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特許7406718尿素ＳＣＲシステム用合金及びそれを用いた尿素ＳＣＲシステム用部品
(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】2023-12-20
(45)【発行日】2023-12-28
(54)【発明の名称】尿素ＳＣＲシステム用合金及びそれを用いた尿素ＳＣＲシステム用部品
(51)【国際特許分類】
C22C 19/05 20060101AFI20231221BHJP
C22C 27/06 20060101ALI20231221BHJP
C22C 30/02 20060101ALI20231221BHJP
F01N 3/08 20060101ALI20231221BHJP
C22F 1/00 20060101ALN20231221BHJP
C22F 1/11 20060101ALN20231221BHJP
C22F 1/10 20060101ALN20231221BHJP
【ＦＩ】
C22C19/05 Z
C22C27/06
C22C30/02
F01N3/08 B
C22F1/00 605
C22F1/00 623
C22F1/00 630K
C22F1/00 640A
C22F1/00 640C
C22F1/00 660A
C22F1/00 651B
C22F1/00 682
C22F1/00 683
C22F1/00 686A
C22F1/00 691B
C22F1/00 691C
C22F1/00 692A
C22F1/00 694A
C22F1/00 694B
C22F1/11
C22F1/00 685Z
C22F1/10 H
【請求項の数】
3
(21)【出願番号】P 2019234598
(22)【出願日】2019-12-25
(65)【公開番号】P2020158877
(43)【公開日】2020-10-01
【審査請求日】2022-10-12
(31)【優先権主張番号】P 2019056061
(32)【優先日】2019-03-25
(33)【優先権主張国・地域又は機関】JP
(73)【特許権者】
【識別番号】000005083
【氏名又は名称】株式会社プロテリアル
(74)【代理人】
【識別番号】100139240
【弁理士】
【氏名又は名称】影山 秀一
(74)【代理人】
【識別番号】100204526
【弁理士】
【氏名又は名称】山田 靖
(74)【代理人】
【識別番号】100208568
【弁理士】
【氏名又は名称】木村 孔一
(72)【発明者】
【氏名】菅原 克生
(72)【発明者】
【氏名】上田 俊介
【審査官】河野 一夫
(56)【参考文献】
【文献】特開２０１４－０８７８０５（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１７－１６６００７（ＪＰ，Ａ）
【文献】米国特許出願公開第２０１９／００６２８７７（ＵＳ，Ａ１）
【文献】特開２０１４－１４５１０７（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１４－１４５１０８（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１０－０３１９４２（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１２－２３７２９１（ＪＰ，Ａ）
【文献】米国特許出願公開第２０１８／０３３４９３９（ＵＳ，Ａ１）
【文献】中国特許出願公開第１０８９５２８９８（ＣＮ，Ａ）
【文献】米国特許出願公開第２０１２／００５５１４１（ＵＳ，Ａ１）
【文献】中国実用新案第２０７０１８０６１（ＣＮ，Ｕ）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ １９／０５
Ｃ２２Ｃ ２７／０６
Ｃ２２Ｃ ３０／０２
Ｆ０１Ｎ ３／０８
Ｃ２２Ｆ １／００
Ｃ２２Ｆ １／１１
Ｃ２２Ｆ １／１０
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
質量％で、Ｃｒ：４０．０～５０．０％、Ｍｏ：０．１０～２．００％、Ｆｅ：０％を超えて３．００％以下、Ｍｎ：０％を超えて０．５０％以下、Ｓｉ：０％を超えて０．１０％以下、Ａｌ：０％を超えて０．３０％以下、Ｔｉ：０％を超えて０．３０％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０４０％以下、Ｂ：０．０１００％以下、を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなることを特徴とする尿素ＳＣＲシステム用合金。
【請求項2】
前記尿素ＳＣＲシステム用合金は、質量％で、Ｃｏ：３．００％以下、Ｖ：０．１００％以下、Ｚｒ：０．０５０％以下、Ｃｕ：０．０２０％以下、Ｗ：０．１００％以下、Ｎｂ：０．１００％以下、Ｃａ：０．００２０％以下、の何れか一種以上を更に含有する請求項１に記載の尿素ＳＣＲシステム用合金。
【請求項3】
請求項１または２に記載の尿素ＳＣＲシステム用合金を用いた尿素ＳＣＲシステム用部品。【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、尿素ＳＣＲシステム用合金及びそれを用いた尿素ＳＣＲシステム用部品に関するものである。
【背景技術】
【0002】
地球温暖化などの環境問題に対する観点から、バスやトラック等の商用車に対して尿素水の分解生成物であるアンモニアを用いて、ディーゼルエンジンから放出された５００℃程度の高温の排気ガス中の窒素酸化物（ＮＯｘ）を浄化し、排ガス中に含まれるＮＯｘを低減させる尿素ＳＣＲシステムが適用されている。
尿素ＳＣＲシステムに使用される部材として、高温、尿素水環境下での耐食性を有するフェライト系ステンレス鋼が用いられている。例えば、特許文献１には、質量％にて、Ｃ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｃｒ：１０．０～２０．０％、Ｔｉ：０．０５～０．３０％、Ｍｏ：１．５％以下、Ａｌ：０．０３～０．５％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるとともに、表面から２０ｎｍ以内におけるＣｒ、Ｓｉ、Ａｌ，Ｔｉ、Ｍｎ及びＦｅの濃度によって構成される濃度比の最大値を関係式により適正化した耐高温酸化性及び耐尿素性に優れる尿素ＳＣＲシステム部品用フェライト系ステンレス鋼板の発明が記載されている。
尿素ＳＣＲシステムに使用される部材として、高温、尿素水環境下での耐食性を有するフェライト系ステンレス鋼が用いられている。例えば、特許文献１には、質量％にて、Ｃ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｃｒ：１０．０～２０．０％、Ｔｉ：０．０５～０．３０％、Ｍｏ：１．５％以下、Ａｌ：０．０３～０．５％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるとともに、表面から２０ｎｍ以内におけるＣｒ、Ｓｉ、Ａｌ，Ｔｉ、Ｍｎ及びＦｅの濃度によって構成される濃度比の最大値を関係式により適正化した耐高温酸化性及び耐尿素性に優れる尿素ＳＣＲシステム部品用フェライト系ステンレス鋼板の発明が記載されている。
【0003】
一方、耐食性を向上させた合金として、ステンレス鋼の他にＮｉ基合金が知られており、特許文献２には、硫化を含む高温腐食環境に対する耐侵食性が要求される大型形状品が必要な部位や、医薬中間体等を製造する化学プラントに必要な大型の反応容器を形成するのに適した耐熱耐腐食性高Ｃｒ含有Ｎｉ基合金の発明が記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0004】
【文献】特開２０１２－１１２０２５号公報
【文献】特許第６１９２７６０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0005】
上述した特許文献１に記載されたようなフェライト系ステンレス鋼は、尿素ＳＣＲシステムに用いると、ある程度の耐食性は確保できるものの飛躍的な耐食性の向上は望めない。すなわち、尿素ＳＣＲシステムでは、高温環境下で尿素水を噴霧し加水分解されることでアンモニアが生成する。この際に、金属部材に接し尿素水が揮発する際に副生成物としてカルバミン酸が発生する。フェライト系ステンレス鋼に対して尿素やアンモニアはほとんど腐食性を示さないものの、カルバミン酸は腐食性が強く、尿素揮発面に主に孔食が発生し、腐食による損耗が顕在化する。特に、尿素ＳＣＲシステムは商用車に用いられることが多く、一般の乗用車と比較して稼働時間も長いため、カルバミン酸に起因した腐食による故障を回避するために、ＳＣＲシステム用の部品には高い耐食性が求められる。
【0006】
また、上述した特許文献２に記載されたようなＮｉ基合金は、多くの腐食環境でステンレス鋼よりも耐食性は高いもののカルバミン酸に起因した腐食環境という、特殊な環境で用いられるＳＣＲシステム用の部材に用いた場合の耐食性の報告は見当たらず、Ｎｉ基合金の組成の適正化については検討がなされていないのが現状である。
【0007】
本発明の目的は、フェライト系ステンレス鋼製の尿素ＳＣＲシステムと比較して、飛躍的に耐食性を高めることが可能な尿素ＳＣＲシステム用合金及びそれを用いた尿素ＳＣＲシステム用部品を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【0008】
本発明者は、尿素ＳＣＲシステム用の合金として、最適な組成を検討した。まず、ステンレス鋼の組成の調整について検討した。しかし、Ｃｒを多少増加させても飛躍的な耐食性の向上は望めず、組成の調整の代わりに材料厚さを厚くすると軽量化が要求される自動車用の部材には逆行してし、熱容量が大きくなってエンジン始動直後の排ガス浄化が困難となってしまう。そのため、Ｆｅ基合金での組成の適正化を諦め、Ｎｉ基合金をベースとして組成の適正化を検討した。すなわち、耐食性を確保するためにＣｒ含有量を高めたうえで、熱間加工性や冷間加工性を兼備可能なように、添加元素とその含有量を適切に調整し、本発明に到達した。
【0009】
なお、特許文献２に記載されたＮｉ基合金は、以下に述べる本発明の合金と組成が重複するものの、耐食性を発揮する環境は硫化を含む高温腐食環境のみを考慮しており、耐食性を発揮する環境が全く異なるカルバミン酸が発生する尿素ＳＣＲシステムにおける耐食性を何ら示唆するものではなく、かつ、冷間加工性のための組成の適正化も考慮していないため、本発明を示唆すらしないものである。
【0010】
本発明は、質量％で、Ｃｒ：４０．０～５０．０％、Ｍｏ：０．１０～２．００％、Ｆｅ：０％を超えて３．００％以下、Ｍｎ：０％を超えて０．５０％以下、Ｓｉ：０％を超えて０．１０％以下、Ａｌ：０％を超えて０．３０％以下、Ｔｉ：０％を超えて０．３０％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０４０％以下、Ｂ：０．０１００％以下、を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる尿素ＳＣＲシステム用合金である。
前記尿素ＳＣＲシステム用合金は、質量％で、Ｃｏ：３．００％以下、Ｖ：０．１００％以下、Ｚｒ：０．０５０％以下、Ｃｕ：０．０２０％以下、Ｗ：０．１００％以下、Ｎｂ：０．１００％以下、Ｃａ：０．００２０％以下、の何れか一種以上を更に含有することができる。
また本発明は、前記尿素ＳＣＲシステム用合金を用いた尿素ＳＣＲシステム用部品である。
前記尿素ＳＣＲシステム用合金は、質量％で、Ｃｏ：３．００％以下、Ｖ：０．１００％以下、Ｚｒ：０．０５０％以下、Ｃｕ：０．０２０％以下、Ｗ：０．１００％以下、Ｎｂ：０．１００％以下、Ｃａ：０．００２０％以下、の何れか一種以上を更に含有することができる。
また本発明は、前記尿素ＳＣＲシステム用合金を用いた尿素ＳＣＲシステム用部品である。
【発明の効果】
【0011】
本発明の尿素ＳＣＲシステム用合金はカルバミン酸の存在下で優れた耐食性を有することから、これを用いた尿素ＳＣＲシステム用部品の長寿命化が可能となる。
【発明を実施するための形態】
【0012】
上述したように、本発明の重要な特徴は尿素ＳＣＲシステム用合金として、Ｃｒを多く含んだＮｉ基合金としたことである。以下に本発明で規定する各元素の限定理由を示す。なお、特に記載のない限り質量％として記す。
【0013】
＜Ｃｒ：４０．０～５０．０％＞
Ｃｒは、尿素水が高温環境で揮発時にアンモニアを生成するが、副生成物として発生するカルバミン酸に対する耐食性を向上させる効果がある。Ｃｒ２Ｏ３が主体となる表面皮膜を生成することにより、優れたカルバミン酸に対する耐食性を発揮させる。表面皮膜は酸化物として形成されるが、合金の主成分であるＮｉに起因したＮｉＯの割合を如何に低くし、Ｃｒ２Ｏ３を１００％に近づけることが、優れたカルバミン酸に対する耐食性を向上させる指標となる。同時に高温環境下となるため、耐酸化性を向上させる効果もある。そのための十分な効果を得るには、Ｃｒは４０．０％以上含有することが必要である。しかし、５０．０％を超えて含有すると、凝固組織を形成した状態における熱間鍛造性が著しく低下する。すなわち、部品の素材となる薄板を製造することが困難となる。したがって、Ｃｒ含有量を４０．０～５０．０％とする。前述のＣｒの効果を確実に発揮させるには、Ｃｒ含有量の上限を４６．０％とするのが好ましく、更に好ましくは４５．０％である。また、好ましいＣｒ含有量の下限は、４１．０％であり、更に好ましくは４２．０％である。
Ｃｒは、尿素水が高温環境で揮発時にアンモニアを生成するが、副生成物として発生するカルバミン酸に対する耐食性を向上させる効果がある。Ｃｒ２Ｏ３が主体となる表面皮膜を生成することにより、優れたカルバミン酸に対する耐食性を発揮させる。表面皮膜は酸化物として形成されるが、合金の主成分であるＮｉに起因したＮｉＯの割合を如何に低くし、Ｃｒ２Ｏ３を１００％に近づけることが、優れたカルバミン酸に対する耐食性を向上させる指標となる。同時に高温環境下となるため、耐酸化性を向上させる効果もある。そのための十分な効果を得るには、Ｃｒは４０．０％以上含有することが必要である。しかし、５０．０％を超えて含有すると、凝固組織を形成した状態における熱間鍛造性が著しく低下する。すなわち、部品の素材となる薄板を製造することが困難となる。したがって、Ｃｒ含有量を４０．０～５０．０％とする。前述のＣｒの効果を確実に発揮させるには、Ｃｒ含有量の上限を４６．０％とするのが好ましく、更に好ましくは４５．０％である。また、好ましいＣｒ含有量の下限は、４１．０％であり、更に好ましくは４２．０％である。
【0014】
＜Ｍｏ：０．１０～２．００％＞
Ｍｏは、高Ｃｒ含有Ｎｉ基合金の優れた高温環境中におけるカルバミン酸に対する耐食性を発揮するのに必須となるＣｒ２Ｏ３が主体となる表面皮膜の形成を促進する効果がある。そのための十分な効果を得るには、Ｍｏは０．１０％以上含有することが必要である。しかし、２．００％を超えて含有すると、凝固組織における樹間部に濃縮し凝固組織が顕在化している状態での熱間鍛造性が低下する。これによって、部品の素材となる薄板の製造が困難になる。したがって、Ｍｏ含有量を０．１０～２．００％とする。前述のＭｏの効果をより確実に発揮させるには、Ｍｏ含有量の上限を１．８０％とするのが好ましく、さらに好ましくは１．２０％である。また、好ましいＭｏ含有量の下限は、０．７０％であり、さらに好ましくは０．８０％である。
Ｍｏは、高Ｃｒ含有Ｎｉ基合金の優れた高温環境中におけるカルバミン酸に対する耐食性を発揮するのに必須となるＣｒ２Ｏ３が主体となる表面皮膜の形成を促進する効果がある。そのための十分な効果を得るには、Ｍｏは０．１０％以上含有することが必要である。しかし、２．００％を超えて含有すると、凝固組織における樹間部に濃縮し凝固組織が顕在化している状態での熱間鍛造性が低下する。これによって、部品の素材となる薄板の製造が困難になる。したがって、Ｍｏ含有量を０．１０～２．００％とする。前述のＭｏの効果をより確実に発揮させるには、Ｍｏ含有量の上限を１．８０％とするのが好ましく、さらに好ましくは１．２０％である。また、好ましいＭｏ含有量の下限は、０．７０％であり、さらに好ましくは０．８０％である。
【0015】
＜Ｆｅ：０％を超えて３．００％以下＞
Ｆｅは、１２００℃以上の温度域での靭性を向上させることによって鍛造割れを防止する効果がある。Ｆｅは不純物レベルを超えて含有させることで、その効果を示す。一方、Ｆｅは高温環境におけるカルバミン酸に対する耐食性を劣化させる。３．００％を超えて含有すると、耐食性の劣化が顕在化する。そのため、Ｆｅ含有量は０％を超えて３．００％以下とする。前述のＦｅの効果を確実に発揮させるには、Ｆｅの好ましい含有量の下限は０．０７％であり、さらに好ましくは０．１０％である。また、好ましいＦｅ含有量の上限は、０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％である。
Ｆｅは、１２００℃以上の温度域での靭性を向上させることによって鍛造割れを防止する効果がある。Ｆｅは不純物レベルを超えて含有させることで、その効果を示す。一方、Ｆｅは高温環境におけるカルバミン酸に対する耐食性を劣化させる。３．００％を超えて含有すると、耐食性の劣化が顕在化する。そのため、Ｆｅ含有量は０％を超えて３．００％以下とする。前述のＦｅの効果を確実に発揮させるには、Ｆｅの好ましい含有量の下限は０．０７％であり、さらに好ましくは０．１０％である。また、好ましいＦｅ含有量の上限は、０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％である。
【0016】
＜Ｍｎ：０％を超えて０．５０％以下＞
Ｍｎは、有害元素であるＳをＭｎＳとして固定し、Ｓが粒界でＮｉＳとして凝集し合金全体を脆化させる現象を予防する。これによって、熱間加工性が向上し部品の素材となる薄板の製造が容易となる。その効果を得るには、Ｍｎは不純物レベルを超えて含有させる必要がある。また、Ｍｎは０．５０％を超えて含有しても劇的な効果向上は望めないばかりか、高温環境下におけるカルバミン酸に対する耐食性が劣化することとなるため、Ｍｎ含有量は０％を超えて０．５０％以下とする。好ましいＭｎ含有量の上限は、０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％である。また、好ましいＭｎ含有量の下限は、０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Ｍｎは、有害元素であるＳをＭｎＳとして固定し、Ｓが粒界でＮｉＳとして凝集し合金全体を脆化させる現象を予防する。これによって、熱間加工性が向上し部品の素材となる薄板の製造が容易となる。その効果を得るには、Ｍｎは不純物レベルを超えて含有させる必要がある。また、Ｍｎは０．５０％を超えて含有しても劇的な効果向上は望めないばかりか、高温環境下におけるカルバミン酸に対する耐食性が劣化することとなるため、Ｍｎ含有量は０％を超えて０．５０％以下とする。好ましいＭｎ含有量の上限は、０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％である。また、好ましいＭｎ含有量の下限は、０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
【0017】
＜Ｓｉ：０％を超えて０．１０％以下＞
Ｓｉは、脱酸剤として添加することにより、酸化物を低減し、これにより、熱間鍛造性に関わる高温での変形能を向上させることにより鍛造割れを抑制する効果がある。その効果は、Ｓｉは不純物レベルを超えて含有させることにより発揮されるが、０．１０％を超えて含有すると、α－Ｃｒ相の生成を促進し、熱間鍛造性における変形能が急激に低下させることで鍛造割れが発生し易くなるため、Ｓｉ含有量は０％を超えて０．１０％以下とする。好ましいＳｉ含有量の上限は、０．０９％であり、さらに好ましくは０．０８％である。また、好ましいＳｉ含有量の下限は、０．０１％であり、さらに好ましくは０．０３％である。
Ｓｉは、脱酸剤として添加することにより、酸化物を低減し、これにより、熱間鍛造性に関わる高温での変形能を向上させることにより鍛造割れを抑制する効果がある。その効果は、Ｓｉは不純物レベルを超えて含有させることにより発揮されるが、０．１０％を超えて含有すると、α－Ｃｒ相の生成を促進し、熱間鍛造性における変形能が急激に低下させることで鍛造割れが発生し易くなるため、Ｓｉ含有量は０％を超えて０．１０％以下とする。好ましいＳｉ含有量の上限は、０．０９％であり、さらに好ましくは０．０８％である。また、好ましいＳｉ含有量の下限は、０．０１％であり、さらに好ましくは０．０３％である。
【0018】
＜Ａｌ：０％を超えて０．３０％以下、Ｔｉ：０％を超えて０．３０％以下＞
Ａｌ及びＴｉは、溶融金属中の酸素と結びつき、溶湯の表面にスラグとして浮上分離により溶融金属中の酸素を脱することで、熱間鍛造性を改善する効果があるために添加される。脱酸効果は、ＡｌやＴｉをそれぞれ単独で添加するよりも、同時に添加することで、この効果が高まるため、本発明においてはＡｌとＴｉとを必須添加する。
前述の効果を得るにはＡｌ及びＴｉは不純物レベルを超えて含有させることにより発揮されるが、Ａｌ及びＴｉはともに０．３０％を超えて含有させても劇的な効果向上は望めないばかりか、高温環境下での析出に関わる潜伏期間を短時間側にシフトさせることで、鍛造割れの可能性を高めるため好ましくない。そのため、ＡｌとＴｉの含有量はともに０％を超えて０．３０％以下とする。前述のＡｌの効果をより確実に発揮させるには、Ａｌ含有量の下限を０．０１％とするのが好ましく、更に好ましくは０．０２％、より好ましくは０．０５％である。また、好ましいＡｌ含有量の上限は０．２６％であり、更に好ましくは０．２０％である。また、前述のＴｉの効果をより確実に発揮させるには、Ｔｉ含有量の下限を０．０４％とするのが好ましく、更に好ましくは０．０５％、より好ましくは０．０７％である。また、好ましいＴｉ含有量の上限は０．２８％であり、更に好ましくは０．２５％である。
Ａｌ及びＴｉは、溶融金属中の酸素と結びつき、溶湯の表面にスラグとして浮上分離により溶融金属中の酸素を脱することで、熱間鍛造性を改善する効果があるために添加される。脱酸効果は、ＡｌやＴｉをそれぞれ単独で添加するよりも、同時に添加することで、この効果が高まるため、本発明においてはＡｌとＴｉとを必須添加する。
前述の効果を得るにはＡｌ及びＴｉは不純物レベルを超えて含有させることにより発揮されるが、Ａｌ及びＴｉはともに０．３０％を超えて含有させても劇的な効果向上は望めないばかりか、高温環境下での析出に関わる潜伏期間を短時間側にシフトさせることで、鍛造割れの可能性を高めるため好ましくない。そのため、ＡｌとＴｉの含有量はともに０％を超えて０．３０％以下とする。前述のＡｌの効果をより確実に発揮させるには、Ａｌ含有量の下限を０．０１％とするのが好ましく、更に好ましくは０．０２％、より好ましくは０．０５％である。また、好ましいＡｌ含有量の上限は０．２６％であり、更に好ましくは０．２０％である。また、前述のＴｉの効果をより確実に発揮させるには、Ｔｉ含有量の下限を０．０４％とするのが好ましく、更に好ましくは０．０５％、より好ましくは０．０７％である。また、好ましいＴｉ含有量の上限は０．２８％であり、更に好ましくは０．２５％である。
【0019】
＜Ｍｇ：０．０１００％以下＞
Ｍｇは、前述したＭｎと同様に、有害元素であるＳをＭｇＳとして固定し、Ｓが粒界でＮｉＳとして凝集し合金全体を脆化させる現象を予防する。これによって、熱間加工性が向上し部品の素材となる薄板の製造が容易となる。Ｍｎの単独添加によって、前記の効果を十分に発揮できる場合は、Ｍｇは積極的な添加は必ずしも必要がないため、下限は無添加（０％を含む）とする。しかしながら、ＭｇをＭｎとともに複合添加することで、Ｓを固定化する効果を確実に高めることができることから、Ｍｇについては０．０１００％以下の範囲で含有させるのが好ましい。
Ｍｇを含有させて、前述の効果をより確実に発揮させるには、Ｍｇについてはその下限を０．０００１％とするのが好ましく、更に好ましくは０．０００３％であり、より好ましくは０．０００５％である。また、Ｍｇは０．０１０％を超えて含有すると、結晶粒界にＭｇが濃縮し、逆に熱間鍛造性が劣化するため、その含有量の上限を０．０１００％とする。Ｍｇの好ましい上限は０．００９０％であり、更に好ましくは０．００８０％であり、より一層好ましくは０．００２０％未満である。
Ｍｇは、前述したＭｎと同様に、有害元素であるＳをＭｇＳとして固定し、Ｓが粒界でＮｉＳとして凝集し合金全体を脆化させる現象を予防する。これによって、熱間加工性が向上し部品の素材となる薄板の製造が容易となる。Ｍｎの単独添加によって、前記の効果を十分に発揮できる場合は、Ｍｇは積極的な添加は必ずしも必要がないため、下限は無添加（０％を含む）とする。しかしながら、ＭｇをＭｎとともに複合添加することで、Ｓを固定化する効果を確実に高めることができることから、Ｍｇについては０．０１００％以下の範囲で含有させるのが好ましい。
Ｍｇを含有させて、前述の効果をより確実に発揮させるには、Ｍｇについてはその下限を０．０００１％とするのが好ましく、更に好ましくは０．０００３％であり、より好ましくは０．０００５％である。また、Ｍｇは０．０１０％を超えて含有すると、結晶粒界にＭｇが濃縮し、逆に熱間鍛造性が劣化するため、その含有量の上限を０．０１００％とする。Ｍｇの好ましい上限は０．００９０％であり、更に好ましくは０．００８０％であり、より一層好ましくは０．００２０％未満である。
【0020】
＜Ｎ：０．０４０％以下＞
Ｎ（窒素）は、オーステナイトを安定化する元素であるため、主要の合金元素であるＣｒの固溶量を増大させることによって、高温環境下中におけるカルバミン酸に対する耐食性を向上させる効果があるので、０％を超えて含有するのが良く、０．０４０％以下の範囲で含有させるのが好ましい。
また、０．０４０％を超えて含有すると窒化物が短時間で形成し、冷間加工性が劣化し部材への加工が困難となるため、その含有量の上限を０．０４０％とする。好ましいＮの含有量の上限は０．０３５％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。また、好ましいＮの含有量の下限は、０．００１％であり、好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００４％である。
Ｎ（窒素）は、オーステナイトを安定化する元素であるため、主要の合金元素であるＣｒの固溶量を増大させることによって、高温環境下中におけるカルバミン酸に対する耐食性を向上させる効果があるので、０％を超えて含有するのが良く、０．０４０％以下の範囲で含有させるのが好ましい。
また、０．０４０％を超えて含有すると窒化物が短時間で形成し、冷間加工性が劣化し部材への加工が困難となるため、その含有量の上限を０．０４０％とする。好ましいＮの含有量の上限は０．０３５％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。また、好ましいＮの含有量の下限は、０．００１％であり、好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００４％である。
【0021】
＜Ｂ：０．０１００％以下＞
Ｂは、１１００℃以上、特に１２００℃以上の温度域での熱間鍛造における変形能を向上させ、熱間鍛造における割れをより確実に抑制できる効果があるため、必要に応じて０％を超える範囲で添加することが好ましい。前述したＢの効果を確実に得るにはＢを０．０００１％以上含有することが好ましい。一方、Ｂは０．０１００％を超えて含有すると、結晶粒界へ濃縮し変形能を低下させ熱間鍛造における割れを誘発するため、Ｂ含有量の上限を０．０１００％とする。Ｂを含有させる場合の好ましい上限は０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００５０％である。また、好ましいＢ含有量の下限は０．０００４％であり、好ましくは０．０００５％超であり、さらに好ましくは０．００１０％である。
Ｂは、１１００℃以上、特に１２００℃以上の温度域での熱間鍛造における変形能を向上させ、熱間鍛造における割れをより確実に抑制できる効果があるため、必要に応じて０％を超える範囲で添加することが好ましい。前述したＢの効果を確実に得るにはＢを０．０００１％以上含有することが好ましい。一方、Ｂは０．０１００％を超えて含有すると、結晶粒界へ濃縮し変形能を低下させ熱間鍛造における割れを誘発するため、Ｂ含有量の上限を０．０１００％とする。Ｂを含有させる場合の好ましい上限は０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００５０％である。また、好ましいＢ含有量の下限は０．０００４％であり、好ましくは０．０００５％超であり、さらに好ましくは０．００１０％である。
【0022】
＜Ｃｏ：３．００％以下＞
Ｃｏは、前述したＦｅと同様の１２００℃以上の温度域での靭性を向上させることによって鍛造割れを防止する効果を発揮する元素である。Ｆｅの単独添加によって、前記の効果を十分に発揮できる場合は、Ｃｏは積極的な添加は必ずしも必要ではないため、Ｃｏ含有量の下限は無添加（０％を含む）とする。ＣｏとＦｅとを複合添加することで鍛造割れを防止する効果はより確実なものとなるが、Ｃｏは３．００％を超えて含有してもその効果が飽和してしまうと同時に高温環境下におけるカルバミン酸に対する耐食性低下をもたらすので好ましくない。そこで、Ｃｏを含有させる場合の上限を３．００％とする。なお、Ｃｏの効果をより確実に発揮させるにはＣｏ含有量の下限を０．０１％とするのが好ましい。更に好ましくは０．０２％であり、より好ましくは０．０５％である。また、Ｃｏを含有させる場合の好ましい上限は１．００％であり、更に好ましくは０．８０％であり、より好ましくは０．５０％である。
Ｃｏは、前述したＦｅと同様の１２００℃以上の温度域での靭性を向上させることによって鍛造割れを防止する効果を発揮する元素である。Ｆｅの単独添加によって、前記の効果を十分に発揮できる場合は、Ｃｏは積極的な添加は必ずしも必要ではないため、Ｃｏ含有量の下限は無添加（０％を含む）とする。ＣｏとＦｅとを複合添加することで鍛造割れを防止する効果はより確実なものとなるが、Ｃｏは３．００％を超えて含有してもその効果が飽和してしまうと同時に高温環境下におけるカルバミン酸に対する耐食性低下をもたらすので好ましくない。そこで、Ｃｏを含有させる場合の上限を３．００％とする。なお、Ｃｏの効果をより確実に発揮させるにはＣｏ含有量の下限を０．０１％とするのが好ましい。更に好ましくは０．０２％であり、より好ましくは０．０５％である。また、Ｃｏを含有させる場合の好ましい上限は１．００％であり、更に好ましくは０．８０％であり、より好ましくは０．５０％である。
【0023】
＜Ｖ：０．１００％以下＞
Ｖは、特に熱間鍛造性に関わる変形能を向上させ鍛造割れを抑止する効果を有する元素である。耐鍛造割れ性を高めたい場合に、必要に応じて添加することができる。前述したＶの効果をより確実に得るにはＶを０．０００３％以上含有することが好ましい。一方、Ｖは０．１００％を超えて含有すると、逆に高温での変形能低下をもたらし鍛造割れを抑止する効果がなくなるため、Ｖ含有量の上限を０．１００％とする。Ｖを含有させる場合の好ましい上限は０．０９０％であり、更に好ましくは０．０７０％であり、より好ましくは０．０５０％である。また、好ましいＶ含有量の下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％である。
Ｖは、特に熱間鍛造性に関わる変形能を向上させ鍛造割れを抑止する効果を有する元素である。耐鍛造割れ性を高めたい場合に、必要に応じて添加することができる。前述したＶの効果をより確実に得るにはＶを０．０００３％以上含有することが好ましい。一方、Ｖは０．１００％を超えて含有すると、逆に高温での変形能低下をもたらし鍛造割れを抑止する効果がなくなるため、Ｖ含有量の上限を０．１００％とする。Ｖを含有させる場合の好ましい上限は０．０９０％であり、更に好ましくは０．０７０％であり、より好ましくは０．０５０％である。また、好ましいＶ含有量の下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％である。
【0024】
＜Ｚｒ：０．０５０％以下＞
Ｚｒは、前述したＢと同様、特に１２００℃以上の温度域での熱間鍛造における変形能を向上させ、熱間鍛造における割れを抑制できる効果があるため、必要に応じて添加することができる。Ｚｒによる前記の効果を得るには０．００１％以上とするのが好ましい。更に好ましくは０．００３％であり、より好ましくは０．００５％である。しかし、Ｚｒは０．０５０％を超えて含有すると、結晶粒界へ濃縮し変形能を低下させ熱間鍛造における割れを誘発するため、Ｚｒを添加する場合の含有量の上限を０．０５０％とする。好ましいＺｒの上限は、０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。
Ｚｒは、前述したＢと同様、特に１２００℃以上の温度域での熱間鍛造における変形能を向上させ、熱間鍛造における割れを抑制できる効果があるため、必要に応じて添加することができる。Ｚｒによる前記の効果を得るには０．００１％以上とするのが好ましい。更に好ましくは０．００３％であり、より好ましくは０．００５％である。しかし、Ｚｒは０．０５０％を超えて含有すると、結晶粒界へ濃縮し変形能を低下させ熱間鍛造における割れを誘発するため、Ｚｒを添加する場合の含有量の上限を０．０５０％とする。好ましいＺｒの上限は、０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。
【0025】
＜Ｃｕ：０．０２０％以下＞
Ｃｕは、高温環境中におけるカルバミン酸に対する耐食性を向上させる効果があるため必要に応じて添加することができる。前述したＣｕの効果をより確実に得るにはＣｕを０．００１％以上含有することが好ましい。一方、Ｃｕは０．０２０％を超えて含有すると、熱間加工性が劣化する傾向にあるため、Ｃｕ含有量の上限を０．０２０％とする。Ｃｕを含有させる場合の好ましい上限は０．０１５％であり、更に好ましくは０．０１０％である。また、好ましいＣｕ含有量の下限は０．００２％であり、さらに好ましくは０．００５％である。
Ｃｕは、高温環境中におけるカルバミン酸に対する耐食性を向上させる効果があるため必要に応じて添加することができる。前述したＣｕの効果をより確実に得るにはＣｕを０．００１％以上含有することが好ましい。一方、Ｃｕは０．０２０％を超えて含有すると、熱間加工性が劣化する傾向にあるため、Ｃｕ含有量の上限を０．０２０％とする。Ｃｕを含有させる場合の好ましい上限は０．０１５％であり、更に好ましくは０．０１０％である。また、好ましいＣｕ含有量の下限は０．００２％であり、さらに好ましくは０．００５％である。
【0026】
＜Ｗ：０．１００％以下＞
Ｗは、耐孔食性を向上させる効果があるので、必要に応じて添加することができる。前述したＷの効果をより確実に得るにはＷを０．００１％以上含有することが好ましい。一方、Ｗは０．１００％を超えて含有すると、熱間加工性が劣化する傾向にあるため、Ｗ含有量の上限を０．１００％とする。Ｗを含有させる場合の好ましい上限は０．０９０％であり、更に好ましくは０．０８０％である。また、好ましいＷ含有量の下限は０．００２％であり、さらに好ましくは０．００５％である。
Ｗは、耐孔食性を向上させる効果があるので、必要に応じて添加することができる。前述したＷの効果をより確実に得るにはＷを０．００１％以上含有することが好ましい。一方、Ｗは０．１００％を超えて含有すると、熱間加工性が劣化する傾向にあるため、Ｗ含有量の上限を０．１００％とする。Ｗを含有させる場合の好ましい上限は０．０９０％であり、更に好ましくは０．０８０％である。また、好ましいＷ含有量の下限は０．００２％であり、さらに好ましくは０．００５％である。
【0027】
＜Ｎｂ：０．１００％以下＞
Ｎｂは、熱間圧延等の９００℃以下での熱間加工性を向上させる効果があるので必要に応じて添加することができる。前述したＮｂの効果をより確実に得るにはＮｂを０．００１％以上含有することが好ましい。一方、Ｎｂは０．１００％を超えて含有すると、α－Ｃｒ相の析出を促進させてしまうため、Ｎｂ含有量の上限を０．１００％とする。Ｎｂを含有させる場合の好ましい上限は０．０９０％であり、更に好ましくは０．０８０％である。また、好ましいＮｂ含有量の下限は０．００２％であり、さらに好ましくは０．００５％である。
Ｎｂは、熱間圧延等の９００℃以下での熱間加工性を向上させる効果があるので必要に応じて添加することができる。前述したＮｂの効果をより確実に得るにはＮｂを０．００１％以上含有することが好ましい。一方、Ｎｂは０．１００％を超えて含有すると、α－Ｃｒ相の析出を促進させてしまうため、Ｎｂ含有量の上限を０．１００％とする。Ｎｂを含有させる場合の好ましい上限は０．０９０％であり、更に好ましくは０．０８０％である。また、好ましいＮｂ含有量の下限は０．００２％であり、さらに好ましくは０．００５％である。
【0028】
＜Ｃａ：０．００２０％以下＞
Ｃａは、溶解凝固したままのインゴットの状態で、凝固組織に粗大なα－Ｃｒ相が存在する際に、特に１２００℃以上での熱間鍛造性における変形能を向上させることにより鍛造割れを抑制する効果があるので、必要に応じて添加することができる。前述したＣａの効果をより確実に得るにはＣａを０．０００１％以上含有することが好ましい。一方、Ｃａは０．００２％を超えて含有すると、逆に変形能を低下させることにより鍛造割れを誘発するため、Ｃａ含有量の上限を０．００２０％とする。Ｃａを含有させる場合の好ましい上限は０．００１９％であり、更に好ましくは０．００１７％である。また、好ましいＣａ含有量の下限は０．０００２％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。
Ｃａは、溶解凝固したままのインゴットの状態で、凝固組織に粗大なα－Ｃｒ相が存在する際に、特に１２００℃以上での熱間鍛造性における変形能を向上させることにより鍛造割れを抑制する効果があるので、必要に応じて添加することができる。前述したＣａの効果をより確実に得るにはＣａを０．０００１％以上含有することが好ましい。一方、Ｃａは０．００２％を超えて含有すると、逆に変形能を低下させることにより鍛造割れを誘発するため、Ｃａ含有量の上限を０．００２０％とする。Ｃａを含有させる場合の好ましい上限は０．００１９％であり、更に好ましくは０．００１７％である。また、好ましいＣａ含有量の下限は０．０００２％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。
【0029】
＜残部＞
上述した元素以外の残部はＮｉ及び不可避不純物である。代表的な不純物元素を示せば、製造過程において混入する、Ｐ，Ｓ，Ｓｎ，Ｚｎ，Ｐｂ，Ｃの含有は避けられないが、Ｐ：０．０１％未満、Ｓ：０．０１％未満、Ｓｎ：０．０１％未満、Ｚｎ：０．０１％未満、Ｐｂ：０．００２％未満、Ｃ：０．０１％未満であれば、本発明の合金特性をなんら損なうものではない。通常の製造では、これらの元素はこの許容限度内となる。なおＮｉの一部を２％以下のＦｅと置換可能である。この範囲内であればＮｉの作用効果を維持したまま、原料コストを低減できる。
上述した元素以外の残部はＮｉ及び不可避不純物である。代表的な不純物元素を示せば、製造過程において混入する、Ｐ，Ｓ，Ｓｎ，Ｚｎ，Ｐｂ，Ｃの含有は避けられないが、Ｐ：０．０１％未満、Ｓ：０．０１％未満、Ｓｎ：０．０１％未満、Ｚｎ：０．０１％未満、Ｐｂ：０．００２％未満、Ｃ：０．０１％未満であれば、本発明の合金特性をなんら損なうものではない。通常の製造では、これらの元素はこの許容限度内となる。なおＮｉの一部を２％以下のＦｅと置換可能である。この範囲内であればＮｉの作用効果を維持したまま、原料コストを低減できる。
【0030】
＜尿素ＳＣＲシステム用部品＞
本発明では、上述した尿素ＳＣＲシステム用合金から成る薄板を所望の形状に加工して尿素ＳＣＲシステム用部品とすることができる。尿素ＳＣＲシステム用部品としては、例えば、噴霧尿素水とＮＯｘを含む排ガスが混合するミキサーが挙げられるが、本発明の尿素ＳＣＲシステム用合金はニクロム線と同等以上の１００～１２０μΩ・ｃｍを有することから、本発明の尿素ＳＣＲシステム用合金を適用したミキサー等に、通電による加熱機能も付与することが可能となる。特にコールドスタート時には、ＳＣＲシステムは排ガスによって十分に加熱されないことから、尿素水を噴霧してもアンモニアが生成されずＮＯｘが十分に除去されない。エンジンスタート直後、本発明の尿素ＳＣＲシステム用合金を適用したミキサー等に通電加熱することより、噴霧された尿素水からアンモニアの生成を可能にしてＮＯｘ除去能力を高めることに寄与する。
本発明では、上述した尿素ＳＣＲシステム用合金から成る薄板を所望の形状に加工して尿素ＳＣＲシステム用部品とすることができる。尿素ＳＣＲシステム用部品としては、例えば、噴霧尿素水とＮＯｘを含む排ガスが混合するミキサーが挙げられるが、本発明の尿素ＳＣＲシステム用合金はニクロム線と同等以上の１００～１２０μΩ・ｃｍを有することから、本発明の尿素ＳＣＲシステム用合金を適用したミキサー等に、通電による加熱機能も付与することが可能となる。特にコールドスタート時には、ＳＣＲシステムは排ガスによって十分に加熱されないことから、尿素水を噴霧してもアンモニアが生成されずＮＯｘが十分に除去されない。エンジンスタート直後、本発明の尿素ＳＣＲシステム用合金を適用したミキサー等に通電加熱することより、噴霧された尿素水からアンモニアの生成を可能にしてＮＯｘ除去能力を高めることに寄与する。
【0031】
＜製造方法＞
本発明の尿素ＳＣＲシステム用合金から成る薄板を得るには、例えば、熱間圧延材に１１２０～１２００℃の固溶化処理を行い、最終的に４０～６０％の圧下率で冷間圧延を行って、厚さが１ｍｍ以下の薄板とする。また、尿素ＳＣＲシステム用の部品の場合、曲げ加工が行われる場合があるため、その加工の程度に応じて曲げ加工時の割れなどの不良が生じないように、結晶粒度番号をＡＳＴＭ番号で０～５とするように、冷間圧延中及び／または冷間圧延後に１１２０～１２００℃の熱処理を行うことが好ましい。
本発明の尿素ＳＣＲシステム用合金から成る薄板を得るには、例えば、熱間圧延材に１１２０～１２００℃の固溶化処理を行い、最終的に４０～６０％の圧下率で冷間圧延を行って、厚さが１ｍｍ以下の薄板とする。また、尿素ＳＣＲシステム用の部品の場合、曲げ加工が行われる場合があるため、その加工の程度に応じて曲げ加工時の割れなどの不良が生じないように、結晶粒度番号をＡＳＴＭ番号で０～５とするように、冷間圧延中及び／または冷間圧延後に１１２０～１２００℃の熱処理を行うことが好ましい。
【実施例】
【0032】
以下の実施例で本発明を更に詳しく説明する。通常の高周波溶解炉を用いて溶解し、表１乃至表３に示される成分組成を有する直径８０ｍｍ、高さ１５０ｍｍのインゴットを作製した。なお、表３に示すものは比較合金である。
前記のインゴットを１２３０℃で１０時間均質化熱処理を施し、１０００～１２３０℃の範囲内に保持しながら、ハンマーにて鍛造し長さ１６７ｍｍ、幅１５０ｍｍ、厚さ３０ｍｍ、の板状の鍛造体を成形した。引き続き、１０００～１２３０℃の範囲内に保持しながら、１回の熱間圧延で１５％厚さを減少させつつ、最終的に３ｍｍ厚とし、さらに１１８０℃で３０分間保持し水焼き入れにより固溶化処理を施すことで、概ね長さ１６７０ｍｍ、幅１５０ｍｍ、３ｍｍ厚さの熱間圧延板を製作した。熱間圧延板は所定の寸法に切断した。この切断した熱間圧延板の表面スケールをグラインダーにて除去した。次いで、冷間圧延により圧延を繰り返し、最終的に１ｍｍ厚さの冷間圧延材とした。なお、本発明の尿素ＳＣＲシステム用合金板を作製する際の熱間鍛造時、熱間圧延時及び冷間圧延時において、割れなどの不良は生じなかった。このときの冷間圧延材の金属組織は結晶粒が圧延方向に伸展した圧延組織を呈していた。
前記のインゴットを１２３０℃で１０時間均質化熱処理を施し、１０００～１２３０℃の範囲内に保持しながら、ハンマーにて鍛造し長さ１６７ｍｍ、幅１５０ｍｍ、厚さ３０ｍｍ、の板状の鍛造体を成形した。引き続き、１０００～１２３０℃の範囲内に保持しながら、１回の熱間圧延で１５％厚さを減少させつつ、最終的に３ｍｍ厚とし、さらに１１８０℃で３０分間保持し水焼き入れにより固溶化処理を施すことで、概ね長さ１６７０ｍｍ、幅１５０ｍｍ、３ｍｍ厚さの熱間圧延板を製作した。熱間圧延板は所定の寸法に切断した。この切断した熱間圧延板の表面スケールをグラインダーにて除去した。次いで、冷間圧延により圧延を繰り返し、最終的に１ｍｍ厚さの冷間圧延材とした。なお、本発明の尿素ＳＣＲシステム用合金板を作製する際の熱間鍛造時、熱間圧延時及び冷間圧延時において、割れなどの不良は生じなかった。このときの冷間圧延材の金属組織は結晶粒が圧延方向に伸展した圧延組織を呈していた。
【0033】
前記の冷間圧延した冷間圧延材を用いて、１１８０℃で３０分間保持し水焼き入れにより固溶化処理を施した。この固溶処理材を硝フッ酸中に浸漬することによりスケールを除去した。熱処理によって発生した歪みを取るために１０％程度の軽い圧下率で冷間圧延することにより矯正し素材を仕上げた。これにより、表１示す組成を有する本発明の尿素ＳＣＲシステム用合金板（以下、「本発明合金板」と記す。）を作製した。従来使用されているフェライト系ステンレス鋼板（ＳＵＳ４３６Ｌ及びＳＵＳ４４７Ｊ１）は厚さが１ｍｍの市販板を使用した。その組成を表４に示す。なお、本発明合金板の金属組織は、ＡＳＴＭ結晶粒度番号で３であった。また、本発明合金板を用いて、高い加工度を想定した曲半径Ｒ（半径）＝Ｔ（厚さ）／２での１８０°曲げ試験を行った結果、割れなどの発生は見られなかった。
前記本発明合金板Ｎｏ．１～４１、前記比較合金板Ｎｏ．１０１～１１７及び前記従来合金板ＳＵＳ４３６Ｌ及びＳＵＳ４４７Ｊ１を切断して、長さ５０ｍｍ、幅５０ｍｍ、厚さ１ｍｍの寸法を有する試験片を作製した。これら試験片の表面を研磨し最終的に耐水エメリー紙＃２４００仕上げとした。研磨後の試料をアセトン中超音波振動状態に５分間保持し脱脂した。
前記本発明合金板Ｎｏ．１～４１、前記比較合金板Ｎｏ．１０１～１１７及び前記従来合金板ＳＵＳ４３６Ｌ及びＳＵＳ４４７Ｊ１を切断して、長さ５０ｍｍ、幅５０ｍｍ、厚さ１ｍｍの寸法を有する試験片を作製した。これら試験片の表面を研磨し最終的に耐水エメリー紙＃２４００仕上げとした。研磨後の試料をアセトン中超音波振動状態に５分間保持し脱脂した。
【0034】
【表1】
【0035】
【表2】
【0036】
【表3】
【0037】
【表4】
【0038】
(尿素水噴霧加熱試験)
尿素ＳＣＲシステムの車載作動環境を模擬するために、本発明のＮｏ．１合金及び従来合金を用いて尿素水噴霧加熱試験を行った。尿素水噴霧加熱試験は、ドラフトチャンバー内にプレート型加熱器を設置し、その上に試験片を置き加熱した。試験片の温度は、スポット溶接によって試験片に接合したＲ熱電対から得られる温度情報によって、加熱器温度を制御することで、３７０℃になるようにした。一方、試験片上面３０ｍｍの位置に、自動車部品として市販される燃料噴射機を設置し、市販される５０％濃度の尿素水を噴霧した。尿素水の試験片への噴霧量は、試験片が濡れない状態を維持するように、１５０～３００μｍ径の噴霧粒子を１秒間に８回を、０．０５～０．４ｇ／ｍｉｎになるように調整した。これによって、尿素水が高温環境下で加水分解し副生成物としてカルバミン酸が発生するような環境を形成した。噴霧試験は３００時間とし、試験片表面の孔食発生の有無を確認した。尿素ＳＣＲシステムの車載作動模擬環境における耐食性評価を行った結果を表５に示した。
表５に示された結果から、前記本発明合金Ｎｏ．１は、前記従来合金ＳＵＳ４３６Ｌ及びＳＵＳ４４７Ｊ１に比べ、目視による孔食の発生が無く、尿素ＳＣＲシステムの車載作動模擬環境の耐食性が優れていることが分かる。
尿素ＳＣＲシステムの車載作動環境を模擬するために、本発明のＮｏ．１合金及び従来合金を用いて尿素水噴霧加熱試験を行った。尿素水噴霧加熱試験は、ドラフトチャンバー内にプレート型加熱器を設置し、その上に試験片を置き加熱した。試験片の温度は、スポット溶接によって試験片に接合したＲ熱電対から得られる温度情報によって、加熱器温度を制御することで、３７０℃になるようにした。一方、試験片上面３０ｍｍの位置に、自動車部品として市販される燃料噴射機を設置し、市販される５０％濃度の尿素水を噴霧した。尿素水の試験片への噴霧量は、試験片が濡れない状態を維持するように、１５０～３００μｍ径の噴霧粒子を１秒間に８回を、０．０５～０．４ｇ／ｍｉｎになるように調整した。これによって、尿素水が高温環境下で加水分解し副生成物としてカルバミン酸が発生するような環境を形成した。噴霧試験は３００時間とし、試験片表面の孔食発生の有無を確認した。尿素ＳＣＲシステムの車載作動模擬環境における耐食性評価を行った結果を表５に示した。
表５に示された結果から、前記本発明合金Ｎｏ．１は、前記従来合金ＳＵＳ４３６Ｌ及びＳＵＳ４４７Ｊ１に比べ、目視による孔食の発生が無く、尿素ＳＣＲシステムの車載作動模擬環境の耐食性が優れていることが分かる。
【0039】
【表5】
【0040】
次に、前記本発明合金板Ｎｏ．１～４１及び前記比較合金板Ｎｏ．１０１～１１７を用いて、前記尿素水噴霧加熱試験と同じ条件で追加の尿素水噴霧加熱試験を行った。前記のカルバミン酸が発生するような環境を形成して噴霧試験開始後、５０時間毎に試験を中断し試験片の腐食状況を最長１０００時間まで観察した。試験片表面に孔食が発生した時間を記録した。尿素ＳＣＲシステムの車載作動模擬環境における耐食性評価を行った結果を表６及び表７に示した。なお、試験片作製過程で加工性等に問題が生じた場合、腐食試験には供せず、その旨を備考欄に記載した。
表６及び表７に示された結果から、前記本発明合金Ｎｏ．１～４１は孔食の発生が無く、尿素ＳＣＲシステムの車載作動模擬環境の耐食性が優れていることが分かる。また、この発明から外れた前記比較合金Ｎｏ．１０１～１１７は、熱間加工性、冷間加工性及び尿素ＳＣＲシステムの車載作動模擬環境の耐食性のうち、少なくとも１つの特性が劣っているので好ましくないことが分かる。
表６及び表７に示された結果から、前記本発明合金Ｎｏ．１～４１は孔食の発生が無く、尿素ＳＣＲシステムの車載作動模擬環境の耐食性が優れていることが分かる。また、この発明から外れた前記比較合金Ｎｏ．１０１～１１７は、熱間加工性、冷間加工性及び尿素ＳＣＲシステムの車載作動模擬環境の耐食性のうち、少なくとも１つの特性が劣っているので好ましくないことが分かる。
【0041】
【表6】
【0042】
【表7】
【0043】
以上の結果から、本発明の尿素ＳＣＲシステム用合金は、高温中で尿素水が噴霧されアンモニアの生成と同時に金属部材表面で副生成物としてカルバミン酸が発生するような尿素ＳＣＲシステムの車載作動模擬環境に対する耐食性（孔食の有無）と、薄板を製造可能な熱間及び冷間加工性の特性に優れているため、尿素ＳＣＲシステムに不可欠な、排ガスと噴霧された尿素水が混合するミキサー部品を構成する用途として適用することにより、尿素ＳＣＲシステム全体の寿命を著しく向上させることに寄与できる。