷延鋼板を冷却する速度（℃／ｓｅｃ）を意味する。５～９℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却することができる。
【0049】
前記で言及した通り、パーライト相およびベイナイト相の形成は、Ｃｒの含量および焼鈍した冷延鋼板冷却時の冷却速度と密接な関連がある。したがって、Ｃｒの含量と冷却速度をかけた値を２５以下に制御することによってパーライト相およびフェライト相のうちの一つ以上を５面積％以下に制御することができる。
【0050】
Ｃｒの含量および冷却速度が高いほどパーライト相およびフェライト相のうちの一つ以上の形成が活発であり、したがって［Ｃｒ］＊［冷却速度］が２５を超過する場合、パーライト相およびフェライト相のうちの一つ以上が過度に形成されるので加工性が低下するようになって延伸率が低いことがある。
【0051】
その次に、冷却された冷延鋼板を圧下率で圧延する。具体的に、０．６～１．４％の圧下率で訂正圧延することができる。圧下率が０．６％未満である場合、焼鈍工程で発生した降伏点延伸が制御されないことがある。反面、圧下率が１．４％を超過する場合、加工硬化による加工性低下を起こすことがある。
【0052】
その次に、冷延鋼板の表面にＡｌまたはＺｎをメッキすることができる。本発明の一実施形態による排気系用冷延鋼板は耐食性および加工性に優れてＡｌのメッキを実施する場合、Ａｌメッキ層が除去されても排気系内面腐食環境で優れた耐食性を有することができて既存のアルミニウムメッキ鋼板の短所を効果的に克服することができる。
【実施例】
【0053】
以下、本発明の具体的な実施例を記載する。しかし、下記実施例は本発明の具体的な一実施形態に過ぎず、本発明が下記実施例に限定されるのではない。
【0054】
＜実施例＞
（冷延鋼板の製造）
下記表１の組成を有する鋼を製造し、成分は実績値を表記したものである。このような表１の組成を有する鋼スラブを１２５０℃で再加熱し９００℃の以上で熱間圧延を実施した。その後、６２０℃で巻き取り、７０％の圧下率で冷間圧延を実施した。その後、７００℃で焼鈍し、下記表２の冷却速度で冷却した後、１．２％の圧下率で訂正圧延して最終的に１．２ｍｍ厚さの冷延鋼板を得た。
（冷延鋼板の製造）
下記表１の組成を有する鋼を製造し、成分は実績値を表記したものである。このような表１の組成を有する鋼スラブを１２５０℃で再加熱し９００℃の以上で熱間圧延を実施した。その後、６２０℃で巻き取り、７０％の圧下率で冷間圧延を実施した。その後、７００℃で焼鈍し、下記表２の冷却速度で冷却した後、１．２％の圧下率で訂正圧延して最終的に１．２ｍｍ厚さの冷延鋼板を得た。
【0055】
【表1】
【0056】
【表2】
【0057】
上記表１で耐食指数は０．６＊［Ｍｏ］＋［Ｗ］を示したものであり、単位は重量％であり、表２で硬化指数は［Ｃｒ］＊［冷却速度］を示したものであり、単位は重量％＊℃／ｓｅｃである。
【0058】
（耐食性および加工性評価）
各製造された冷延鋼板に対して下記表３の凝縮水腐食環境模写腐食条件に対する腐食実験を通じて耐食性を評価し、常温引張実験を通じて機械的物性を評価した。耐食性評価のために凝縮水が蒸発することによるイオン濃度の増加とｐＨの減少を考慮して、イオン濃度が低くｐＨが高い腐食条件Ａとイオン濃度が高くｐＨが低い腐食条件Ｂを通じて腐食性が小さい腐食環境と大きい腐食環境を代表して模写し、各腐食条件に対して平均腐食速度を測定した。また、加工性評価のために常温で引張試験を通じて延伸率と降伏強度を測定した。
各製造された冷延鋼板に対して下記表３の凝縮水腐食環境模写腐食条件に対する腐食実験を通じて耐食性を評価し、常温引張実験を通じて機械的物性を評価した。耐食性評価のために凝縮水が蒸発することによるイオン濃度の増加とｐＨの減少を考慮して、イオン濃度が低くｐＨが高い腐食条件Ａとイオン濃度が高くｐＨが低い腐食条件Ｂを通じて腐食性が小さい腐食環境と大きい腐食環境を代表して模写し、各腐食条件に対して平均腐食速度を測定した。また、加工性評価のために常温で引張試験を通じて延伸率と降伏強度を測定した。
【0059】
【表3】
【0060】
測定された平均腐食速度、延伸率、降伏強度を下記表４に示した。
【表4】
【0061】
上記表４で腐食条件Ａおよび腐食条件Ｂには平均腐食速度（ｍｇ／ｃｍ２／ｈｒ）を記載した。
【0062】
前記表４に示されているように、本発明の組成および製造条件を満足する比較鋼１～２３は全て腐食条件Ａでの腐食速度が０．６ｍｇ／ｃｍ２／ｈｒ以下であり、腐食条件Ｂでの腐食速度が７．０ｍｇ／ｃｍ２／ｈｒ以下であり、延伸率が３５％以上であり、降伏強度が２００～２６０ＭＰａを示して優れた耐食性と機械的物性を有することが分かる。
【0063】
反面、比較鋼１はＣの含量が低くて加工性確保に有利であるが降伏強度が１８１．２ＭＰａで低くて構造用素材として使用するに不利であり、比較鋼２はＣ含量が高くて強度が２９２．６ＭＰａで過度に高いので加工が難しかった。
【0064】
比較鋼３はＣｒが添加されていない素材であって腐食条件Ａでの腐食速度が１．０２ｍｇ／ｃｍ２／ｈｒで速くて耐食性が劣位であった。これは、腐食条件Ａのような相対的に腐食性が低い凝縮水に対してＣｒ酸化層が耐食性を向上させる役割を果たすためであった。比較鋼４は比較鋼３に比べてＣｒ含量が１．５％で相対的に高いが、腐食条件Ａでの腐食速度が０．９０ｍｇ／ｃｍ２／ｈｒで耐食性において大きい差がなかった。
【0065】
比較鋼５はＣｒ含量が４．８％で高くて腐食条件Ａでの腐食速度が０．４２ｍｇ／ｃｍ２／ｈｒで遅かった。しかし、延伸率が３３．９％で低くて加工性が劣位であった。これは、硬質のパーライト相およびベイナイト相の合計が５．２面積％で多量形成されたためである。これによって、パーライトおよびベイナイト相はＣｒ含量が高いほど、そして冷却速度が速いほどよく生成されるため式２で定義される硬化指数が２５以下になるように製造した時、パーライト相およびフェライト相のうちの一つ以上が５面積％以下であり、延伸率が３５％以上の特性を得ることができるのが分かった。
【0066】
比較鋼６～９は共通的に腐食条件Ａに対する腐食速度は０．４９～０．５３ｍｇ／ｃｍ２／ｈｒであって耐食性が良好であるが、腐食条件Ｂに対する腐食速度が９．５３～１３．３５ｍｇ／ｃｍ２／ｈｒであって速くて開発鋼に比べて耐食性が顕著に劣位であった。これは、Ｃｒ含量は３．０％程度で腐食条件Ａに対する耐食性を有するがＭｏとＷの含量が少ないためであった。これによって、ＭｏとＷの含量が式１で定義される耐食指数が０．０５以上になるように添加された時、ｐＨが低い環境で効果的に向上されることが分かった。但し、ＭｏとＷは非常に高価な元素であるため多量添加することは経済的でなく、特にＷは溶融点が３０００℃以上であって高いため０．５％以下のＭｏと０．３％以下のＷを用いることが効果的であり得る。
【0067】
本発明は前記実施形態および／または実施例に限定されるのではなく、互いに異なる多様な形態に製造でき、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者は本発明の技術的な思想や必須の特徴を変更せず他の具体的な形態に実施できるということが理解できるはずである。したがって、以上で記述した実施形態および／または実施例は全ての面で例示的なものであり限定的ではないと理解しなければならない。