(57)【要約】【課題】ＭｏやＷ等の高価な元素を添加することなく、かつ、Ｃｕ添加による耐酸化性の低下を防止することによって、耐酸化性（耐水蒸気酸化性を含む）、熱疲労特性および高温疲労特性のいずれにも優れるフェライト系ステンレス鋼を提供する。【解決手段】ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０１５％以下、Ｓｉ：０．４〜１．０％、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：１６〜２３％、Ａｌ：０．２〜１．０％、Ｎ：０．０１５％以下、Ｃｕ：１．０〜２．５％、Ｎｂ：０．３〜０．６５％、Ｔｉ：０．５％以下、Ｍｏ：０．１％以下、Ｗ：０．１％以下を含有し、かつＳｉとＡｌの含有量（ｍａｓｓ％）がＳｉ≧Ａｌの関係を満たして含有するフェライト系ステンレス鋼。【選択図】図７
2011140709.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０１５ｍａｓｓ％以下、
Ｓｉ：０．４〜１．０ｍａｓｓ％、
Ｍｎ：１．０ｍａｓｓ％以下、
Ｐ：０．０４０ｍａｓｓ％以下、
Ｓ：０．０１０ｍａｓｓ％以下、
Ｃｒ：１６〜２３ｍａｓｓ％、
Ａｌ：０．２〜１．０ｍａｓｓ％、
Ｎ：０．０１５ｍａｓｓ％以下、
Ｃｕ：１．０〜２．５ｍａｓｓ％、
Ｎｂ：０．３〜０．６５ｍａｓｓ％、
Ｔｉ：０．５ｍａｓｓ％以下、
Ｍｏ：０．１ｍａｓｓ％以下、
Ｗ：０．１ｍａｓｓ％以下を含有し、かつ
ＳｉとＡｌとがＳｉ（ｍａｓｓ％）≧Ａｌ（ｍａｓｓ％）を満たして含有し、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請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼。
【請求項３】
Ｔｉの含有量が０．１５ｍａｓｓ％超え０．５ｍａｓｓ％以下であることを特徴とする請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス鋼。
【請求項４】
Ｔｉの含有量が０．０１ｍａｓｓ％以下であることを特徴とする請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス鋼。
【請求項５】
Ｖの含有量が０．０１〜０．５ｍａｓｓ％であることを特徴とする請求項２または３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やコンバータケース、火力発電プラントの排気ダクト等の高温下で使用される排気系部材に用いて好適な、優れた熱疲労特性、耐酸化性および耐高温疲労特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】
自動車のエキゾーストマニホールドや排気パイプ、コンバータケース、マフラー等の排気系部材には、耐酸化性に優れるほか、熱疲労特性や高温疲労特性（以下、これらをまとめて「耐熱性」と呼ぶ。）にも優れることが要求されている。ここで、上記熱疲労とは、エンジンの始動・停止に伴って排気系部材は加熱・冷却を繰り返し受けるが、上記部材は周辺の部品との関係で拘束された状態にあるため、熱膨張・収縮が制限されて素材自体に熱歪が発生し、この熱歪に起因した疲労現象のことをいう。また、上記高温疲労とは、エンジン稼動中には、排気系部材は加熱された状態で振動を受け続けるが、この振動による歪の蓄積に起因した疲労現象のことをいう。前者は低サイクル疲労、後者は高サイクル疲労であり、全く異なった疲労現象である。
【０００３】
このような耐熱性が求められる部材に用いられる素材としては、現在、ＮｂとＳｉを添加した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い、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では要求特性、特に熱疲労特性を十分に満たすことができなくなってきている。
【０００４】
この間題に対応できる素材として、例えば、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）、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、昨今におけるＭｏやＷ等の希少金属の異常な価格の高騰や変動を契機として、安価な原料を用いてかつ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ている。
【０００５】
高価な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％のＣｒ含有鋼に、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、Ｃｕを添加して熱疲労特性を向上させているのが特徴である。しかし、Ｃｕを添加した場合には、熱疲労特性は向上するものの、耐酸化性が著しく低下し、総体的には耐熱性が低下してしまう。また、Ｃｕ添加鋼は、使用される温度がε−Ｃｕの固溶温度よりも低い場合には、優れた熱疲労特性が得られないことがある。
【０００６】
一方、Ａｌを積極的に添加することによって、耐熱性の向上を図る技術も提案されている。例えば、特許文献５には、Ａｌの添加によって高温強度を高めたフェライト系ステンレス鋼が、また、特許文献６には、Ａｌの添加によって鋼表面にＡｌ２Ｏ３皮膜を形成し、耐酸化性を向上したフェライト系ステンレス鋼が、さらに、特許文献７には、Ａｌの添加によってＣ，Ｎを固定し、成形性を向上させたフェライト系ステンレス鋼が開示されている。しかし、Ｓｉ含有量が低い特許文献５の鋼では、Ａｌを添加しても、Ａｌが優先的に酸化物または窒化物を形成して固溶量が低下するため、所期した高温強度が得られない。また、１．０ｍａｓｓ％を超える多量のＡｌが添加された特許文献６の鋼では、室温における加工性が著しく低下するだけでなく、ＡｌがＯと結びつき易いため、却って耐酸化性が低下してしまう。さらに、ＣｕやＡｌの添加量が少ないかまたは添加されていない特許文献７の鋼では、優れた耐熱性が得られないという問題がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【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
【特許文献５】特開２００８−２８５６９３号公報
【特許文献６】特開２００１−３１６７７３号公報
【特許文献７】特開２００５−１８７８５７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
上記したように、発明者らの研究によれば、特許文献２〜４に開示された鋼のように、Ｃｕを添加して耐熱性を改善しようとした場合には、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するため、総体的に見ると、耐熱性が低下する傾向がある。さらに、Ｃｕ添加鋼は、使用される温度条件、例えば、使用最高温度がε−Ｃｕの固溶温度よりも低い場合には、優れた熱疲労特性が得られないことも明らかになってきている。
【０００９】
また、特許文献５および６に開示された鋼は、Ａｌ添加によって高い高温強度や優れた耐酸化性を得ているが、ただＡｌを添加しただけではその効果は十分に得られないこと、さらに、特許文献７に開示された鋼のようにＣｕやＡｌ添加量が少ないかまたは添加されていない場合には、優れた耐熱性が得られないことも明らかとなってきている。
【００１０】
また、従来、鋼の耐酸化性は、高温の乾燥雰囲気下での酸化試験によってのみ評価されてきた。しかし、エキゾーストマニホールド等が実使用時に曝される酸化雰囲気には、多量の水蒸気が含まれているため、従来の酸化試験では、実用時の耐酸化性を十分に評価できないという問題がある。したがって、水蒸気を含む環境下での耐酸化性（以降、「水蒸気酸化性」ともいう。）をも含めて耐酸化性を評価、改善する必要があることが明らかとなってきた。
【００１１】
そこで、本発明の目的は、Ｃｕ添加鋼における耐酸化性の低下を防止し、かつＣｕの添加効果が十分に得られない温度域での熱疲労特性を改善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、耐酸化性（耐水蒸気酸化性を含む）、熱疲労特性および高温疲労特性のいずれにも優れるフェライト系ステンレス鋼を提供することにある。なお、本発明の「耐酸化性、熱疲労特性および高温疲労特性に優れる」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℃間での繰り返し熱疲労特性が、高温疲労特性は８５０℃における高温疲労特性が、ＳＵＳ４４４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】
【００１２】
発明者らは、ＭｏやＷ等の高価な元素を添加することなく、従来技術が抱えるＣｕ添加による耐酸化性の低下を防止して、耐酸化性（耐水蒸気酸化性を含む）、熱疲労特性および高温疲労特性のいずれもがＳＵＳ４４４と同等以上に優れるフェライト系ステンレス鋼を開発するべく鋭意検討を重ねた。
その結果、Ｎｂを０．３〜０．６５ｍａｓｓ％、Ｃｕを１．０〜２．５ｍａｓｓ％の範囲で複合添加することによって、幅広い温度域で高温強度が上昇し、熱疲労特性が改善されること、また、適正量のＡｌ（０．２〜１．０ｍａｓｓ％）を添加することによって、Ｃｕ添加による耐酸化性の低下が防止できるのみならず、Ｃｕ添加効果が得られない温度域における熱疲労特性をも改善し得ることを新たに見出した。また、耐水蒸気酸化性は、Ｓｉを適正量（０．４〜１．０ｍａｓｓ％）添加することにより大きく改善され、さらに、高温疲労特性もＳｉとＡｌの含有量（ｍａｓｓ％）のバランスを適正化（Ｓｉ≧Ａｌ）することによって改善されることも新たに見出し、本発明を完成するに至った。
【００１３】
すなわち、本発明は、Ｃ：０．０１５ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：０．４〜１．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．０４０ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０１０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：１６〜２３ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．２〜１．０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．０１５ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：１．０〜２．５ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．３〜０．６５ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．５ｍａｓｓ％以下、Ｍｏ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｗ：０．１ｍａｓｓ％以下を含有し、かつＳｉとＡｌとがＳｉ（ｍａｓｓ％）≧Ａｌ（ｍａｓｓ％）を満たして含有し、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。
【００１４】
本発明のフェライト系ステンレス鋼は、上記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。
【００１５】
また、本発明のフェライト系ステンレス鋼は、上記Ｔｉの含有量が０．１５ｍａｓｓ％超え０．５ｍａｓｓ％以下であることを特徴とする。
【００１６】
また、本発明のフェライト系ステンレス鋼は、上記Ｔｉの含有量が０．０１ｍａｓｓ％以下であることを特徴とする。
【００１７】
また、本発明のフェライト系ステンレス鋼は、上記Ｖの含有量が０．０１〜０．５ｍａｓｓ％であることを特徴とする。
【発明の効果】
【００１８】
本発明によれば、高価なＭｏやＷを添加することなく、ＳＵＳ４４４（ＪＩＳ  Ｇ４３０５）と同等以上の耐熱性（熱疲労特性、耐酸化性、高温疲労特性）を有するフェライト系ステンレス鋼を安価に提供することができる。したがって、本発明の鋼は、自動車等の排気系部材に好適に用いることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【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添加量の影響を示すグラフである。
【図４】９５０℃における耐酸化性（酸化増量）に及ぼすＡｌ添加量の影響を示すグラフである。
【図５】耐水蒸気酸化性（酸化増量）に及ぼすＳｉ添加量の影響を示すグラフである。
【図６】高温疲労試験片を説明する図である。
【図７】高温疲労特性に及ぼすＳｉとＡｌの添加量の影響を示すグラフである。
【図８】室温伸びに及ぼすＡｌ添加量の影響を示すグラフである。
【図９】１０００℃における耐酸化性（酸化増量）に及ぼすＴｉ添加量の影響を示すグラフである。
【図１０】靭性（脆性破面率）に及ぼすＶ添加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】
【００２０】
まず、本発明を開発する契機とな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：０．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．４ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１７ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．４５ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．３５ｍａｓｓ％の成分系をベースとし、これにＣｕを０〜３ｍａｓｓ％の範囲で種々の量を添加した鋼を実験室的に溶製して５０ｋｇ鋼塊とし、１１７０℃に加熱後、熱間圧延して厚さ：３０ｍｍ×幅：１５０ｍｍのシートバーとし、その後、このシートバーを鍛造し、断面が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、形状の熱疲労試験片を作製した。
【００２１】
次いで、上記試験片を、図２に示した、拘束率：０．３５で１００℃−８５０℃間を加熱・冷却する熱処理を繰り返して付与し、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初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。
【００２２】
図３は、上記熱疲労試験における熱疲労寿命とＣｕ含有量との関係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と同等以上の熱疲労寿命（約１１００サイクル）が得られる、したがって、熱疲労特性を改善するには、Ｃｕを１．０ｍａｓｓ％以上添加するのが有効であることがわかる。
【００２３】
次に、Ｃ：０．００６ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００７ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．２ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．５ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１７ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．４９ｍａｓｓ％、Ｃｕ：１．５ｍａｓｓ％の成分系をベースとし、これにＡｌを０〜２ｍａｓｓ％の範囲で種々の量を添加した鋼を実験室的に溶製して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。次いで、上記冷延焼鈍板から３０ｍｍ×２０ｍｍの試験片を切り出し、この試験片の上部に４ｍｍφの穴を開けてから表面および端面を＃３２０のエメリー紙で研磨し、脱脂後、下記の連続酸化試験に供した。なお、比較として、ＳＵＳ４４４についても、同様の試験を行った。
【００２４】
＜９５０℃における大気中連続酸化試験＞
９５０℃に加熱された大気雰囲気の炉中に、上記試験片を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求め、単位面積当たりの酸化増量（ｇ／ｍ２）に換算し、耐酸化性を評価した。
【００２５】
図４は、上記試験における酸化増量とＡｌ含有量との関係を示したものである。この図から、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）が得られることがわかる。
【００２６】
次に、Ｃ：０．００６ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００７ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．２ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．４５ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１７ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．４９ｍａｓｓ％、Ｃｕ：１．５ｍａｓｓ％の成分系をベースとし、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て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、仕上げ焼鈍して、板厚２ｍｍの冷延焼鈍板とした。次いで、上記冷延焼鈍板から３０ｍｍ×２０ｍｍの試験片を切り出し、この試験片上部に４ｍｍφの穴を開け、表面および端面を＃３２０のエメリー紙で研磨し、脱脂後、下記の酸化試験に供した。なお、比較として、ＳＵＳ４４４についても、同様の試験を行った。
【００２７】
＜水蒸気雰囲気中連続酸化試験＞
１０％ＣＯ２−２０％Ｈ２Ｏ−５％Ｏ２−残部Ｎ２からなる混合ガスを０．５Ｌ／ｍｉｎで流して水蒸気含有雰囲気とした９５０℃に加熱した炉中に、上記試験片を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求めて、単位面積当たりの酸化増量（ｇ／ｍ２）に換算し、耐水蒸気酸化性を評価した。
【００２８】
図５は、上記試験における水蒸気含有雰囲気中での酸化増量とＳｉ含有量との関係を示したものである。この図から、Ｓｉを０．４ｍａｓｓ％以上添加することにより、ＳＵＳ４４４と同等以上の耐水蒸気酸化性（酸化増量：５１ｇ／ｍ２以下）が得られることがわかる。
【００２９】
次に、Ｃ：０．００６ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００７ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．２ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１７ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．４９ｍａｓｓ％、Ｃｕ：１．５ｍａｓｓ％の成分系をベースとし、これにＳｉ，Ａｌ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、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。次いで、上記冷延焼鈍板から図６に示した形状、寸法の疲労試験片を作製し、下記の高温疲労試験に供した。なお、比較として、ＳＵＳ４４４についても、同様の試験を行った。
【００３０】
＜高温疲労試験＞
８５０℃において、上記試験片に１３００Ｈｚで鋼板表面に７５ＭＰａの曲げ応力（両振り）を付与するシェンク式疲労試験を行い、破断までの振動サイクル数（疲労寿命）を測定し、高温疲労特性を評価した。
【００３１】
図７は、上記試験における高温疲労寿命とＳｉとＡｌの含有量の差との関係を示したものである。この図から、ＳＵＳ４４４と同等以上の高温疲労寿命（１０×１０５サイクル）を得るためには、ＳｉとＡｌが（Ｓｉ（ｍａｓｓ％）≧Ａｌ（ｍａｓｓ％））を満たして含有している必要があることがわかる。
【００３２】
次に、前述した大気中連続酸化試験のために作製した板厚２ｍｍの冷延焼鈍板から、圧延方向（Ｌ方向）、圧延方向に直角方向（Ｃ方向）および圧延方向に４５°方向（Ｄ方向）のそれぞれを引張方向とするＪＩＳ１３Ｂ号引張試験片を作製し、室温で引張試験を行って各方向の破断伸びを測定し、平均伸びＥｌを下記式から求めた。
平均伸びＥｌ（％）＝（ＥＬ＋２ＥＤ＋ＥＣ）／４
ここで、ＥＬ：Ｌ方向のＥｌ（％）、ＥＤ：Ｄ方向のＥｌ（％）、ＥＣ：Ｃ方向のＥｌ（％）
【００３３】
図８は、上記室温における破断伸びとＡｌ添加量との関係を示したものである。図８から、Ａｌ添加量の増加とともに伸びは低下し、１．０ｍａｓｓ％を超えて添加すると、ＳＵＳ４４４の伸び（３１％）以上の特性が得られなくなることがわかる。
【００３４】
次に、先述した９５０℃よりも高温（１０００℃）での耐酸化性に及ぼすＴｉ添加量の影響を調査した。
Ｃ：０．００６ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００７ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．７ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．２ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．５ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１７ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．４９ｍａｓｓ％、Ｃｕ：１．５ｍａｓｓ％の成分系をベースとし、これにＴｉを０〜１．０ｍａｓｓ％の範囲で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、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。次いで、上記冷延焼鈍板から３０ｍｍ×２０ｍｍの試験片を作製し、この試験片上部に４ｍｍφの穴を開け、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１０００℃での酸化試験に供した。なお、比較として、ＳＵＳ４４４についても、同様の試験を行った。
【００３５】
＜１０００℃における大気中連続酸化試験＞
１０００℃に加熱された大気雰囲気の炉中に、上記試験片を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求め、単位面積当たりの酸化増量（ｇ／ｍ２）に換算し、耐酸化性を評価した。なお、酸化被膜が剥離（スケール剥離）を起こした場合には、その剥離したスケールも回収し、試験後の質量に加えた。
【００３６】
図９は、上記１０００℃での酸化試験における酸化増量とＴｉ含有量との関係を示したものである。この図から、Ｔｉが０．０１ｍａｓｓ％以下では、スケール剥離が著しく、酸化増量が１００ｇ／ｍ２以上となる異常酸化を起こすが、Ｔｉを０．０１ｍａｓｓ％超え添加することによって、スケール剥離が一部で発生するものの、異常酸化は発生しなくなり、ＳＵＳ４４４（酸化増量：３６ｇ／ｍ２）と同等以上の耐酸化性（酸化増量：３６ｇ／ｍ２以下）が得られるようになること、さらに、Ｔｉを０．１５ｍａｓｓ％超え添加することによって、異常酸化もスケール剥離も起こさなくなり、極めて良好な耐酸化性が得られることがわかる。
【００３７】
次に、上記Ｔｉ添加鋼の靭性に及ぼすＶ添加量の影響を調査した。
Ｃ：０．００６ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００７ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．７ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．２ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．５ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１７ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．４９ｍａｓｓ％、Ｃｕ：１．５ｍａｓｓ％およびＴｉ：０．３ｍａｓｓ％の成分系をベースとし、これにＶを０〜１．０ｍａｓｓ％の範囲で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、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。次いで、上記冷延焼鈍板からＪＩＳ  Ｚ０２０２に準拠して幅２ｍｍのＶノッチ衝撃試験片を作製し、ＪＩＳ  Ｚ２２４２に準拠して−４０℃でシャルピー衝撃試験を実施し、破面を観察して脆性破面率を測定した。
【００３８】
図１０は、上記衝撃試験における脆性破面率とＶ添加量との関係を示したものである。この図から、Ｖを０．０１ｍａｓｓ％以上添加することによって、靭性が著しく向上し、脆性破面率が０％となることがわかる。ただし、０．５ｍａｓｓ％を超えてＶを添加すると、脆性破面率が上昇し、却って靭性が低下することがわかる。
本発明は、上記知見に基づき、さらに検討を加えて完成したものである。
【００３９】
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％を超えて添加すると、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、Ｃは、成形性を確保する観点からは０．００８ｍａｓｓ％以下が、また、排気系部材としての強度を確保する観点からは０．００１ｍａｓｓ％以上が好ましい。より好ましくは０．００２〜０．００８ｍａｓｓ％の範囲である。
【００４０】
Ｓｉ：０．４〜１．０ｍａｓｓ％
Ｓｉは、水蒸気含有雰囲気下での耐酸化性向上のために必要な重要元素である。図５に示したように、ＳＵＳ４４４と同等以上の耐水蒸気酸化性を確保するためには、０．４ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。一方、１．０ｍａｓｓ％を超える過剰の添加は、加工性を低下させるので、上限は１．０ｍａｓｓ％とする。好ましくは、０．４〜０．８ｍａｓｓ％の範囲である。
【００４１】
Ｓｉ添加により、耐水蒸気酸化性が改善される理由は十分に解明されているわけではないが、Ｓｉの０．４ｍａｓｓ％以上の添加により、鋼板表面に緻密なＳｉ酸化物層が連続的に生成し、外部からのガス成分の侵入が抑制されるためと考えられる。なお、より厳しい水蒸気含有雰囲気下での耐酸化性が求められる場合には、Ｓｉの下限は０．５ｍａｓｓ％とするのが好ましい。
【００４２】
Ｓｉ（ｍａｓｓ％）≧Ａｌ（ｍａｓｓ％）
さらに、Ｓｉは、Ａｌの固溶強化能を有効に活用するためにも重要な元素である。Ａｌは、後述するように、高温における固溶強化作用を有し、高温疲労特性を改善する効果を有する元素である。しかし、Ａｌの含有量がＳｉより多い場合には、Ａｌが高温で優先的に酸化物や窒化物を形成し、固溶Ａｌ量が減少するため、固溶強化に十分寄与することができなくなる。一方、Ｓｉの含有量がＡｌより多い場合には、Ｓｉが優先的に酸化して鋼板表面に緻密な酸化物層を連続的に形成するが、この酸化物層は、外部からの酸素や窒素の内方拡散を抑制する効果があるため、Ａｌは酸化や窒化することなく固溶状態に保たれる。その結果、Ａｌの固溶状態が安定して確保されるので、高温疲労特性を向上させることができる。そこで、本発明では、ＳＵＳ４４４と同等以上の高温疲労特性を得るため、Ｓｉは、Ｓｉ（ｍａｓｓ％）≧Ａｌ（ｍａｓｓ％）を満たすよう添加する。
【００４３】
Ｍｎ：１．０ｍａｓｓ％以下
Ｍｎは、脱酸剤として、また、鋼の強度を高めるために添加される元素である。その効果を得るためには、０．０５ｍａｓｓ％以上の添加が好ましい。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。よって、Ｍｎは１．０ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは、０．７ｍａｓｓ％以下である。
【００４４】
Ｐ：０．０４０ｍａｓｓ％以下
Ｐは、鋼の靭性を低下させる有害な元素であり、可能な限り低減するのが望ましい。よって、本発明では、Ｐは０．０４０ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは、０．０３０ｍａｓｓ％以下である。
【００４５】
Ｓ：０．０１０ｍａｓｓ％以下
Ｓは、伸びやｒ値を低下させ、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、できる限り低減するのが望ましい。よって、本発明では、Ｓは０．０１０ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは、０．００５ｍａｓｓ％以下である。
【００４６】
Ａｌ：０．２〜１．０ｍａｓｓ％
Ａｌは、図４に示したように、Ｃｕ添加鋼の耐酸化性を向上するの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８に示したように、１．０ｍａｓｓ％を超えて添加すると、鋼が硬質化して加工性が低下し、ＳＵＳ４４４以上の加工性（Ｅｌ≧３１％）は得られなくなるほか、耐酸化性も却って低下してしまう。よって、Ａｌは０．２〜１．０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは、０．３〜１．０ｍａｓｓ％の範囲である。なお、加工性を重視する場合には０．３〜０．８ｍａｓｓ％とするのが好ましい。より好ましくは０．３〜０．５ｍａｓｓ％の範囲である。
【００４７】
また、Ａｌは、鋼に固溶し、固溶強化する元素でもあり、特に８００℃を超える温度での高温強度を上昇させる効果を有するため、本発明においては、高温疲労特性を向上するための重要元素である。前述したように、Ａｌの添加量がＳｉよりも多い場合、Ａｌは高温において優先的に酸化物や窒化物を形成して固溶量が減少するため、強化に寄与しなくなる。逆に、Ａｌの添加量がＳｉより少ない場合、Ｓｉが優先的に酸化し、鋼板表面に連続的に緻密な酸化物層を形成する。この酸化物層は、酸素や窒素の内方拡散の障壁となり、Ａｌを安定して固溶状態に保つことができるので、Ａｌの固溶強化により高温強度を高めて高温疲労特性を向上させることが可能となる。よって、本発明では、高温疲労特性を向上させるため、Ｓｉ（ｍａｓｓ％）≧Ａｌ（ｍａｓｓ％）を満たす必要がある。
【００４８】
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、靭性、成形性を確保する観点からは、できるだけ低減するのが好ましく、０．０１０ｍａｓｓ％未満とするのが望ましい。
【００４９】
Ｃｒ：１６〜２３ｍａｓｓ％
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２３ｍａｓｓ％を超えて添加すると、上記弊害が顕著となるので、上限は２３ｍａｓｓ％とする。よって、Ｃｒは、１６〜２３ｍａｓｓ％の範囲で添加する。好ましくは、１６〜２０ｍａｓｓ％の範囲である。
【００５０】
Ｃｕ：１．０〜２．５ｍａｓｓ％
Ｃｕは、図３に示したように、熱疲労特性の向上に非常に有効な元素であり、ＳＵＳ４４４と同等以上の熱疲労特性を得るには、Ｃｕを１．０ｍａｓｓ％以上添加する必要がある。しかし、２．５ｍａｓｓ％を超える添加は、熱処理後の冷却時にε−Ｃｕ相が析出し、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する。さらに重要なことは、Ｃｕの添加は、熱疲労特性を向上するものの、鋼自身の耐酸化性を却って低下し、総体的に見て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。
【００５１】
Ｎｂ：０．３〜０．６５ｍａｓｓ％
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。しかし、０．６５ｍａｓｓ％を超える添加は、Ｌａｖｅｓ相が析出しやすくなり、脆化を促進する。よって、Ｎｂは０．３〜０．６５ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは、０．４〜０．５５ｍａｓｓ％の範囲である。なお、靭性が必要な場合には０．４〜０．４９ｍａｓｓ％の範囲が好ましい。より好ましくは０．４〜０．４７ｍａｓｓ％の範囲である。
【００５２】
Ｔｉ：０．５ｍａｓｓ％以下
Ｔｉは、本発明のＡｌ添加鋼においては、耐酸化性の向上に極めて有効な元素であり、特に１０００℃を超える高温域で使用され、優れた耐酸化性が要求される鋼では必須の添加元素である。斯かる高温での耐酸化性を得るためには、具体的には、１０００℃でＳＵＳ４４４と同等以上の耐酸化性を得るためには、図９に示したように、Ｔｉは０．０１ｍａｓｓ％超え添加するのが好ましい。しかし、０．５ｍａｓｓ％を超える過剰な添加は、耐酸化性向上効果が飽和するほか、靭性の低下を招いて、例えば、熱延板焼鈍ラインで繰り返し受ける曲げ−曲げ戻しよって破断を起こしたりする等、製造性に悪影響を及ぼすようになる。よって、Ｔｉの上限は０．５ｍａｓｓ％とする。
【００５３】
ところで、自動車エンジンの排気系部材などに使用される従来の鋼材では、高温に曝された際、部材表面に生成したスケールの剥離によってエンジン機能に障害が生じることがある。このようなスケール剥離に対しても、Ｔｉの添加は極めて有効であり、Ｔｉを０．１５ｍａｓｓ％超え添加することで、１０００℃以上の高温域でのスケール剥離を著しく低減することができる。したがって、スケール剥離が問題となるような用途に用いられる鋼材には、Ｔｉを０．１５ｍａｓｓ％超え０．５ｍａｓｓ％以下の範囲で添加するのが好ましい。
【００５４】
Ｔｉの添加によって、Ａｌ添加鋼の耐酸化性が向上する理由はまだ十分に解明されていないが、鋼中に添加されたＴｉは、高温でＮと結合し、ＡｌがＮと結合してＡｌＮとなって析出するのを抑制するため、フリーなＡｌが増加し、このフリーなＡｌとＯとが結合して前述した鋼板表面に生成した緻密なＳｉ酸化物層と母材部の界面にＡｌ酸化物（Ａｌ２Ｏ３）が形成されるようになる。その結果、上記Ｓｉ酸化物層とＡｌ酸化物の２重構造によって鋼板内部にＯが侵入するのが阻止され、耐酸化性が向上するものと考えられる。
【００５５】
また、Ｔｉは、Ｎｂと同様、Ｃ，Ｎを固定して、耐食性や成形性を向上し、溶接部の粒界腐食を防止する元素でもある。しかし、上記Ｔｉの効果は、Ｎｂを添加している本発明の成分系では、０．０１ｍａｓｓ％を超えると飽和してしまう。また、Ｔｉの添加は、固溶硬化によって鋼の硬質化を招いたり、Ｎｂと比べてＮと結合しやすいＴｉは、粗大なＴｉＮを形成して、亀裂の起点となり、靭性の低下を招いたりする。そのため、耐食性や成形性、溶接部の耐粒界腐食性が重視され、より高温（例えば１０００℃以上）での耐酸化性が特に要求されない用途や、靭性が特に要求される用途に用いる鋼には、Ｔｉは積極的に添加する必要がなく、むしろ、できる限り低減するのが好ましい。したがって、斯かる用途に用いる場合には、Ｔｉは０．０１ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。
【００５６】
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。
【００５７】
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。
【００５８】
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：０．００３ｍａｓｓ％以下
Ｂは、鋼の加工性、特に２次加工性を向上させるのに有効な元素である。この効果は、０．０００５ｍａｓｓ％以上の添加で得ることができるが、０．００３ｍａｓｓ％を超える多量の添加は、ＢＮを生成して加工性を低下させる。よって、Ｂを添加する場合は、０．００３ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．００１０〜０．００３ｍａｓｓ％の範囲である。
【００５９】
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、耐酸化性を向上する元素であり、本発明では、必要に応じて添加することができる。その効果を得るためには、それぞれ、０．０１ｍａｓｓ％以上、０．００５０ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、ＲＥＭの０．０８０ｍａｓｓ％を超える添加は、鋼を脆化させ、また、Ｚｒの０．５０ｍａｓｓ％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およびＺｒを添加する場合は、それぞれ０．０８ｍａｓｓ％以下、０．５ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。
【００６０】
Ｖ：０．５ｍａｓｓ％以下
Ｖは、鋼の加工性向上に有効な元素であるとともに、耐酸化性の向上にも有効な元素である。それらの効果は、０．１５ｍａｓｓ％以上で顕著となる。しかし、０．５ｍａｓｓ％を超える過剰な添加は、粗大なＶ（Ｃ，Ｎ）の析出を招き、表面性状を低下させる。よって、Ｖを添加する場合は、０．１５〜０．５ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。より好ましくは、０．１５〜０．４ｍａｓｓ％の範囲である。
【００６１】
また、Ｖは、鋼の靭性向上にも有効な元素であり、特に、図１０に示したように、１０００℃以上の耐酸化性が求められる用途に用いられるＴｉ添加鋼では、靭性の向上に極めて有効である。この効果は、０．０１ｍａｓｓ％以上の添加で得られるが、０．５ｍａｓｓ％を超える添加は却って靭性を損ねるようになる。よって、靭性が求められる用途に用いられるＴｉ添加鋼では、Ｖは０．０１〜０．５ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。
【００６２】
なお、Ｔｉ添加鋼における上記Ｖの靭性向上効果は、鋼中に析出するＴｉＮのＴｉの一部がＶと置き換わることによって、成長速度が遅い（Ｔｉ，Ｖ）Ｎとして析出するようになることで、靭性低下の原因となる粗大な窒化物の析出が抑制されるためと考えられる。
【００６３】
Ｃｏ：０．５ｍａｓｓ％以下
Ｃｏは、鋼の靭性向上に有効な元素である。その効果を得るためには、０．００５０ｍａｓｓ％以上の添加が好ましい。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だけである。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、０．０１〜０．２ｍａｓｓ％の範囲である。なお、優れた冷延板の靭性が必要とされる場合には、０．０２〜０．２ｍａｓｓ％とするのが好ましい。
【００６４】
Ｎｉ：０．５ｍａｓｓ％以下
Ｎｉは、鋼の靭性を向上させる元素である。その効果を得るためには、０．０５ｍａｓｓ％以上の添加が好ましい。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。なお、Ｎｉは、原料として使用するスクラップや合金成分によっては、意図せずに、０．１０〜０．１５ｍａｓｓ％程度が不可避的に混入してしまうことがある。
【００６５】
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、電気炉等公知の溶解炉で鋼を溶製し、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鋼とし、次いで、連続鋳造法あるいは造塊−分塊圧延法で鋼片（スラブ）とし、その後、熱間圧延、熱延板焼鈍、酸洗、冷間圧延、仕上焼鈍、酸洗等の各工程を経て冷延焼鈍板とする製造工程で製造することができる。上記冷間圧延は、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延としてもよく、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、熱延板焼鈍は省略してもよく、鋼板の表面光沢や粗度調整が要求される場合には、冷延後あるいは仕上焼鈍後、スキンパス圧延を施してもよい。
【００６６】
上記製造方法における、好ましい製造条件について説明する。
鋼を溶製する製鋼工程は、転炉あるいは電気炉等で溶解した鋼をＶＯＤ法等により二次精錬し、上記必須成分および必要に応じて添加される成分を含有する鋼とするのが好ましい。溶製した溶鋼は、公知の方法で鋼素材とすることができるが、生産性および品質面からは、連続鋳造法によるのが好ましい。鋼素材は、その後、好ましくは１０００〜１２５０℃に加熱され、熱間圧延により所望の板厚の熱延板とされる。もちろん、板材以外に熱間加工することもできる。上記熱延板は、その後、必要に応じて６００〜８００℃の温度でバッチ焼鈍あるいは９００〜１１００℃の温度で連続焼鈍を施した後、酸洗等により脱スケールし、熱延製品とするのが好ましい。なお、必要に応じて、酸洗前にショットブラストしてスケール除去してもよい。
【００６７】
さらに、上記熱延焼鈍板を、冷間圧延等の工程を経て冷延製品としてもよい。この場合の冷間圧延は、１回でもよいが、生産性や要求品質上の観点から中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延としてもよい。１回または２回以上の冷間圧延の総圧下率は６０％以上が好ましく、より好ましくは７０％以上である。冷間圧延した鋼板は、その後、好ましくは９００〜１１５０℃、さらに好ましくは９５０〜１１２０℃の温度で連続焼鈍（仕上焼鈍）し、酸洗し、冷延製品とするのが好ましい。さらに用途によっては、仕上焼鈍後、スキンパス圧延等を施して、鋼板の形状や表面粗度、材質調整を行ってもよい。
【００６８】
上記のようにして得た熱延製品あるいは冷延製品は、その後、それぞれの用途に応じて、切断や曲げ加工、張出し加工、絞り加工等の加工を施して、自動車やオートバイの排気管、触媒外筒材、火力発電プラントの排気ダクトあるいは燃料電池関連部材、例えばセパレータ、インタコネクター、改質器等に成形される。これらの部材を溶接する方法は、特に限定されるものではなく、ＭＩＧ（Ｍｅｔａｌ  Ｉｎｅｒｔ  Ｇａｓ）、ＭＡＧ（Ｍｅｔａｌ  Ａｃｔｉｖｅ  Ｇａｓ）、ＴＩＧ（Ｔｕｎｇｓｔｅｎ  Ｉｎｅｒｔ  Ｇａｓ）等の通常のアーク溶接や，スポット溶接、シーム溶接等の抵抗溶接、および電縫溶接などの高周波抵抗溶接、高周波誘導溶接等を適用することができる。
【実施例１】
【００６９】
表１−１および表１−２に示したＮｏ．１〜３４の成分組成を有する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、この冷延焼鈍板を下記２種類の耐酸化性試験および高温疲労試験に供した。なお、参考として、ＳＵＳ４４４（Ｎｏ．３５）および特許文献２〜７に開示された発明鋼や比較鋼と同じ成分組成を有する鋼（Ｎｏ．３６〜４１）についても、上記と同様にして冷延焼鈍板を作製し、評価試験に供した。
【００７０】
＜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℃または１０００℃に加熱保持し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。なお、１０００℃における大気中連続酸化試験においては、酸化増量に剥離したスケール分を含めて、以下のように評価した。
×：異常酸化（酸化増量≧１００ｇ／ｍ２）が発生したもの
△：異常酸化は発生しないが、スケール剥離が生じたもの
○：異常酸化もスケール剥離も発生しなかったもの
＜水蒸気雰囲気中連続酸化試験＞
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、脱脂し、その後、１０ｖｏｌ％ＣＯ２−２０ｖｏｌ％Ｈ２Ｏ−５ｖｏｌ％Ｏ２−残部Ｎ２からなる混合ガスを０．５Ｌ／ｍｉｎで流して水蒸気含有雰囲気とした９５０℃に加熱された炉中に３００時間保持する酸化試験に供した。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。
＜高温疲労試験＞
上記のようにして得た各種冷延焼鈍板から、図６に示した形状、寸法の試験片を切り出して、８５０℃において鋼板表面に７５ＭＰａの曲げ応力（両振り）を１３００Ｈｚで負荷するシェンク式疲労試験を行い、破断までの振動サイクル数（疲労寿命）を測定し、高温疲労特性を評価した。
＜室温引張試験＞
上記の板厚２ｍｍの各種冷延焼鈍板から、圧延方向（Ｌ方向）、圧延方向に直角方向（Ｃ方向）および圧延方向に４５°方向（Ｄ方向）のそれぞれを引張方向とするＪＩＳ１３Ｂ号引張試験片を作製し、室温で各方向の引張試験を行って破断伸びを測定し、平均伸びＥｌを下記式から求めた。
平均伸びＥｌ（％）＝（ＥＬ＋２ＥＤ＋ＥＣ）／４
ここで、ＥＬ：Ｌ方向のＥｌ（％）、ＥＤ：Ｄ方向のＥｌ（％）、ＥＣ：Ｃ方向のＥｌ（％）
【００７１】
【表１−１】
2011140709.tif 000003
【００７２】
【表１−２】
2011140709.tif 000004
【実施例２】
【００７３】
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後、このシートバーを鍛造し、３５ｍｍ角の各棒とし、１０３０℃の温度で焼鈍後、機械加工し、図１に示した形状、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、参考として、ＳＵＳ４４４および特許文献２〜７に開示された発明鋼や比較鋼の成分組成を有する鋼についても、上記と同様にして試験片を作製し、熱疲労試験に供した。
【００７４】
＜熱疲労試験＞
熱疲労試験は、図２に示したように、上記試験片を拘束率０．３５で拘束しながら、１００℃と８５０℃の間で昇温・降温を繰り返す条件で行った。この際の昇温速度および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。なお、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（図１参照）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る最初のサイクル数とした。
【００７５】
上記実施例１の９５０℃および１０００℃での大気中連続酸化試験、９５０℃での水蒸気雰囲気中連続酸化試験、高温疲労試験および室温引張試験の結果、ならびに、実施例２の熱疲労試験の結果を表２にまとめて示した。表２から明らかなように、本発明の成分組成に適合した発明例の鋼（Ｎｏ．１〜１５）は、いずれもＳＵＳ４４４（Ｎｏ．３５）と同等以上の９５０℃における耐酸化性と耐熱疲労特性、耐高温疲労特性および室温伸びを有しており、本発明の目標を満たしている。さらに、１０００℃での大気中連続酸化試験結果に関しては、Ｔｉを０．０１ｍａｓｓ％超え０．１５ｍａｓｓ％以下の範囲で含有させた発明例の鋼（Ｎｏ．９，１２，１３）では、ＳＵＳ４４４（Ｎｏ．３５）と同等であり、Ｔｉを０．１５ｍａｓｓ％超え含有させた発明例の鋼（Ｎｏ．１０，１１，１４，１５）では、より良い結果を示した。これに対して、本発明の範囲を外れる比較例の鋼（Ｎｏ．１６〜３４）あるいは先行技術の参考例の鋼（Ｎｏ．３６〜４１）は、９５０℃における耐酸化特性と耐熱疲労特性、耐高温疲労特性のすべての特性において優れるものはなく、本発明の目標が達成されていない。
【００７６】
【表２】
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【産業上の利用可能性】
【００７７】
本発明のフェライト系ステンレス鋼は、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】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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