(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０１５ｍａｓｓ％以下、
Ｓｉ：０．５ｍａｓｓ％以下、
Ｍｎ：０．２〜１．０ｍａｓｓ％（ただし、Ｍｎ：０．３０ｍａｓｓ％以下を除く）、
Ｐ：０．０３ｍａｓｓ％以下、
Ｓ：０．００６ｍａｓｓ％以下、
Ｃｒ：１６〜２０ｍａｓｓ％以下、
Ｎ：０．０１５ｍａｓｓ％以下、
Ｎｂ：０．３〜０．５５ｍａｓｓ％、
Ｔｉ：０．１５ｍａｓｓ％以下、
Ｍｏ：０．１ｍａｓｓ％以下、
Ｗ：０．１ｍａｓｓ％以下、
Ｃｕ：１．０〜２．５ｍａｓｓ％、
Ａｌ：０．２〜１．０ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるフェライト系ステンレス鋼。
【請求項２】
上記の成分組成に加えてさらに、Ｂ：０．００１５ｍａｓｓ％以下、ＲＥＭ：０．０８ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ：０．５ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．５ｍａｓｓ％以下、Ｃｏ：０．５ｍａｓｓ％以下およびＮｉ：０．５ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、Ｃｒ含有鋼に係り、とくに自動車やオートバイの排気管、コンバーターケースや火力発電プラントの排気ダクト等の高温環境下で使用される排気系部材に用いて好適な、高い耐熱性（耐熱疲労特性、耐酸化性）と溶接性を兼ね備えたフェライト系ステンレス鋼に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車の排気系環境下で使用されるエキゾーストマニホールド、排気パイプ、コンバーターケース、マフラー等の排気系部材には、熱疲労特性や耐酸化性（以下、両特性をまとめて「耐熱性」と呼ぶ。）に優れることが要求されている。このような耐熱性が求められる用途には、現在、ＮｂとＳｉを添加した、例えば、Ｔｙｐｅ４２９（１４Ｃｒ−０．９Ｓｉ−０．４Ｎｂ系）のようなＣｒ含有鋼が多く使用されている。しかし、エンジン性能の向上に伴って、排ガス温度が９００℃を超えるような温度まで上昇してくると、Ｔｙｐｅ４２９では、熱疲労特性が不十分となってきた。
【０００３】
この問題に対しては、ＮｂとＭｏを添加して高温耐力を向上させたＣｒ含有鋼や、ＪＩＳ  Ｇ４３０５に規定されるＳＵＳ４４４（１９Ｃｒ−０．５Ｎｂ−２Ｍｏ鋼）、Ｎｂ，Ｍｏ，Ｗを添加したフェライト系ステンレス鋼等が開発されている（例えば、特許文献１参照）。しかしながら、昨今におけるＭｏやＷ等の希少金属原料の異常な高騰から、安価な原料を用いて同等の耐熱性を有する材料の開発が要求されるようになってきた。
【０００４】
高価な元素であるＭｏやＷを用いない耐熱性に優れた材料としては、例えば、特許文献２には、１０〜２０ｍａｓｓ％Ｃｒ鋼に、Ｎｂ：０．５０ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：０．８〜２．０ｍａｓｓ％、Ｖ：０．０３〜０．２０ｍａｓｓ％を添加した自動車排ガス流路部材用フェライト系ステンレス鋼が、また特許文献３には、１０〜２０ｍａｓｓ％Ｃｒ鋼に、Ｔｉ：０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．１０〜０．６０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．８〜２．０ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００５〜０．０２ｍａｓｓ％を添加した熱疲労特性に優れたフェライト系ステンレス鋼が、また特許文献４には、１５〜２５ｍａｓｓ％Ｃｒ鋼に、Ｃｕ：１〜３ｍａｓｓ％を添加した自動車排気系部品用フェライト系ステンレス鋼が開示されている。これらの鋼はいずれも、Ｃｕを添加することによって、熱疲労特性を向上させているのが特徴である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２００４−０１８９２１号公報
【特許文献２】ＷＯ２００３／００４７１４号パンフレット
【特許文献３】特開２００６−１１７９８５号公報
【特許文献４】特開２０００−２９７３５５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、発明者らの研究によれば、上記特許文献２〜４の技術のようにＣｕを添加した場合には、耐熱疲労特性は向上するものの、鋼自身の耐酸化性が却って低下し、総体的に見ると、耐熱性が劣化することが明らかとなってきた。また、ＳＵＳ４４４は、Ｔｙｐｅ４２９に比べてＣｒの量が多く、さらに多量のＭｏを含有しているため、特に溶接部靭性に劣るという問題点も残存していた。
【０００７】
そこで、本発明の目的は、Ｃｕ添加による耐酸化性の低下を防止する技術を開発することによって、ＭｏやＷ等の高価な元素を添加することなく、熱疲労特性と耐酸化性に優れると共に、Ｔｙｐｅ４２９と同等以上の溶接性を有するフェライト系ステンレス鋼を提供することにある。ここで、本発明でいう「優れた耐酸化性と耐熱疲労特性」とは、ＳＵＳ４４４と同等以上の特性を有すること、具体的には、耐酸化性は、９５０℃における耐酸化性が、また、熱疲労特性は、１００℃−８５０℃間での繰り返しの熱疲労特性が、ＳＵＳ４４４と同等以上であることをいう。また、Ｔｙｐｅ４２９と同等以上の溶接性とは、溶接部の−２０℃におけるシャルピー衝撃試験の脆性破面率がＴｙｐｅ４２９と同等以上あること、および、溶接時の耐凝固割れ感受性がＴｙｐｅ４２９と同等以上であることをいう。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
発明者らは、従来技術が抱えるＣｕ添加による耐酸化性の低下を防止すると共に、ＭｏやＷ等の高価な元素を添加することなく、熱疲労特性と耐酸化性が優れると共に、溶接性にも優れるフェライト系ステンレス鋼を開発すべく鋭意検討を重ねた。その結果、Ｎｂを０．３〜０．５５ｍａｓｓ％、Ｃｕを１．０〜２．５ｍａｓｓ％の範囲で複合添加することによって幅広い温度域で高い高温強度が得られ、Ｍｏ，Ｗを添加しなくてもＳＵＳ４４４と同等以上の熱疲労特性が得られること、また、Ｃｕ添加による耐酸化性の低下は、Ａｌを０．２ｍａｓｓ％以上添加することにより防止し得ること、したがって、Ｎｂ，ＣｕおよびＡｌを上記適正範囲に制御することによって、ＭｏやＷを添加しなくても、ＳＵＳ４４４と同等以上の耐熱性（熱疲労特性、耐酸化性）が得られることを見出した。さらに、Ｃｕ，Ａｌ添加鋼の繰返し酸化試験による耐スケール剥離性は、Ｓｉの添加量を最適化（≦０．５ｍａｓｓ％）することにより向上すること、および溶接性は、Ｍｎ，ＡｌおよびＰの含有量を最適化（Ｍｎ：０．２〜１．０ｍａｓｓ％、Ａｌ≦１．０ｍａｓｓ％、Ｐ≦０．０３ｍａｓｓ％）することにより、Ｔｙｐｅ４２９と同等以上とすることができることを見出し、本発明を完成させた。
【０００９】
すなわち、本発明は、Ｃ：０．０１５ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：０．５ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．２〜１．０ｍａｓｓ％（ただし、Ｍｎ：０．３０ｍａｓｓ％以下を除く）、Ｐ：０．０３ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００６ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：１６〜２０ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．０１５ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．３〜０．５５ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．１５ｍａｓｓ％以下、Ｍｏ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｗ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：１．０〜２．５ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．２〜１．０ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるフェライト系ステンレス鋼である。
【００１０】
本発明のフェライト系ステンレス鋼は、上記の成分組成に加えてさらに、Ｂ：０．００３ｍａｓｓ％以下、ＲＥＭ：０．０８ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ：０．５ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．５ｍａｓｓ％以下、Ｃｏ：０．５ｍａｓｓ％以下およびＮｉ：０．５ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする。
【発明の効果】
【００１１】
本発明によれば、高価なＭｏやＷを添加することなく、ＳＵＳ４４４と同等以上の耐熱性（熱疲労特性、耐酸化性）を有すると共に、Ｔｙｐｅ４２９と同等以上の溶接性を有するフェライト系ステンレス鋼を安価に得ることができる。したがって、本発明の鋼は、自動車排気系部材に用いて好適である。
【図面の簡単な説明】
【００１２】
【図１】熱疲労試験片を説明する図である。
【図２】熱疲労試験における温度、拘束条件を説明する図である。
【図３】熱疲労特性に及ぼすＣｕ含有量の影響を示すグラフである。
【図４】耐酸化性（酸化増量）に及ぼすＡｌ含有量の影響を示すグラフである。
【図５】耐酸化性（スケール剥離量）に及ぼすＡｌ含有量の影響を示すグラフである。
【図６】耐酸化性（スケール剥離量）に及ぼすＳｉ含有量の影響を示すグラフである。
【図７】溶接部靭性に及ぼすＡｌ含有量の影響を示すグラフである。
【図８】溶接部靭性に及ぼすＰ含有量の影響を示すグラフである。
【図９】溶接凝固割れ長さに及ぼすＭｎ含有量の影響を示すグラフである。
【図１０】溶接凝固割れ長さに及ぼすＰ含有量の影響を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
まず、本発明を開発するに至った基礎実験について、説明する。
Ｃ：０．００５〜０．００７ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００４〜０．００６ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．３ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．３５ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１７ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．４５ｍａｓｓ％およびＡｌ：０．３５ｍａｓｓ％からなる成分組成をベースとし、これにＣｕの添加量を種々に変化させた鋼を実験室的に溶製して５０ｋｇ鋼塊とし、この鋼塊を１１７０℃に加熱後、熱間圧延して厚さ：３０ｍｍ×幅：１５０ｍｍのシートバーとした。その後、このシートバーを鍛造し、３５ｍｍ×３５ｍｍのバーとし、１０３０℃の温度で焼鈍後、機械加工し、図１に示した寸法の熱疲労試験片に加工した。そして、図２に示したような、拘束率：０．３５で１００℃−８５０℃間を加熱・冷却する熱処理を繰り返し付与し、熱疲労寿命を測定した。なお、上記熱疲労寿命は、１００℃において検出された荷重を、図１に示した試験片均熱平行部の断面積で割って応力を算出し、前のサイクルの応力に対して連続的に応力が低下し始めたときの最小のサイクル数とした。これは、試験片に亀裂が発生したサイクル数に相当する。なお、比較として、ＳＵＳ４４４（Ｃｒ：１９ｍａｓｓ％−Ｎｂ：０．５ｍａｓｓ％−Ｍｏ：２ｍａｓｓ％鋼）についても、同様の試験を行った。
【００１４】
図３は、上記熱疲労試験の結果を示したものである。この図から、Ｃｕを１．０ｍａｓｓ％以上添加することにより、ＳＵＳ４４４の熱疲労寿命（約１１００サイクル）と同等以上の熱疲労寿命が得られること、したがって、熱疲労特性を改善するには、Ｃｕを１ｍａｓｓ％以上添加することが有効であることがわかる。
【００１５】
次に、Ｃ：０．００６ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００７ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．３５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．３ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１７ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．４９ｍａｓｓ％およびＣｕ：１．５ｍａｓｓ％からなる成分組成をベースとし、これにＡｌの添加量を種々に変化させた鋼を実験室的に溶製し、５０ｋｇ鋼塊とし、この鋼塊を、熱間圧延し、熱延板焼鈍し、冷間圧延し、仕上焼鈍して、板厚２ｍｍの冷延焼鈍板とした。上記のようにして得た冷延鋼板から３０ｍｍ×２０ｍｍの試験片を切り出し、この試験片上部に４ｍｍφの穴をあけ、表面および端面を＃３２０のエメリー紙で研磨し、脱脂後、下記の試験に供した。
＜連続酸化試験＞
上記試験片を、９５０℃に加熱された大気雰囲気の炉中に３００時間保持し、加熱試験前後における試験片の質量の差を測定し、単位面積当たりの酸化増量（ｇ／ｍ２）を求めた。
＜繰り返し酸化試験＞
上記試験片を用いて、大気中において、１００℃×１ｍｉｎと９５０℃×２５ｍｉｎの温度に加熱・冷却を繰り返す熱処理を６００サイクル行い、試験前後における質量差から、試験片表面から剥離したスケール量（ｇ／ｍ２）を測定した。なお、上記試験における加熱、冷却速度は、それぞれ５℃／ｓｅｃ、１．５℃／ｓｅｃで行った。
【００１６】
図４は、酸化増量の測定結果を、また、図５は、スケール剥離量の測定結果を示したものである。これらの図から、Ａｌを０．２ｍａｓｓ％以上添加することで、ＳＵＳ４４４と同等以上の耐酸化性（酸化増量：２７ｇ／ｍ２以下、スケール剥離量：４ｇ／ｍ２未満）が得られることがわかる。
が得られることがわかる。
【００１７】
次に、Ｃ：０．００６ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００７ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．３５ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．４５ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１７ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．４９ｍａｓｓ％およびＣｕ：１．５ｍａｓｓ％からなる成分組成をベースとし、これにＳｉの添加量を種々に変化させた鋼を実験室的に溶製し、５０ｋｇ鋼塊とし、上記と同様にして板厚２ｍｍの冷延焼鈍板とし、上記と同様にして、繰り返し酸化試験を行い、スケール剥離量を測定し、その結果を、図６に示した。これから、Ａｌを適正量添加しても、Ｓｉが０．５％を超えるとスケール密着性が低下して剥離量が増え、ＳＵＳ４４４と同等の耐熱性が得られなくなることがわかった。
【００１８】
次に、Ｃ：０．００６〜０．００７ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００６〜０．００７ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．３ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．４５ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１７ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．４５ｍａｓｓ％およびＣｕ：１．５ｍａｓｓ％からなる成分組成をベースとし、これにＡｌとＰの添加量を種々変化させた鋼を実験室的に溶製し、５０ｋｇ鋼塊とし、上記と同様にして板厚２ｍｍの冷延焼鈍板とした。この冷延焼鈍板に、ＴＩＧ溶接機を用いてビードオン溶接し、溶接部にＶノッチを入れた衝撃試験片を採取し、−２０℃の温度でシャルピー衝撃試験を行い、脆性破面率を測定して溶接部靭性を評価した。
【００１９】
図７は、Ｐが０．０２６ｍａｓｓ％のときにおけるＡｌ含有量が溶接部靭性に及ぼす影響を、また、図８は、Ａｌが０．３５ｍａｓｓ％のときにおけるＰ含有量が溶接部靭性に及ぼす影響を示したものである。これらの結果から、Ｔｙｐｅ４２９と同等以上の溶接部靭性を得る、即ち、脆性破面率５％未満とするには、Ａｌ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．０３ｍａｓｓ％以下とする必要があることがわかった。
【００２０】
最後に、Ｃ：０．００６〜０．００７ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００６〜０．００７ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．３ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．３５ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１７ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．４５ｍａｓｓ％およびＣｕ：１．５ｍａｓｓ％からなる成分組成をベースとし、これにＭｎとＰの添加量を種々に変化させた鋼を実験室的に溶製し、５０ｋｇ鋼塊とし、上記と同様にして板厚２ｍｍの冷延焼鈍板とした。そして、この冷延焼鈍板を用いてフィッシュボーン試験を行い、溶接凝固部に生じた割れ長さを測定し、溶接時の凝固割れ感受性を評価した。
【００２１】
図９は、Ｐが０．０２６ｍａｓｓ％のときにおけるＭｎ含有量が溶接凝固割れ長さに及ぼす影響を、また、図１０は、Ｍｎが０．３６ｍａｓｓ％のときにおけるＰ含有量が溶接凝固割れ長さに及ぼす影響を示したものである。これらの結果から、Ｔｙｐｅ４２９と同等以上の耐溶接凝固割れ性（溶接凝固割れ長さ≦１５ｍｍ）を得るには、Ｍｎ：０．２ｍａｓｓ％以上、Ｐ：０．０３ｍａｓｓ％以下とする必要があることがわかった。
本発明は、上記知見に、さらに検討を加えて完成したものである。
【００２２】
次に、本発明のフェライト系ステンレス鋼の成分組成について説明する。
Ｃ：０．０１５ｍａｓｓ％以下
Ｃは、鋼の強度を高めるのに有効な元素であるが、０．０１５ｍａｓｓ％を超えて含有すると、靭性および成形性の低下が顕著となる。よって、本発明では、Ｃは０．０１５ｍａｓｓ％以下とする。なお、成形性を確保する観点からは、Ｃは低いほど好ましく、０．００８ｍａｓｓ％以下とするのが望ましい。一方、排気系部材としての強度を確保するには、Ｃは０．００１ｍａｓｓ％以上であることが好ましい。より好ましくは０．００２〜０．００８ｍａｓｓ％の範囲である。
【００２３】
Ｓｉ：０．５ｍａｓｓ％以下
Ｓｉは、脱酸材として添加される元素であり、０．０５ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。また、Ｓｉは、本発明が主眼とする耐酸化性を向上する効果を有するが、Ａｌほどの効果は得られない。一方、図６からわかるように、０．５ｍａｓｓ％を超えるＳｉの過剰な添加は、耐スケール剥離性が低下し、ＳＵＳ４４４と同等以上の耐酸化性が得られない。よって、Ｓｉの上限は０．５ｍａｓｓ％とする。
【００２４】
Ｍｎ：０．２〜１．０ｍａｓｓ％
Ｍｎは、鋼の強度を高める元素であり、また、脱酸剤としての作用も有する。しかし、過剰な添加は、高温でγ相が生成しやすくなり、耐熱性を低下させる。また、図９に示したように、Ｍｎを、０．２ｍａｓｓ％以上添加することにより、Ｔｙｐｅ４２９と同等以上の耐溶接凝固割れ性が得られる。一方、１．０ｍａｓｓ％を超えて添加すると、延性や母材靭性の低下が顕著となる。よって、本発明では、Ｍｎは０．２〜１．０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは、０．３〜０．８ｍａｓｓ％の範囲である。
【００２５】
Ｐ：０．０３ｍａｓｓ％以下
Ｐは、靭性を低下させる有害元素であり、可能な限り低減するのが望ましい。また、図８に示したように、Ｔｙｐｅ４２９と同等以上の溶接部靭性を得るには０．０３ｍａｓｓ％以下が必要である。また、図１０に示したように、耐溶接凝固割れ性の面からも、Ｐは０．０３ｍａｓｓ％以下であることが必要である。よって、本発明では、Ｐは０．０３ｍａｓｓ％以下とする。
【００２６】
Ｓ：０．００６ｍａｓｓ％以下
Ｓは、伸びやｒ値を低下し、成形性に悪影響を及ぼすとともに、ステンレス鋼の基本特性である耐食性を低下させる有害元素でもあるため、できるだけ低減するのが望ましい。よって、本発明では、Ｓは０．００６ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは、０．００３ｍａｓｓ％以下である。
【００２７】
Ｃｒ：１６〜２０ｍａｓｓ％
Ｃｒは、ステンレス鋼の特徴である耐食性、耐酸化性を向上させるのに有効な重要元素であるが、１６ｍａｓｓ％未満では、十分な耐酸化性が得られない。一方、Ｃｒは、室温において鋼を固溶強化し、硬質化・低延性化する元素であり、特に２０ｍａｓｓ％を超えて含有すると、上記弊害が顕著となり、Ｔｙｐｅ４２９と同等以上の加工性が得られなくなる。よって、本発明では、Ｃｒは１６〜２０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは、１６〜１９ｍａｓｓ％の範囲である。
【００２８】
Ｎ：０．０１５ｍａｓｓ％以下
Ｎは、鋼の靭性および成形性を低下させる元素であり、０．０１５ｍａｓｓ％を超えて含有すると、上記低下が顕著となる。よって、Ｎは０．０１５ｍａｓｓ％以下とする。なお、Ｎは、溶接部の靭性をより高める観点からは、さらに低減し、０．０１０ｍａｓｓ％未満とするのが好ましい。
【００２９】
Ｎｂ：０．３〜０．５５ｍａｓｓ％
Ｎｂは、Ｃ，Ｎと炭窒化物を形成して固定し、耐食性や成形性、溶接部の耐粒界腐食性を高める作用を有するとともに、高温強度を上昇させて熱疲労特性を向上する効果を有する元素である。このような効果は、０．３ｍａｓｓ％以上の添加で認められる。一方、０．５５ｍａｓｓ％を超える添加は、Ｌａｖｅｓ相が析出しやすくなり、靭性が低下する。よって、Ｎｂは０．３〜０．５５ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは、０．４〜０．５ｍａｓｓ％の範囲である。
【００３０】
Ｔｉ：０．１５ｍａｓｓ％以下
Ｔｉは、Ｎｂと比較してＮと結合しやすく、粗大なＴｉＮを生成する。この粗大なＴｉＮは、切り欠き効果を有するため、靭性を低下させる。特に、Ｔｉの含有量が０．１５ｍａｓｓ％を超えると、この悪影響が顕著となる。よって、本発明においては、Ｔｉは積極的に添加するものではなく、上限を０．１５ｍａｓｓ％に制限する。
【００３１】
Ｍｏ：０．１ｍａｓｓ％以下
Ｍｏは、高価な元素であり、本発明の趣旨からも積極的な添加は行わない。しかし、原料であるスクラップ等から０．１ｍａｓｓ％以下混入することがある。よって、Ｍｏは０．１ｍａｓｓ％以下とする。
【００３２】
Ｗ：０．１ｍａｓｓ％以下
Ｗは、Ｍｏと同様に高価な元素であり、本発明の趣旨からも積極的な添加は行わない。しかし、原料であるスクラップ等から０．１ｍａｓｓ％以下混入することがある。よって、Ｗは０．１ｍａｓｓ％以下とする。
【００３３】
Ｃｕ：１．０〜２．５ｍａｓｓ％
Ｃｕは、熱疲労特性の向上には非常に有効な元素である。図３に示したように、ＳＵＳ４４４と同等以上の耐熱疲労特性を得るには、Ｃｕを１．０ｍａｓｓ％以上添加することが必要である。しかし、２．５ｍａｓｓ％を超える添加は、熱処理後の冷却時にε−Ｃｕが析出し、鋼を硬質化するとともに、熱間加工時に脆化を起こしやすくなる。さらに重要なことは、Ｃｕの添加は、耐熱疲労特性は向上するものの、鋼自身の耐酸化性が却って低下し、総体的に見ると、耐熱性が低下してしまうことである。この原因は、十分に明らかとはなっていないが、生成したスケール直下の脱Ｃｒ層にＣｕが濃化し、ステンレス鋼本来の耐酸化性を向上する元素であるＣｒの再拡散を抑制するためと考えられる。よって、Ｃｕは、１．０〜２．５ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは、１．１〜１．８ｍａｓｓ％の範囲である。
【００３４】
Ａｌ：０．２〜１．０ｍａｓｓ％
Ａｌは、図４および図５に示したように、Ｃｕ添加鋼の耐酸化性を向上するために必要不可欠な元素である。特に、本発明の目的であるＳＵＳ４４４と同等以上の耐酸化性を得るには０．２ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。一方、図７に示したように、１．０ｍａｓｓ％を超えて添加すると、Ｔｙｐｅ４２９と同等以上の溶接部靭性が得られなくなるので、上限は１．０ｍａｓｓ％とする。よって、Ａｌは０．２〜１．０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは、０．３〜０．８ｍａｓｓ％の範囲である。
【００３５】
本発明のフェライト系ステンレス鋼は、上記必須とする成分に加えてさらに、Ｂ，ＲＥＭ，Ｚｒ，Ｖ，ＣｏおよびＮｉのうちから選ばれる１種または２種以上を、下記の範囲で添加することができる。
Ｂ：０．００１５ｍａｓｓ％以下
Ｂは、加工性、とくに２次加工性を向上させるのに有効な元素である。この顕著な効果は、０．０００５ｍａｓｓ％以上の添加で得ることができるが、０．００１５ｍａｓｓ％を超える添加は、溶接時の凝固割れを助長する。よって、Ｂを添加する場合は、０．００１５ｍａｓｓ％以下とする。より好ましくは、０．０００５〜０．００１ｍａｓｓ％の範囲である。
【００３６】
ＲＥＭ：０．０８ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ：０．５ｍａｓｓ％以下
ＲＥＭ（希土類元素）およびＺｒはいずれも、耐酸化性を改善する元素であり、上記効果を得るためには、それぞれ０．０１ｍａｓｓ％以上、０．０５ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、ＲＥＭの０．０８ｍａｓｓ％を超える添加は、鋼を脆化させ、また、Ｚｒの０．５ｍａｓｓ％を超える添加は、Ｚｒ金属間化合物が析出して、鋼を脆化させる。よって、ＲＥＭを添加する場合は０．０８ｍａｓｓ％以下、Ｚｒを添加する場合は０．５ｍａｓｓ％以下とする。
【００３７】
Ｖ：０．５ｍａｓｓ％以下
Ｖは、加工性および耐酸化性の向上に有効な元素であり、特に耐酸化性向上の効果を得るためには０．１５ｍａｓｓ％以上の添加が好ましい。しかし、０．５ｍａｓｓ％を超える過剰な添加は、粗大なＶ（Ｃ，Ｎ）を析出し、表面性状を劣化させる。よって、Ｖを添加する場合は、０．５ｍａｓｓ％以下添加するのが好ましく、０．１５〜０．４ｍａｓｓ％の範囲で添加するのがより好ましい。
【００３８】
Ｃｏ：０．５ｍａｓｓ％以下
Ｃｏは、靭性の向上に有効な元素であり、０．０２ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、Ｃｏは、高価な元素であり、また、０．５ｍａｓｓ％を超えて添加しても、上記効果は飽和する。よって、Ｃｏを添加する場合は０．５ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。より好ましくは、０．０２〜０．２ｍａｓｓ％の範囲である。
【００３９】
Ｎｉ：０．５ｍａｓｓ％以下
Ｎｉは、靭性を向上させる元素である。しかし、Ｎｉは、高価であり、また、強力なγ相形成元素であるため、高温でγ相を生成し、耐酸化性を低下させる。よって、Ｎｉを添加する場合は、０．５ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。より好ましくは、０．０５〜０．４ｍａｓｓ％の範囲である。
【００４０】
次に、本発明のフェライト系ステンレス鋼の製造方法について説明する。
本発明のステンレス鋼の製造方法は、フェライト系ステンレス鋼の通常の製造方法であれば好適に用いることができ、特に限定されるものではない。例えば、転炉、電気炉等の溶製炉で鋼を溶製し、あるいはさらに取鍋精錬、真空精錬等の２次精錬を経て上述した本発明の成分組成を有する溶鋼とし、次いで、その溶鋼を連続鋳造法あるいは造塊−分塊圧延法で鋼片（スラブ）とし、熱間圧延して熱延板とし、必要に応じて熱延板焼鈍を施し、さらに、その熱延板を酸洗し、冷間圧延し、仕上焼鈍し、酸洗する等の工程を経て冷延焼鈍板とするのが好ましい。上記冷間圧延は、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を行ってもよく、また、冷間圧延、仕上焼鈍、酸洗の各工程は、繰り返して行ってもよい。さらに、場合によっては、熱延板焼鈍は省略してもよく、鋼板表面の光沢性が要求される場合には、冷延後あるいは仕上焼鈍後、スキンパスを施してもよい。なお、上記熱間圧延前のスラブ加熱温度は１０００〜１２５０℃、熱延板焼鈍温度は９００〜１１００℃、仕上焼鈍温度は９００〜１１２０℃の範囲であるのが好ましい。
【００４１】
上記のようにして得た本発明のフェライト系ステンレス鋼は、その後、それぞれの用途に応じて切断加工、曲げ加工、プレス加工等の加工を施されて、自動車やオートバイの排気管、コンバーターケースや火力発電プラントの排気ダクト等の高温環境下で使用される各種排気系部材とされる。なお、上記部材に用いる本発明のステンレス鋼は、冷延焼鈍板に限定されるものではなく、熱延板あるいは熱延板焼鈍として用いてもよく、さらに必要に応じて脱スケール処理して用いてもよい。また、上記部材に組み立てる際の溶接方法は、特に限定されるものではなく、ＭＩＧ、ＴＩＧ、ＭＡＧ等の通常のアーク溶接や、スポット溶接、シーム溶接等の電気抵抗溶接および電縫溶接に用いられる高周波抵抗溶接、高周波誘導溶接、レーザ溶接などの方法を用いることができる。
【実施例１】
【００４２】
表１に示す成分組成を有するＮｏ．１〜２０の鋼を真空溶解炉で溶製し、鋳造して５０ｋｇ鋼塊とし、鍛造して２分割した。その後、２分割した片方の鋼塊を、１１７０℃に加熱後、熱間圧延して板厚５ｍｍの熱延板とし、１０２０℃の温度で熱延板焼鈍し、酸洗し、圧下率６０％の冷間圧延し、１０３０℃の温度で仕上焼鈍し、平均冷却速度２０℃／ｓｅｃで冷却し、酸洗して板厚が２ｍｍの冷延焼鈍板とし、以下の耐酸化性および溶接性の評価試験に供した。なお、参考として表１のＮｏ．２１〜２５に示したＳＵＳ４４４、Ｔｙｐｅ４２９および特許文献２〜４の発明鋼についても、上記と同様にして冷延焼鈍板を作製し、同様の評価試験に供した。
【００４３】
【表１】
0005428396.tif 000002
【００４４】
＜大気中連続酸化試験＞
上記のようにして得た各種冷延焼鈍板から３０ｍｍ×２０ｍｍのサンプルを切り出し、サンプル上部に４ｍｍφの穴をあけ、表面および端面を＃３２０のエメリー紙で研磨し、脱脂後、９５０℃に加熱保持された大気雰囲気の炉内に吊り下げて、３００時間保持した。試験後、サンプルの質量を測定し、予め測定しておいた試験前の質量との差を求め、酸化増量（ｇ／ｍ２）を算出した。なお、試験は各２回実施し、その平均値で耐連続酸化性を評価した。
＜大気中繰り返し酸化試験＞
上記各種の冷延焼鈍板から３０ｍｍ×２０ｍｍのサンプルを切り出し、サンプル上部に４ｍｍφの穴をあけ、表面および端面を＃３２０のエメリー紙で研磨し、脱脂後、大気雰囲気中で、１００℃と９５０℃との間を昇温・降温を繰り返す酸化試験を行った。なお、昇温、降温速度はそれぞれ５℃／ｓｅｃ、１．５℃／ｓｅｃとし、保持時間は１００℃が１ｍｉｎ、９５０℃が２５ｍｉｎとし、これを６００サイクル行った。耐繰り返し酸化性の評価は、試験後のサンプルの質量を測定し、予め測定しておいた試験前の質量との差を求め、スケール剥離量（ｇ／ｍ２）を求めた。なお、試験は各２回実施し、その平均値で耐繰り返し酸化性を評価した。
＜溶接部靭性＞
上記各冷延焼鈍板に、ＴＩＧ溶接によりビードオンプレートの溶接を行い、この溶接部から溶接部にＶノッチを入れた衝撃試験片を採取し、−２０℃においてシャルピー衝撃試験を各３本ずつ行い、脆性破面率を測定し、３本の平均値で溶接部の靭性を評価した。
＜耐溶接凝固割れ性＞
フィッシュボーン試験片を作製し、ＴＩＧ溶接により発生する凝固割れ長さを測定することにより、耐溶接凝固割れ性を評価した。なお、試験は２枚行い、その平均値で割れ性を評価した。
【００４５】
【表２】
0005428396.tif 000003
【実施例２】
【００４６】
実施例１において２分割した５０ｋｇ鋼塊の残りの鋼塊を、１１７０℃に加熱後、熱間圧延して厚さ：３０ｍｍ×幅：１５０ｍｍのシートバーとした。その後、このシートバーを鍛造し、３５ｍｍ×３５ｍｍのバーとし、１０３０℃の温度で焼鈍後、機械加工し、図１に示した寸法の熱疲労試験片に加工し、下記の熱疲労試験に供した。なお、参考例として、実施例１と同様、ＳＵＳ４４４、Ｔｙｐｅ４２９および特許文献２〜４の発明鋼についても同様に試料を作製し、熱疲労試験に供した。
【００４７】
＜熱疲労試験＞
熱疲労試験は、拘束率０．３５で、１００℃と８５０℃の温度間を繰り返して昇温・降温し、熱疲労寿命を測定した。この際、昇温・降温速度は、それぞれ１０℃／ｓｅｃとし、１００℃での保持時間は２ｍｉｎ、８５０℃での保持時間は５ｍｉｎとした。また、熱疲労寿命は、１００℃において検出された荷重を試験片均熱平行部の断面積で割って応力を算出し、前のサイクルの応力に対して連続的に応力が低下し始めたときの最小のサイクル数とした。
【００４８】
上記実施例１の耐酸化性試験、溶接性試験の結果および実施例２の耐熱疲労性試験の結果を表２にまとめて示した。表２から明らかなように、本発明に適合している発明例の鋼は、いずれもＳＵＳ４４４と同等以上の耐酸化特性と耐熱疲労特性を有していると共に、Ｔｙｐｅ４２９と同等以上の溶接性（溶接部靭性、耐溶接凝固割れ性）を有しており、本発明の目標を満たしている。これに対して、本発明の範囲を外れる比較例の鋼あるいは先行技術の参考例の鋼は、耐酸化特性、耐熱疲労特性および溶接性のすべてが同時に優れるものはなく、本発明の目標とする特性が得られていない。
【産業上の利用可能性】
【００４９】
本発明の鋼は、自動車等の排気系部材用として好適であるだけでなく、同様の特性が要求される火力発電システムの排気系部材や固体酸化物タイプの燃料電池用部材としても好適に用いることができる。
【図１】
0005428396.tif 000004
【図２】
0005428396.tif 000005
【図３】
0005428396.tif 000006
【図４】
0005428396.tif 000007
【図５】
0005428396.tif 000008
【図６】
0005428396.tif 000009
【図７】
0005428396.tif 000010
【図８】
0005428396.tif 000011
【図９】
0005428396.tif 000012
【図１０】
0005428396.tif 000013