DE69500714T2

DE69500714T2 - Heissgewalzter ferritischer Stahl für eine Kraftfahrzeug-Abgasanlage

Info

Publication number: DE69500714T2
Application number: DE69500714T
Authority: DE
Inventors: Atsushi Miyazaki; Fusao Togashi; Takeshi Yokota
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1994-04-21
Filing date: 1995-04-21
Publication date: 1998-03-26
Anticipated expiration: 2015-04-22
Also published as: KR100240742B1; US5792285A; DE69500714D1; CN1049699C; EP0678587A1; CN1119218A; KR950032676A; EP0678587B1

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG

1. Gebiet der Erfindung

Die Erfindung bezieht sich auf ein Material zur Herstellung von Elementen in einem Kraftfahrzeugauspuffsystem und insbesondere auf einen ferritischen Stahl, der in einem warmgewalzten geglühten Zustand als Material zum Formen eines Auspuffverteilers, eines Auspuffrohres, einer Katalysatorhülle oder dgl. verwendet werden kann.

2. Beschreibung des Standes der Technik

Herkömmlicherweise werden Kugelgraphitgußeisen und aluminiumplattierter normaler Stahl als Materialien zum Formen eines Auspuffverteilers, eines Auspuffrohres, einer Katalysatorhülle oder dgl. in Kraftfahrzeugauspuffsystemen verwendet. In jüngerer Zeit wurden Kraftfahrzeugmotoren so gestaltet, daß das Luft-Treibstoff-Gemisch optimiert wurde, um den Treibstoffverbrauch zu reduzieren, die Auspuffgasreinheit zu verbessern und die Leistung zu erhöhen. Als Folge hiervon hat sich die Temperatur des Motorauspuffgases auf 800º C oder höher erhöht. Unter diesen Umständen reichen die obengenannten herkömmlichen Materialien hinsichtlich des Oxidationswiderstandes, der hochtemperatursicheren Belastung und anderer Hochtemperaturcharakteristiken nicht mehr aus. Daher ersetzt nun rostfreier Stahl, vor allem SUH409L rostfreier Stahl die obengenannten Materialien.
In einem Kraftfahrzeug kann ein Auspuffverteiler aus Kugelgraphitgußeisen mit einer Dicke von 5 mm oder mehr durch einen Verteiler aus rostfreiem Stahl mit einer Dicke von etwa 1,5 bis 2,5 mm ersetzt werden. Das Gewicht des letzteren ist lediglich ein Bruchteil dessen des ersteren. Die durch eine solche Reduzierung des Gesamtgewichtes des Kraftfahrzeuges erreichte verbesserte Treibstoffwirtschaftlichkeit ist signifikant.
Außerdem weist ein Verteiler aus dünnem rostfreien Stahl eine niedrige Wärmekapazität auf und kann daher die Reduzierung der Auspufftemperatur begrenzen. Das Aufrechterhalten von hohen Auspufftemperaturen unterstützt eine schnelle Aktivierung der Katalysatoren zur Entfernung von NOx und anderen Zusammensetzungen in dem Auspuffgas, wodurch die Auspuffgasreinigungseffekte erheblich verbessert werden.
Wie oben beschrieben ist rostfreier Stahl ein exzellentes Material für Kraftfahrzeugauspuffsysteme. Die Verwendung von Auspuffverteilern und -rohren aus rostfreiem Stahl ist aus den nachfolgend beschriebenen Gründen jedoch auf bestimmte Arten von Kraftfahrzeugen beschränkt.

(1) Hohe Herstellungskosten

Der Preis von rostfreiem Stahl ist im Vergleich zu Gußeisen und aluminiumplattiertem normalem Stahl hoch.
Während der Freiheitsgrad beim Formen von Gußeisen hoch ist, erfordert rostfreier Stahl eine Kaltwalz- und Glühbearbeitung, da er durch komplizierte Biege- und Preßoperationen bearbeitet wird, wodurch die Herstellungskosten weiter erhöht werden.
Es ist wohlbekannt, daß hohe Verarbeitbarkeit erreicht werden kann, wenn die Brammenwiedererwärmungstemperatur und die Warmwalzstarttemperatur unter die herkömmliche Temperatur von etwa 1250º C abgesenkt werden. Dieses Verfahren erhöht jedoch den Verschleiß der Warmwalzwalzen und erhöht die Walzlast, d.h. es vergrößert die Belastung der Produktionsausrüstung. Als Folge hiervon wird der Vorteil der Verwendung von rostfreiem Stahl in einem warmgewalzten geglühten Zustand durch die erhöhten Herstellungskosten wieder zunichte gemacht.

(2) Schwierige Verarbeitung

Hat ein Material eines Kraftfahrzeugauspuffsystems exzellente Hochtemperatur-Streckgrenzen, kann es in ein Auspuffelement mit niedrigerer Wandstärke geformt werden, was zu einer Gewichtsreduzierung beiträgt. Ein wohlbekanntes Verfahren der Zugabe von Nb zu ferritischem rostfreiem Stahl wird normalerweise als Mittel zur Verbesserung der Hochtemperatur-Streckgrenze von ferritischem rostfreien Stahl verwendet. In einem solchen Fall ist es wichtig, die Verschlechterung der Verarbeitbarkeit bei Raumtemperatur zu minimieren, während die Hochtemperatur-Streckgrenze aufrechterhalten bleibt. Es gibt verschiedene Techniken zum Erreichen dieses Effekts. Es wird jedoch davon ausgegangen, daß herkömmlicher rostfreier Stahl in warmgewalztem geglühtem Zustand nicht zu einem Kraftfahrzeugauspuffsystem verarbeitet werden kann, und kein in der Praxis verwendbares Material der oben beschriebenen Art wurde bisher geschaffen.
Verschiedene herkömmliche Materialien für Kraftfahrzeugauspuffsysteme sind in der japanischen Patentoffenlegungsschrift Nr. 74 852/1992, der japanischen Patentoffenlegungsschrift Nr. 145 359/1985 (US-Patent Nr. 4 640 722), der japanischen Patentveröffentlichung Nr.41 694/1989 (US-Patent Nr. 4 286 986), der japanischen Patentoffenlegungsschrift Nr. 68 448/1989 (US-Patent Nr. 4 834 808), den US-Patenten Nr. 4 417 921 und 3 997 373 und anderen Dokumenten beschrieben.
Diese Dokumente spezifizieren die Verwendung von Materialien als kaltgewalztem geglühtem Blech und sind nicht dafür vorgesehen, die Verwendung als warmgewalztes Blech abzudecken. Im allgemeinen hat ein kaltgewalztes geglühtes Blech eine durch das Kaltwalzen zerstörte Warmwalzstruktur. Die Verarbeitbarkeit des warmgewalzten geglühten Bleches ist kein Problem, wenn das kaltgewalzte Band ausreichend groß ist. Die Verarbeitbarkeit der Materialien, die in diesen Dokumenten offenbart sind, in warmgewalztem geglühtem Zustand ist nicht ausreichend zur Verwendung als ein Kraftfahrzeugauspuffsystemmaterial.
Die japanische Patentoffenlegungsschrift Nr.85 960/1982 (US- Patent Nr. 4 331 474), das US-Patent Nr. 3 650 731 und die japanische Patentoffenlegungsschrift Nr. 232 231/1992, beschreiben bspw. ferritische rostfreie Stahlmaterialien, die zur Verwendung als warmgewalztes Blech vorgesehen sind. Das Verhalten dieser Materialien ist jedoch nicht ausreichend, um sie als ein Material für Kraftfahrzeugauspuffsysteme wie nachfolgend beschrieben zu verwenden.
Das in der japanischen offenlegungsschrift Nr. 85 960/1982 (US-Patent 4 331 474) beschriebene Material weist, wie in Tabelle II der Beschreibung dieser Publikation dargestellt ist, eine geringe Dehnung auf, wenn es als warmgewalztes Blech geformt wird, wie in Tabelle II der Beschreibung dieser Publikation dargestellt ist, und ist im Hinblick auf die Verarbeitbarkeit zur Verwendung als ein Material für Kraftfahrzeugauspuffsysteme nicht zufriedenstellend.
Die in dem US-Patent Nr. 3 650 731 und der japanischen Patentoffenlegungsschrift Nr. 232 231/1992 beschriebenen Materialien sind dadurch charakterisiert, daß das Verhältnis der γ-Phase zur Zeit der Beendigung des Warmwalzens auf 50 bis 100% eingestellt wird, um die Verarbeitbarkeit, Stärke oder Festigkeit zu verbessern. Dementsprechend wird, wenn eines dieser Materialien zur Formung eines Kraftfahrzeugauspuffsystemelements, bei dem eine bestimmte Biegeverarbeitbarkeit des geschweißten Abschnitts erforderlich ist, eine Martensit (α')-Phase in dem geschweißten Abschnitt durch eine Metamorphose aus der γ-Phase gebildet, so daß die Biegeverarbeitbarkeit reduziert wird, wie in Tabelle IV dargestellt ist. Ein Kraftfahrzeugauspuffsystem erlebt Zyklen des Aufheizens auf hohe Temperaturen und des Abkühlens auf Raumtemperatur. Unter diesen Zyklusbedingungen würde eine α'-Phase in dem Fall, in dem ursprünglich zwei Phasen von α + α' vorhanden waren, eine Metamorphose in eine α- oder γ-Phase erfahren. Die metamorphosierte Phase unterscheidet sich in der Menge der thermischen Expansion oder Kontraktion relativ zu anderen Abschnitten, wodurch eine Belastung hervorgerufen wird, die zum Brechen führen kann. Tabelle 4-1 Beziehung zwischen Bearbeitbarkeitsparameter (Pa), Dehnung des warmgewalzten geglühten Stahlblechs und Bearbeitbarkeit des geschweißten Abschnitts
*: Außerhalb des beanspruchten Bereichs
(*1) Schweißbedingungen (TIG)
(*2) O.... nicht gerissen
×.... gerissen
(*3) α.... Ferritstruktur
α'... Martensitstruktur
..V = 600 mm/min
I = 200 A
eine Seite Ar-versiegelt 151/min
(1) Nb/(C+N)
Pa: Cr+3Si+4Nb-50(C+N+P)-Mn-Ni-Co+Mo+Cu Tabelle 4-2 Beziehung zwischen Bearbeitbarkeitsparameter (Pa), Dehnung des warmgewalzten geglühten Stahlblechs und Bearbeitbarkeit des geschweißten Abschnitts
*: Außerhalb des beanspruchten Bereichs
(*1) Schweißbedingungen (TIG)
(*2) O.... nicht gerissen
×.... gerissen
(*3) α.... Ferritstruktur
α'... Martensitstruktur
...V = 600 mm/min
I = 200 A
eine Seite Ar-versiegelt 151/min
(1) Nb/(C+N)
Pa: Cr+3Si+4Nb-50(C+N+P)-Mn-Ni-Co+Mo+Cu
Wie oben beschrieben kann keines der existierenden preiswerten Materialien in einem herkömmlichen warmgewalzten geglühten Zustand als Kraftfahrzeugauspuffsystemelement verwendet werden, weil sie nicht sowohl die gewünschten Hochtemperaturcharakteristiken als auch die gewünschte Verarbeitbarkeit bieten können. Ein Material, das die oben beschriebenen Erfordernisse erfüllt, würde den Treibstoffverbrauch reduzieren, die Auspuffgasreinheit verbessern und den Motorwirkungsgrad erhöhen und daher sehr nützlich sein.

ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG

Eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist die Schaffung eines preiswerten warmgewalzten ferritischen Stahles mit Hochtemperaturcharakteristiken, wie sie notwendig sind, um ein Kraftfahrzeugauspuffsystemelement zu formen, d.h. Hochtemperaturstreckgrenze, Oxidationswiderstand und Hochtemperatursalzschädigungswiderstand, und bei dem eine hohe Verarbeitbarkeit bei Raumtemperatur aufrechterhalten bleiben kann, selbst wenn ein herkömmlicher Herstellungsprozeß verwendet wird.
Wir haben erkannt, daß ein warmgewalzter ferritischer Stahl, der durch normale Warmwalz- und Glühprozesse hergestellt werden kann, lediglich dadurch erreicht werden kann, daß der Gehalt verschiedener Elemente, einschließlich Nb und P, in bestimmten Bereichen gesteuert wird.
Gemäß der Erfindung wird ein warmgewalzter ferritischer Stahl für ein Kraftfahrzeugauspuffsystem geschaffen mit:
0,4 bis 2 Gew.% Si,
6 bis 17 Gew.% Cr,
0,025 bis 0,10 Gew.% P, und
0,35 bis 0.60 Gew.% Nb,
0,02 Gew.% oder weniger C,
0,8 Gew.% oder weniger Mn,
0,015 Gew.% oder weniger N,
0,02 Gew.% oder weniger Al,
0,02 Gew.% oder weniger Ti, und
0,02 Gew.% oder weniger Zr,
wahlweise wenigstens eines von
0,1 bis 3,0 Gew.% Mo,
0,1 bis 1,0 Gew.% Cu,
1 Gew.% oder weniger Ni
und 0,5 Gew.% oder weniger Co, und dem Rest Fe und zufälligen Unreinheiten,
wobei die Gewichtsprozentanteile der obengenannten Komponenten f6lgende Gleichungen (1) und (2) erfüllen:
Nb/(C - N) ≥ 13 ...(1)
11 ≤ Cr + 3Si + 4 Nb - 50(C + N + P) - Mn - Ni - Co + Mo + Cu ≤ 16.5 ...(2).

KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN

Fig. 1 ist ein Diagramm, das den Einfluß von Nb/(C + N), Ti/(C + N), Zr/(C + N) und Al/(C + N) bei Dehnung von warmgewalzten geglühten Blechen oder kaltgewalzten geglühten Blechen zeigt;
Fig. 2 ist ein Diagramm, das den Einfluß von Cr auf die Dehnung von warmgewalzten geglühten Blechen zeigt;
Fig. 3A und 3B sind photografische Darstellungen metallographischer Strukturen entlang der Walzrichtung nach dem Warmwalzen und Glühen;
Fig. 4 ist eine photografische Darstellung einer metallographischen Struktur, die ein Beispiel eines Erstarrungsrisses in einem TIG-geschweißten Abschnitt zeigt;
Fig. 5A und 5B sind perspektivische Ansichten eines TIG- Schweißzustandes und eines 180º Biegetests zur Bewertung der Schweißbarkeit; und
Fig. 6A, 6B und 7 sind Photokopien der in den Fig. 3A, 3B bzw. 4 gezeigten Bilder.

BESCHREIBUNG DER BEVORZUGTEN AUSFÜHRUNGSFORM

Als wichtige Charakteristiken für ein Kraftfahrzeugauspuffsystemmaterial müssen (A) Bearbeitbarkeit, (B) Hochtemperaturdehngrenze, Hochtemperatursalzschädigungswiderstand, Oxidationswiderstand und (C) Herstellbarkeit berücksichtigt werden. Kriterien für die Bewertung der Charakteristiken (A), (B) und (C) und technischer Konzeptionen zu ihrer Erzielung werden nachfolgend beschrieben.
(A) Ein Kraftfahrzeugauspuffsystemmaterial wird normalerweise nicht durch Tiefziehen bearbeitet. Es wird hauptsächlich durch Biegen, Rohraufweiten oder dgl. bearbeitet, wobei die Wirksamkeit durch die Dehnung des Materials beeinflußt wird. Mechanische Charakteristiken, die für Kraftfahrzeugauspuffsystemmaterialien erforderlich sind, wurden unter Berücksichtigung der Dehnung untersucht. Es wurde entdeckt, daß es mit Bezug auf ein Stahlblech mit einer Dicke von 2 mm notwendig ist, daß die Bruchdehnung nicht niedriger ist als etwa 34%, und daß die Streckgrenze (Yield stress, YS) aufgrund der Leistungsbeschränkungen der Bearbeitungsausrüstung nicht größer ist als etwa 350 MPa. Gemäß der Erfindung wurden die Dehnung und die YS eines warmgewalzten Bleches in geglühtem Zustand bewertet. Die Erfindung umfaßt auch den Fall, in dem ein warmgewalztes Blech dazu verwendet wird, ein Rohr zu formen, das anschließend geglüht wird. In diesem Fall wird die Belastung, die beim Formen des Materials in ein Rohr erzeugt wird, ebenfalls entfernt, so daß eine im Vergleich zu der Bildung eines Rohres aus einem warmgewalzten geglühten Blech höhere Verarbeitbarkeit erreicht wird.
(B) Die erforderlichen Hochtemperaturcharakteristiken wurden durch die nachfolgend beschriebenen Messungen bestimmt.
Die Temperatur des Auspuffgases heutiger Motoren liegt bei maximal etwa 800º C. Die maximale Auspufftemperatur neigt jedoch dazu, auf etwa 850º C anzusteigen, wenn die Treibstoffwirtschaftlichkeit, Auspuffgasreinheit und Leistung sich verbessern. Daher wurde die Hochtemperaturstreckgrenze bei 700º C und 900º C bewertet, und der Oxidationswiderstand wurde beim Erhitzen auf 730º C, 830º C und 930º C für 200 Stunden bewertet.
Eine Hochtemperatursalzschädigung wird bewirkt, wenn Spritzwasser oder dgl. von Straßenoberflächen an dem Kraftfahrzeugauspuffsystem haftet und anschließend auf eine hohe Temperatur erhitzt wird. Warmgewalzte geglühte Bleche und kaltgewalzte geglühte Bleche unterscheiden sich voneinander hinsichtlich ihrer Oberflächeneigenschaften und -zustände, und ein warmgewalztes geglühtes Blech kann durch Hochtemperatursalzschädigung beeinträchtigt werden. Daher wurde eine Hochtemperatursalzschädigung warmgewalzter geglühter Bleche bei 700º C ebenso bewertet wie die von kaltgewalztem geglühten Blech SUH409L.
(C) Ist bei der Herstellung eines warmgewalzten geglühten Bleches die Festigkeit des Bleches nach dem Warmwalzen nicht ausreichend hoch, so kann beim Aufwickeln in kalten Temperaturen ein Sprödbruch des warmgewalzten Belches auftreten. Tritt ein solcher Sprödbruch auf, führt dies zu einer wesentlichen Verzögerung des Verfahrens und außerdem zu Verletzungsrisiken für die Arbeiter.
Zur Vermeidung solcher Sprödbrüche muß die absorbierte Energie nach Charpy bei 0º C des warmgewalzten Bleches vor dem Glühen auf etwa 50 J/cm² oder mehr eingestellt werden.
Der Vorteil der Verwendung von warmgewalzten geglühten Blechen wird reduziert, wenn das warmgewalzte geglühte Blech nicht so geformt ist, daß es durch die Verwendung des herkömmlichen Warmwalzverfahrens eine hohe Verarbeitbarkeit und verbesserte Hochtemperaturcharakteristiken aufweist, d.h. wenn die Brammenwiederaufwärmtemperatur (slab reheating temperature, SRT) bei etwa 1250º C liegt (ohne versehentlich die Warmwalztemperatur zu reduzieren). Ein hervorragendes Material würde (1) eine ausreichend hohe Festigkeit, Verarbeitbarkeit mit dem herkömmlichen Warmwalzprozeß und hohe Bearbeitbarkeit; (2) eine ausreichend hohe Hochtemperaturstreckgrenze wie ein warmgewalztes geglühtes Blech; und (3) einen ausreichend hohen Oxidationswiderstand und einen verbesserten Hochtemperatursalzschädigungswiderstand aufweisen.
Die Erfinder haben ein beeindruckendes Material entdeckt, das den Anforderungen (1) bis (3) genügt und nachfolgend beschrieben wird.
(1) Zur Erzielung der Bearbeitbarkeit, die nach dem Glühen erforderlich ist, muß, wenn das Blech bei einer SRT von etwa 1250º C durch herkömmliches Warmwalzen auf eine Dicke von 2 mm warmgewalzt wird, Nb/(C + N) auf 13 oder mehr eingestellt werden, wie in Fig. 1 dargestellt ist. Dies kann sein, weil das Erholungs- und Rekristallisationsverhalten durch feine Nb- Niederschläge verzögert wird, die sich bei hoher Temperatur absetzen, so daß eine ausreichend hohe Belastung in dem Material während des Warmwalzens erzeugt wird. Es ist zu bedenken, daß bei fixiertem C und N im Hinblick auf andere Elemente, d.h. Ti, Zr, Al keine Verbesserung der Bearbeitbarkeit beobachtet wurde, wie ebenfalls in Fig. 1 dargestellt ist. Im allgemeinen soll die Zugabe von Ti, Zr und Al die Bearbeitbarkeit von kaltgewalzten geglühten Blechen verbessern. Im Falle eines warmgewalzten geglühten Bleches ist das beobachtete Verhalten, wie es in Fig. 1 dargestellt ist, jedoch sehr anders. In Fig. 1 ist die Dehnung der jeweils 2 mm dicken kaltgewalzten geglühten Bleche, die durch Kaltwalzen erhalten wurden und durch Einstellen der warmgewalzen Dicke auf 5 mm geglüht wurden, in Klammern dargestellt. Die Dehnung jedes kaltgewalzten geglühten Bleches wird mit der Erhöhung von Nb/(C + N), Ti/(C + N), Zr/(C + N) oder Al/(C + N) verbessert, wie es gemäß dem herkömmlichen Wissen vorhergesagt wird.
Tabelle I zeigt die Bearbeitbarkeit warmgewalzter geglühter Bleche, die durch die Zugabe von Ti, Zr und Al in Kombination mit Nb-zugesetztem Stahl erhalten wurden. In jedem Fall wird die Bearbeitbarkeit im Vergleich mit dem Stahl, dem allein Nb zugegeben wurde, reduziert. Somit wurde entdeckt, daß die Bearbeitbarkeit von warmgewalzten geglühten Blechen nicht auf der Basis des gegenwärtigen Wissens über herkömmliche kaltgewalzte geglühte Bleche verbessert werden kann, und daß die Bearbeitbarkeit warmgewalzter geglühter Bleche nur verbessert werden kann, wenn eine Stahlzusammensetzung mit strikt getrennter Zugabe von Nb gebildet wird. Die Fig. 3A und 3B zeigen Mikrostrukturen entlang der Walzrichtung eines warmgewalzten geglühten Stahles aus Nb/(C + N) = 20,9 (Stahl A (Fig. 3A)) und eines anderen warmgewalzten geglühten Bleches aus SUH409L (Fig. 3B), wie es gegenwärtig verwendet wird. Wie in den Fig. 3A und 3B gesehen wird, sind die Körner des Stahles A sehr viel einheitlicher. Tabelle 1 Einfluß der kombinierten Zugabe von Ti, Zr und Al auf die Dehnung von warmgewalztem geglüten Blech mit Nb-Zusatz
*: Außerhalb des beanspruchten Bereichs
(1) Nb/(C+N)
(2) Cr+3Si+4Nb-50(C+N+P)-Mn-Ni-Co+Mo+Cu
Tabelle 2 zeigt Veränderungen der absorbierten Energie nach Charpy (bei 0º C) von warmgewalzten Blechen aus Stählen, die sich in ihrem Nb-Gehalt vor dem Glühen unterscheiden. Man kann sehen, daß die Sprödigkeit stark ansteigt und die Bearbeitbarkeit sich verschlechtert, wenn die absolute Menge an Nb 0,6% übersteigt. Tabelle 2 Einfluß von Nb auf Festigkeit von nicht-geglühtem warmgewalzten Blech, Dehnung von warmgewalztem geglühten Blech und YS
*: Außerhalb des beanspruchten Bereichs
(1) Nb/(C+N)
(2) Cr+3Si+4Nb-50(C+N+P)-Mn-Ni-Co+Mo+Cu
Nun wird der wichtige Effekt von P beschrieben. Herkömmlicherweise wird P als eine zufällige Unreinheit betrachtet. In manchen der herkömmlichen Materialien ist der P-Gehalt auf 0,02% oder weniger reduziert. Es wurde jedoch gefunden, daß eine Reduzierung des P-Gehaltes eine Verschlechterung der Bearbeitbarkeit von warmgewalzten geglühten Blechen bewirkt. Dementsprechend ist es möglich, die Bearbeitbarkeit von warmgewalzten geglühten Blechen durch die Zugabe einer geeigneten Menge P zu verbessern. Diese Entdeckung zeigt, daß die Herstellungskosten durch die Vereinfachung des Verfahrensschrittes zur Entfernung von P reduziert werden können. Die Dehnung und Festigkeit der Stähle wurden gemessen, wobei der P-Gehalt geändert wurde, und die Resultate dieser Messungen sind in Tabelle 3 dargestellt. Es wurde dadurch gefunden, daß selbst bei einer Erhöhung des P-Gehaltes über den Wert entsprechend des japanischen Industriestandards (JIS) G4304, bspw. auf 0,042 oder 0,058%, keine Verschlechterung der Bearbeitbarkeit beobachtet wurde und die Dehnung im Vergleich mit einem P-Niveau von 0,026% oder 0,036% (Stahl H, B) verbessert wurde, und daß im wesentlichen keine Veränderung der Streckgrenze beobachtet wurde. Tabelle 3 Einfluß von P auf Festigkeit von nicht-geglühtem warmgewalzten Blech, Dehnung von warmgewalztem geglühten Blech und YS
*: Außerhalb des beanspruchten Bereichs
(1) Nb/(C+N)
(2) Cr+3Si+4Nb-50(C+N+P)-Mn-Ni-Co+Mo+Cu
Der Mechanismus des beobachteten Effektes von P wurde bisher nicht vollständig aufgeklärt, kann aber voraussichtlich wie nachfolgend beschrieben, erläutert werden. P wirkt im wesentlichen als ein Substitutionselement, das die Bearbeitbarkeit und Festigkeit nachteilig beeinflußt. Während des Warmwalzens beeinflußt jedoch das Erholungs- und Rekristallisationsverhalten des Materials die Charakteristiken des warmgewalzten geglühten Stahles wesentlich. Es wird davon ausgegangen, daß P so wirkt, daß es das Erholungs- und Rekristallisationsverhalten während des Warmwalzens derart verzögert, daß es den negativen Einfluß, den P vor allem als ein interstitielles Element hat, übertrifft, und daß es während des Warmwalzens eine ausreichende Belastung hinzufügt, wodurch die geglühte Struktur als eine einheitliche rekristallisierte Struktur geformt wird. Dies ist jedoch lediglich eine Hypothese und wurde metallographisch nicht bestätigt.
Tabelle 4 zeigt die Dehnung von warmgewalzten geglühten Blechen aus ferritischen Stählen mit unterschiedlichen Zusammensetzungen und die Bearbeitbarkeit der geschweißten Abschnitte.
Wenn ein Bearbeitbarkeitsparameter Pa = Cr + 3SI + 4Nb - 50(C + N + P) - Mn - Ni - Co + Mo + Cu größer ist als 16,5, so ist die Bruchdehnung jedes Stahles geringer als etwa 34% und die Bearbeitbarkeit wird ernstlich verschlechtert, so daß der Stahl nicht in einem warmgewalzten geglühten Zustand ausreichend bearbeitet werden kann, um ein Element in einem Kraftfahrzeugauspuffsystem zu bilden. Andererseits wird, wenn Pa kleiner ist als 11, die Bearbeitbarkeit der geschweißten Abschnitte verschlechtert.
Die Bearbeitbarkeit der geschweißten Abschnitte wurde wie nachfolgend beschrieben bewertet.
Jeder der Proben, die eine Form aufweisen, wie sie in Fig. 5A dargestellt ist, wurde durch Stumpf-TIG-Schweißen geschweißt, wie es in Fig. 5 dargestellt ist, unter folgenden Bedingungen: einer Schweißgeschwindigkeit von 600 mm/min, und einem Schweißstrom von 200 A, wobei seine eine Oberfläche mit Ar bei 15 l/min. versiegelt wurde. Die Proben wurden daraufhin getestet, ob sie um 180º gebogen werden können, ohne zu brechen, wie in Fig. 5B dargestellt ist. Die Resultate sind in Tabelle 4 dargestellt.
Fig. 2 zeigt den Einfuß der Menge von Cr auf die Bearbeitbarkeit von warmgewalzten geglühten Blechen. Die Dehnung sowohl von Stählen, denen Ti, Zr, Al zugesetzt wurde, als auch eines Stahles, dem Nb zugesetzt wurde, wurde durch Verringerung des Cr-Gehaltes verbessert. Im Falle der Stähle mit Ti, Zr und Al- Zusätzen ist die Dehnung jedoch höchstens etwa 30%, wenn der Cr-Gehalt auf etwa 10% reduziert wird. Die erreichte Dehnung ist weitaus geringer als der Zielwert von etwa 34%. Andererseits kann im Falle des Stahles mit Nb-Zusätzen der Zielwert von etwa 34% erreicht werden, wenn der Cr-Gehalt nicht größer ist als etwa 17%.
Tabelle 5 zeigt den Einfluß von N und Nb auf Erstarrungsrisse in einem Schweißabschnitt. Es ergibt sich, daß keine Erstarrungsrisse auftreten, wenn der N-Gehalt nicht größer ist als etwa 0,015% und wenn der Nb-Gehalt nicht größer ist als etwa 0,6%. Tabelle 5 Einfluß von N, Nb auf Erstarrungsrißbildung in TIG-geschweißtem Abschnitt
*: Außerhalb des beanspruchten Bereichs
(1) Nb/(C+N)
(2) Cr+3Si+4Nb-50(C+N+P)-Mn-Ni-Co+Mo+Cu
(2) Tabelle 6 zeigt die Resultate von Hochtemperaturstreckgrenzenmessungen an warmgewalzten geglühten Blechen. Die Hochtemperaturstreckgrenze bei 700 ºC der Stähle mit Nb- Zusätzen gemäß der vorliegenden Erfindung ist wenigstens zweimal so hoch wie diejenige von Stählen mit Ti-, Zr-, und Al-Zusätzen und des gegenwärtig verwendeten SUH409L.
In ähnlicher Weise ist die Hochtemperaturstreckgrenze bei 900 ºC etwa zweimal höher. Tabelle 6 Hochtemperaturstreckgrenze von warmgewälztem geglühten Blech auf Stahl gemäß der Erfindung und Vergleichsbeispielstahl
*: Außerhalb des beanspruchten Bereichs
(1) Nb/(C+N)
(2) Cr+3Si+4Nb-50(C+N+P)-Mn-Ni-Co+Mo+Cu
(3) Tabelle 7 zeigt die Resultate von Oxidationswiderstandsmessungen an warmgewalzten geglühten Blechen. Stähle jeder Zusammensetzung wurden für 200 Stunden auf Temperaturen von 730, 830 und 930 ºC gehalten, wobei der Zustand der Oberflächen beobachtet wurde. Das Auftreten von Zunderkugeln, die im wesentlichen aus einem Fe-Oxid gebildet waren, wurde als abnormale Oxidation angesehen. Während eine abnormale Oxidation beobachtet wurde, nachdem der gegenwärtig verwendete SUH409L für 200 Stunden auf 830 ºC gehalten wurde, wurde keine abnormale Oxidation bei den Stählen gemäß der Erfindung beobachtet, selbst nachdem sie für 20 [sic!] Stunden bei 930 ºC in Atmosphärenluft gehalten wurden. Es wurde dadurch bestätigt, daß jeder Stahl der vorliegenden Erfindung einen hervorragenden Oxidationswiderstand hat. Tabelle 7 Oxidationswiderstand von warmgewalztem geglühten Blech auf Stahl gemäß der Erfindung und kaltgewalztes geglühtes Blech (SUH409L)
*: Außerhalb des beanspruchten Bereichs
**:Äußere Erscheinung nach 200 Stunden
O... nicht normal
×... abnormale Oxidation
(1) Nb/(C+N)
(2) Cr+3Si+4Nb-50(C+N+P)-Mn-Ni-Co+Mo+Cu
Als Ergebnis der oben beschriebenen Untersuchung wurde bestätigt, daß ein preiswerter, warmgewalzter ferritischer Stahl mit hoher Bearbeitbarkeit und Eignung als ein Kraftfahrzeugauspuffsystemmaterial auch in einem warmgewalzten geglühten Zustand erhalten werden kann, indem der herkömmliche Herstellungsprozeß verwendet wird, wenn nur die Menge an zugesetztem Nb, der Gehalt an P, die Reduzierung des Gehaltes an Cr und der Gehalt anderer Bestandteile wohl ausbalanciert werden.
Mit anderen Worten liefert die Erfindung einen preiswerten warmgewalzten ferritischen Stahl zur Verwendung als ein Kraftfahrzeugauspuffsystemmaterial, das einen wesentlich höheren Wärmewiderstand hat als der herkömmlich verwendete SUH409L. Die Erfindung hat außerdem eine hohe Bearbeitbarkeit, die ein Arbeiten mit herkömmlichen Warmwalzverfahren erlaubt, und kann zu weitaus geringeren Kosten im Vergleich zu dem gegenwärtig verwendeten Stahl hergestellt werden. Die Gründe für die Steuerung des Gehaltes der chemischen Komponenten des Stahles gemäß der Erfindung werden nachfolgend beschrieben.
C verschlechtert die Stabilität, Bearbeitbarkeit und den Oxidationswiderstand der ferritischen Phase. Daher wird der obere Grenzwert des C-Gehaltes auf etwa 0,02%, vorzugsweise etwa 0,01% oder weniger und noch stärker bevorzugt auf etwa 0,006% oder weniger eingestellt.
Si verbessert den Oxidationswiderstand und den Hochtemperatursalzschädigungswiderstand und stabilisiert die ferritische Phase. Wenigstens etwa 0,4% Si ist bei der obengenannten Anwendung erforderlich. Vorzugsweise wird der Si-Gehalt, wie in Tabelle 8 dargestellt, auf etwa 0,6% oder mehr eingestellt, um den Hochtemperatursalzschädigungswiderstand zu verbessern. Ein Verfahren zur Bewertung des Hochtemperatursalzschädigungswiderstandes wird mit Bezug auf die Beispiele der Erfindung beschrieben. Si erhöht außerdem die Streckgrenze bei Raumtemperatur. Die Verringerung der Dehnung ist jedoch gering, wenn der Si-Gehalt nicht größer ist als etwa 1%. Ist der Si- Gehalt größer als etwa 1%, wird die Dehnungsverringerung relativ groß. Ist der Si-Gehalt größer als etwa 2%, werden die Dehnungsverringerung und die Erhöhung der Streckgrenze wesentlich verstärkt. Dementsprechend wird der Si-Gehalt innerhalb des Bereiches von etwa 0,4 bis 2% und vorzugsweise innerhalb des Bereiches von etwa 0,8 bis 1,3% eingestellt. Tabelle 8 Einfluß von Si auf hochtemperatur-Salzschädigungswiderstand
*: Außerhalb des beanspruchten Bereichs
** C: kaltgewalztes geglühtes Blech
** H: warmgewalztes geglühtes Blech
(1) Nb/(C+N)
(2) Cr+3Si+4Nb-50(C+N+P)-Mn-Ni-Co+Mo+Cu
Mn beeinflußt die Stabilität, den Oxidationswiderstand und die Bearbeitbarkeit der ferritischen Phase negativ. Die negativen Effekte des Mn sind jedoch bei der oben beschriebenen Anwendung vernachlässigbar, wenn der Mn-Gehalt nicht größer ist als etwa 0,8%. Vorzugsweise wird der Mn-Gehalt auf etwa 0,1% oder weniger beschränkt, um eine hohe Bearbeitbarkeit zu erreichen. Am stärksten bevorzugt liegt der Mn-Gehalt bei etwa 0,05% oder weniger.
Cr ist notwendig, um den gewünschten Oxidationswiderstand aufrecht zu erhalten. Ist der Cr-Gehalt kleiner als etwa 6%, können die Bearbeitbarkeit und der Oxidationswiderstand, die bei der oben beschriebenen Anwendung erforderlich sind, nicht erreicht werden, selbst wenn die Gehalte anderer Elemente optimiert werden. Umgekehrt ist, wenn der Cr-Gehalt größer ist als etwa 17%, wie in Fig. 2 dargestellt ist, die Verringerung der Bearbeitbarkeit wesentlich und die Herstellungskosten werden ebenfalls erhöht. Daher wird der Cr-Gehalt innerhalb des Bereiches von 6 bis 17% begrenzt. Es ist wünschenswert, den Cr-Gehalt innerhalb des Bereiches von etwa 10 bis 15% zu steuern, wenn die Verbesserung der Bearbeitbarkeit besonders wichtig ist. Noch mehr bevorzugt wird der Cr-Gehalt innerhalb des Bereiches von etwa 10 bis 12% gesteuert.
P ist eines der wichtigen Elemente gemäß der Erfindung. Er wird üblicherweise als eine zufällige Unreinheit betrachtet, es wurde jedoch entdeckt, daß ein bestimmter P-Gehalt im Hinblick auf die Bearbeitbarkeit in einem warmgewalzten geglühten Zustand wünschenswert ist. Liegt der P-Gehalt bei etwa 0,025% oder weniger, ist die Erhöhung der Herstellungskosten, die mit dem Entfernen von P verbunden sind, groß und die Bearbeitbarkeit wird verschlechtert. Liegt der P-Gehalt bei mehr als etwa 0,01%, so wird die Bearbeitbarkeit verschlechtert, während die Herstellkosten reduziert werden. Dementsprechend wird der P-Gehalt innerhalb des Bereiches von etwa 0,025 bis 0,10% eingestellt. Im Hinblick auf die Bearbeitbarkeit ist es wünschenswert, den P-Gehalt innerhalb des Bereiches von etwa 0,03 bis 0,07% und noch stärker bevorzugt innerhalb des Bereiches von etwa 0,04 bis 0,06% einzustellen, wie es in Tabelle 3 dargestellt ist.
Es ist bevorzugt, den Gehalt an N wie im Fall C zu reduzieren. Insbesondere bei Nb enthaltenden Stählen ist es notwendig, den N-Gehalt auf etwa 0,015% oder weniger zu begrenzen, da N dafür verantwortlich ist, daß Erstarrungsrisse in den Schweißabschnitten entstehen. Vorzugsweise wird der N-Gehalt auf etwa 0,010% begrenzt.
Al beeinträchtigt die Bearbeitbarkeit von warmgewalzten geglühten Stahlblechen. Daher wird der Al-Gehalt vorzugsweise auf einen so niedrig wie möglich liegenden Wert reduziert. Eine Reduzierung des Al-Gehaltes in großem Maßstab ist jedoch nicht notwendig und erhöht die Herstellungskosten. Daher wird die obere Grenze des Al-Gehaltes auf etwa 0,02% und vorzugsweise auf etwa 0,005% oder weniger eingestellt.
Der Ti-Gehalt wird aus denselben Gründen, die für Al angegeben wurden, ebenfalls auf etwa 0,02% oder weniger beschränkt. Der Ti-Gehalt wird vorzugsweise auf etwa 0,005% oder weniger und noch mehr bevorzugt auf etwa 0,001% oder weniger eingestellt.
Der Zr-Gehalt wird aus denselben Gründen, die für Al und Ti angegeben wurden, ebenfalls auf etwa 0,02% oder weniger begrenzt. Der Zr-Gehalt wird vorzugsweise auf etwa 0,005% oder weniger eingestellt.
Nb ist eines der wichtigen Elemente gemäß der Erfindung. Um eine ausreichend hohe Bearbeitbarkeit der warmgewalzten geglühten Bleche zu erreichen, muß Nb einzeln als Stabilisationselement zugegeben werden, wie in Fig. 1 dargestellt ist.
Andere Stabilisationselemente, wie Ti, Zr und Al haben keinen Effekt hinsichtlich einer Verbesserung der Bearbeitbarkeit von warmgewalzten geglühten Blechen, obwohl sie die Bearbeitbarkeit von kaltgewalzten geglühten Blechen verbessern. Außerdem wird, wenn Ti, Zr und Al in Kombination zu dem Nb-addierten Stahl zugegeben werden, der Effekt der separaten Zugabe von Nb reduziert, wie in Tabelle 1 dargestellt ist. Dementsprechend werden zur Verbesserung der Bearbeitbarkeit von warmgewalzten geglühten Blechen die Gehalte an Ti, Zr und Al auf einen so niedrig wie möglich liegenden Wert reduziert, während der Nb-Gehalt auf mehr als 13mal den Gehalt von (C + N) eingestellt wird. Gleichzeitig wird der Nb-Gehalt auf etwa 0,35% oder mehr eingestellt, um die Hochtemperaturstreckgrenze zu verbessern. Umgekehrt wird, wenn der Nb-Gehalt größer ist als etwa 0,6%, die Bearbeitbarkeit reduziert und die Festigkeit wesentlich reduziert, wie in Tabelle 2 dargestellt ist. Außerdem treten Erstarrungsrisse in den geschweißten Abschnitten auf, wie in Tabelle 5 dargestellt ist. Dementsprechend ist der obere Grenzwert des Nb-Gehaltes etwa 0,6%. Der Nb-Gehalt wird vorzugsweise innerhalb des Bereiches von etwa 0,40 bis 0,55% und vorzugsweise innerhalb des Bereiches von etwa 0,45 bis 0,50% eingestellt. Fig. 4 zeigt ein Beispiel eines Erstarrungsrisses in Vergleichsbeispielstahl 20.
Wird der Bearbeitbarkeitsparameter (Pa) in der Gleichung (2) kleiner als etwa 11, werden zwei Phasen in dem geschweißten Abschnitt ausgebildet und dessen Bearbeitbarkeit wird verschlechtert, wie in Tabelle 4 dargestellt ist. Andererseits wird, wenn der Bearbeitbarkeitsparameter größer ist als etwa 16,5, die Bearbeitbarkeit wesentlich reduziert, so daß die Bearbeitbarkeit der warmgewalzten geglühten Stähle nicht mehr hoch genug zur Verwendung als Kraftfahrzeugauspuffsystemmaterial sein kann, selbst wenn die Gehalte von Nb und P optimiert werden. Dementsprechend wird der Bearbeitbarkeitsparameter (Pa) innerhalb des Bereiches von etwa 11 bis 16,5 eingestellt. Vorzugsweise liegt er innerhalb des Bereiches von etwa 13 bis 15,5.
Pa = Cr + 3Si + 4 Nb - 50(C + N + P) - Mn - Ni - Co + Mo + Cu ...(2)
wobei das Symbol jedes Elements den Gewichtsanteil des Gehaltes dieses Elements darstellt. Jeder der Ni-, Co-, Mo- und Cu-Gehalte kann nur dann berücksichtigt werden, wenn es dem Stahl zugegeben wird.
Der Grund für die Begrenzung dieser ausgewählten Elemente wird nachfolgend beschrieben.
Mo und Cu können zugegeben werden, um die Hochtemperaturstreckgrenze und den Hochtemperatursalzschädigungswiderstand zu verbessern. Der positive Effekt dieser Zugabe kann beobachtet werden, wenn sowohl der Mo- als auch der Cu-Gehalt etwa 0,1% oder mehr beträgt. Da diese Elemente aber teuer sind, liegt der obere Grenzwert des Mo-Gehaltes bei etwa 3% und der obere Grenzwert des Cu-Gehaltes bei etwa 1%. Vorzugsweise liegen der Mo-Gehalt und der Cu-Gehalt innerhalb des Bereiches von etwa 0,5 bis 2,5% bzw. etwa 0,3 bis 0,6%. Stärker bevorzugt liegen der Mo-Gehalt und der Cu-Gehalt innerhalb des Bereiches von etwa 1,0 bis etwa 1,5% bzw. etwa 0,4 bis 0,6%.
Sowohl Ni als auch Co verbessern die Festigkeit eines geschweißten Abschnitts. Tabelle 9 zeigt die Auswirkungen dieser Elemente, gemessen unter denselben Schweißbedingungen wie bei den für die Tabelle 4 durchgeführten Messungen. Da Ni und Co teuere Elemente sind, liegt der obere Grenzwert des Ni- Gehaltes bei etwa 1,5% und der obere Grenzwert des Co-Gehaltes bei etwa 0,5%. Diese Elemente sind hinsichtlich ihrer Effekte äquivalent. Daher können sie einzeln oder in Kombination zugegeben werden. Vorzugsweise liegt der Ni-Gehalt bei etwa 0,5% oder weniger und der Co-Gehalt bei etwa 0,2% oder weniger. Tabelle 9 Einfluß von Ni, Co auf Festigkeit des TIG-geschweißten Abschnitts
(1) Nb/(C+N)
(2) Cr+3Si+4Nb-50(C+N+P)-Mn-Ni-Co+Mo+Cu

Beispiele

Die Erfindung wird durch spezifische Beispiele, die nachfolgend beschrieben werden, illustriert. Die Beispiele sollen den Schutzbereich der Erfindung, wie er durch die beigefügten Ansprüche festgelegt wird, nicht begrenzen.
Stähle mit einer zusammensetzung wie sie in den Tabellen 1 bis 9 dargestellt sind (Stähle der Erfindung, Vergleichsbeispielstähle, gegenwärtig verwendeter Stahl SUH409L) wurden jeweils in einem Vakuumschmelzofen geschmolzen, um einen Block mit einem Gewicht von 30 kg zu formen. Der Block wurde warm umgeformt in ein Blech mit einer Dicke von 27 mm und anschließend warmgewalzt auf eine Dicke von 2 mm, wobei die Brammenwiedererhitzungstemperatur (SRT) auf 1250º C eingestellt wurde. Verschiedene Charakteristiken der auf diese Weise erhaltenen Stahlbleche wurden wie nachfolgend beschrieben untersucht.
Die Kerbschlagbiegecharakteristiken nach Charpy bei 0º C von Teststücken, die in einer Richtung senkrecht zu der Walzrichtung mit einer Kerbe versehen wurden, wurden untersucht.
Die Dehnung in der Walzrichtung bei Raumtemperatur, die Streckgrenze und die Hochtemperaturstreckgrenze bei 700 und 900 ºC wurden gemessen in Bezug auf Materialien, die vorbereitet wurden durch Glühen der Nb-enthaltenden Stähle bei 980 ºC und der Stähle ohne Nb-Zusätze bei 930 ºC, so daß die Korngrößen im wesentlichen gleichmäßig waren. Die Hoch temperaturstreckgrenze wurde bei einer Belastungsrate von 0,3%/min gemessen.
Zur Bewertung des Oxidationswiderstandes wurden Änderungen des Gewichts nach einem Oxidationstest für 200 Stunden bei 730, 830 und 930 ºC in Atmosphärenluft gemessen.
Zur Bewertung des Hochtemperatursalzschädigungswiderstandes wurden 2 mm dicke x 2 mm breite x 30 mm lange Elemente für 5 Minuten in eine gesättigte Natriumchloridwasserlösung eingetaucht, anschließend für 2 Stunden auf 700 ºC erhitzt und durch 10 Zyklen von Luftkühlung mit einer Periode von 5 Minuten abgekühlt, und die maximale erodierte Tiefe wurde gemessen.
Ein Schweißbarkeitstest jedes warmgewalzten geglühten Bleches wurde derart durchgeführt, daß jedes Stahlblech durch TIG- Schweißen geschweißt wurde, dann die Existenz/Nichtexistenz von Erstarrungsrissen, Biegecharakteristiken und Kerbschlagbiegecharakteristiken nach Charpy des TIG-geschweißten Abschnitts untersucht wurden.
Wie in den Tabellen 1 bis 9 dargestellt ist, hatte jeder der Stähle der vorliegenden Erfindung Charakteristiken, die notwendig sind zur Verwendung als ein Kraftfahrzeugauspuffsystemmaterial, wie nachfolgend beschrieben.
(1) Absorbierte Energie nach Charpy des nicht geglühten warmgewalzten Stahles bei 0º C: etwa 50 J/cm² oder mehr
(2) Dehnung, YS des warmgewalzten geglühten Bleches: etwa 34% oder mehr, 350 MPa oder weniger
(3) TIG-geschweißte Charakteristik des warmgewalzten geglühten Bleches: kein Erstarrungsriß, biegbar um 180º
(4) Hochtemperaturstreckgrenze bei 700 ºC des warmgewalzten geglühten Bleches: wenigstens zweimal so groß wie die von SUH409L
Hochtemperaturstreckgrenze bei 900 ºC des warmgewalzten geglühten Bleches: etwa zweimal die von SUH409L
(5) Oxidationswiderstand des warmgewalzten geglühten Bleches nach einem Test bei 930 ºC für 200 Stunden: keine abnormale Oxidation
(Abnormale Oxidation wurde bei kaltgewalzten geglühten Blechen des gegenwärtig verwendeten Stahles SUH409L nach einem Test bei 830 ºC für 200 Stunden beobachtet)
(6) Hochtemperatursalzschädigungswiderstand bei 700 ºC: wesentlich höher als der von SUH409L
Bei jedem der Vergleichsbeispielstähle, die in den Tabellen 1 bis 9 gezeigt sind, liegt der Gehalt wenigstens einer der Bestandteile außerhalb des Bereiches der Erfindung, und eine oder mehrere der obengenannten Charakteristiken (1) bis (6) wurde(n) nicht erreicht. Daher ist es schwierig, die Vergleichbeispielstähle in einem warmgewalzten geglühten Zustand als ein Kraftfahrzeugauspuffsystemmaterial anzuwenden.
Wie oben beschrieben ist es gemäß der Erfindung möglich, auch durch die Verwendung eines herkömmlichen Warmwalzverfahrens ein preiswertes warmgewalztes Material für ein Kraftfahrzeugauspuffsystem mit hoher Bearbeitbarkeit, hohem Wärmewiderstand und guter Herstellbarkeit zu erhalten. Wird dieses warmgewalzte Material auf ein Element in einem Kraftfahrzeugauspuffsystem angewendet, kann ein verbesserter Motorwirkungsgrad, Energieeinsparung und eine Reduzierung des Schadstoffausstoßes erreicht werden. Somit ist die Erfindung sehr nützlich für die Industrie.
Gemäß der vorliegenden Erfindung wird das warmgewalzte Blech rekristallisationsgeglüht bevor es als Kraftfahrzeugauspuffsystemmaterial verwendet wird. Wird das warmgewalzte Blech zu einem Rohr verarbeitet, kann der Schritt des Rekristallisationsglühens vor oder nach der Bearbeitung erfolgen, die erforderlich ist, um das Rohr zu formen.
Die Tests zur Bewertung der Hochtemperaturcharakteristiken wurden gemäß der Erfindung bei Temperaturen von 700 bis 930 ºC durchgeführt. Die vorliegende Erfindung ist jedoch nicht auf Elemente eingeschränkt, die auf solche Temperaturen erhitzt werden. Die Erfindung kann ebensogut bei Elementen eines Kraftfahrzeugauspuffsystems angewandt werden, die auf andere Temperaturen erhitzt werden, bspw. einen Auspufftopf, der auf ein Maximum von etwa 500 ºC erhitzt wird.

Claims

1. Ein warmgewalzter ferritischer Stahl mit Charakteristiken, die für Kraftfahrzeugauspuffsysteme gut geeignet sind, wie gute Verarbeitbarkeit, hoher Hitzewiderstand und gute Herstellbarkeit, wobei der Stahl folgende Bestandteile enthält:

0,02 Gewichtsprozent oder weniger C,

0,8 Gewichtsprozent oder weniger Mn,

0,015 Gewichtsprozent oder weniger N,

0,02 Gewichtsprozent oder weniger Al,

0,02 Gewichtsprozent oder weniger Ti,

0,02 Gewichtsprozent oder weniger Zr,

0,4 bis 2 Gewichtsprozent Si,

6 bis 17 Gewichtsprozent Cr,

0,025 bis 0,10 Gewichtsprozent P,

0,35 bis 0,60 Gewichtsprozent Nb,

wahlweise von 0,1 bis 3,0 Gewichtsprozent Mo,

wahlweise von 0,1 bis 1,0 Gewichtsprozent Cu,

wahlweise 1 Gewichtsprozent oder weniger Ni,

wahlweise 0,5 Gewichtsprozent oder weniger Co;

wobei der Rest aus Fe und zufälligen Unreinheiten besteht,

wobei die Gewichtsprozentanteile der Komponenten folgende kritische Beziehungen der Gleichungen (1) und (2) erfüllen:

Nb/(C + N) ) ≥ 13 (1)

11 ≤ Cr + 3Si + 4Nb - 50 (C + M + P) - Mn - Ni - Co + Mo + Cu ≤ 16.5 (2)

2. Ein Kraftfahrzeugauspuffverteiler mit einem warmgewalzten ferritischen Stahl nach Anspruch 1.

3. Ein Kraftfahrzeugauspuffrohr mit einem warmgewalzten ferritischen Stahl nach Anspruch 1.

4. Eine Kraftfahrzeugkatalysatorhülle mit einem warmgewalztem ferritischen Stahl nach Anspruch 1.