(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、炭素（Ｃ）０．０２％以下、窒素（Ｎ）０．０２％以下、シリコン（Ｓｉ）１．０％以下、マンガン（Ｍｎ）１．２０％以下、リン（Ｐ）０．０５％以下、クロム（Ｃｒ）１０．０〜２５．０％、モリブデン（Ｍｏ）０．５〜２．０％、チタン（Ｔｉ）０．０１〜０．３０％、ニオブ（Ｎｂ）０．３０〜０．７０％を含み、残部が鉄（Ｆｅ）及びその他不可避な不純物からなるフェライト系ステンレス鋼において、
前記フェライト系ステンレス鋼は、ニオブ（Ｎｂ）ラーベス相（ｌａｖｅｓ  ｐｈａｓｅ）析出物と、ニオブ（Ｎｂ）と炭素（Ｃ）又は窒素（Ｎ）を含む析出物を含み、前記析出物は、結晶粒界から１μｍ以内の領域に３０〜７０％分布し、前記析出物の平均粒子サイズが０．５μｍ以下であることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼。
【請求項２】
前記ニオブ（Ｎｂ）及び前記チタン（Ｔｉ）の質量比であるニオブ（Ｎｂ）／チタン（Ｔｉ）は、２〜１０であ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】
前記ニオブ（Ｎｂ）ラーベス相析出物は、Ｆｅ２Ｎｂ、ＦｅＣｒＮｂ、Ｃｒ２Ｎｂよりなるグループから選択されるいずれか一つ以上を含む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４】
前記ニオブ（Ｎｂ）と炭素（Ｃ）又は窒素（Ｎ）を含む析出物は、窒化ニオブ（ｎｉｏｂｉｕｍ  ｎｉｔｒｉｄｅ、ＮｂＮ）、炭化ニオブ（ｎｉｏｂｉｕｍ  ｃａｒｂｉｄｅ、ＮｂＣ）、炭窒化ニオブ（ｎｉｏｂｉｕｍ  ｃａｒｂｏｎｉｔｒｉｄｅ、ＮｂＣＮ）よりなるグループから選択されるいずれか一つ以上を含む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５】
前記析出物の平均粒子サイズが０．３５μｍ以下であ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６】
前記ニオブ（Ｎｂ）と炭素（Ｃ）又は窒素（Ｎ）を含む析出物の全体質量に対して、前記ニオブ（Ｎｂ）と炭素（Ｃ）又は窒素（Ｎ）を含む析出物内のニオブ（Ｎｂ）の質量は、３０％未満であ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７】
前記フェライト系ステンレス鋼は、９００℃で引張強度が３０ＭＰａ以上であ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８】
前記フェライト系ステンレス鋼は、５０％拘束率で２００〜９００℃の温度区間で熱疲労サイクルが５００回以上であ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９】
請求項１乃至８に記載されたフェライト系ステンレス鋼を製造する方法であって
質量％で、炭素（Ｃ）０．０２％以下、窒素（Ｎ）０．０２％以下、シリコン（Ｓｉ）１
．０％以下、マンガン（Ｍｎ）１．２０％以下、リン（Ｐ）０．０５％以下、クロム（Ｃ
ｒ）１０．０〜２５．０％、モリブデン（Ｍｏ）０．５〜２．０％、チタン（Ｔｉ）０．
０１〜０．３０％、ニオブ（Ｎｂ）０．３０〜０．７０％を含み、残部が鉄（Ｆｅ）及び
その他不可避な不純物からなるステンレス鋼を１，１００〜１，３００℃に再加熱する段
階と、
前記ステンレス鋼を複数回粗圧延する段階と、
前記ステンレス鋼を仕上げ圧延する段階と、を含むフェライト系ステンレス鋼の製造方法
において、
前記粗圧延する段階で、最終２回の粗圧延は、総圧下率５０％以上で行い、
前記粗圧延の後、前記仕上げ圧延の前に、下記式（１）の時間保持されることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
８，０００／（再加熱温度−１，０００）＜時間（秒）＜１２０………式（１）
【請求項１０】
前記ニオブ（Ｎｂ）及び前記チタン（Ｔｉ）の質量比であるニオブ（Ｎｂ）／チタン（Ｔ
ｉ）は、２〜１０であることを特徴とする請求項９に記載のフェライト系ステンレス鋼の
製造方法。
【請求項１１】
前記仕上げ圧延する段階の後、巻き取る段階をさらに含み、巻取温度は、５００〜７００℃であることを特徴とする請求項９に記載のフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、フェライト系ステンレス鋼及びその製造方法に係り、より詳しくは、合金成分及び製造方法の制御によってステンレス鋼内の析出物の分布及び成分を調節し、高温強度及び熱疲労特性等の高温特性を改善したフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
ステンレス鋼のうち特にフェライト系ステンレス鋼は、自動車排気系部品、建築資材、キッチン容器、家電製品等に広く使用されている。特に、自動車排気系部品のうち排気マニホールド（ｅｘｈａｕｓｔ  ｍａｎｉｆｏｌｄ）は、７００℃以上の高温の排気ガスに直接露出する環境において長時間の稼動環境で非常に高い安全性が要求される。したがって、従来、高温特性を改善する合金成分及び製造方法に関する多くの研究が行われて来た。
高温特性を向上させる元素であるＭｏ、Ｎｂ、Ｗ等の合金の影響に関する研究は数多くなされているが、実質的に高温でフェライト系ステンレス鋼の内部に発生する結晶粒と析出物が高温特性に及ぼす影響に関する研究は、足りない状態であり、
次第に高性能化されている排気マニホールド（Ｅｘｈａｕｓｔ  Ｍａｎｉｆｏｌｄ）用素材への適用のために、前記フェライト系ステンレス鋼の内部に発生する結晶粒と析出物に関する合金成分及び製造条件の最適化が要求されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】韓国公開特許第１０−２００６−０００７４４１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
本発明の目的とするところは、フェライト系ステンレス鋼の合金成分の制御、そしてフェライト系ステンレス鋼内の析出物の分布及び成分の調節による高温強度及び熱疲労特性等の高温特性が改善されたフェライト系ステンレス鋼を提供することである。
また、ステンレス鋼の再加熱、粗圧延及び仕上げ圧延工程の制御を利用したフェライト系ステンレス鋼の製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
本発明によるフェライト系ステンレス鋼は、質量％で、炭素（Ｃ）０．０２％以下、窒素
（Ｎ）０．０２％以下、シリコン（Ｓｉ）１．０％以下、マンガン（Ｍｎ）１．２０％以
下、リン（Ｐ）０．０５％以下、クロム（Ｃｒ）１０．０〜２５．０％、モリブデン（Ｍ
ｏ）０．５〜２．０％、チタン（Ｔｉ）０．０１〜０．３０％、ニオブ（Ｎｂ）０．３０
〜０．７０％を含み、残部が鉄（Ｆｅ）及びその他不可避な不純物からなる。前記フェラ
イト系ステンレス鋼は、ニオブ（Ｎｂ）ラーベス相（ｌａｖｅｓ  ｐｈａｓｅ）析出物と
、ニオブ（Ｎｂ）と炭素（Ｃ）又は窒素（Ｎ）を含む析出物を含み、前記析出物は、結晶
粒界から１μｍ以内の領域に３０〜７０％分布し、前記析出物の平均粒子サイズが０．５
μｍ以下であることを特徴とする。
【０００６】
前記ニオブ（Ｎｂ）及び前記チタン（Ｔｉ）の質量比であるニオブ（Ｎｂ）／チタン（Ｔ
ｉ）は、２〜１０であることを特徴とする。
【０００７】
前記前記ニオブ（Ｎｂ）ラーベス相析出物は、Ｆｅ２Ｎｂ、ＦｅＣｒＮｂ、Ｃｒ２Ｎｂよりなるグループから選択されるいずれか一つ以上を含むことを特徴とする。
【０００８】
前記ニオブ（Ｎｂ）と炭素（Ｃ）又は窒素（Ｎ）を含む析出物は、窒化ニオブ（ｎｉｏｂｉｕｍ  ｎｉｔｒｉｄｅ、ＮｂＮ）、炭化ニオブ（ｎｉｏｂｉｕｍ  ｃａｒｂｉｄｅ、ＮｂＣ）、炭窒化ニオブ（ｎｉｏｂｉｕｍ  ｃａｒｂｏｎｉｔｒｉｄｅ、ＮｂＣＮ）よりなるグループから選択されるいずれか一つ以上を含むことを特徴とする。
【０００９】
前記析出物の平均粒子サイズが０．３５μｍ以下であることを特徴とする。
【００１０】
前記ニオブ（Ｎｂ）と炭素（Ｃ）又は窒素（Ｎ）を含む析出物の全体質量に対して、前記ニオブ（Ｎｂ）と炭素（Ｃ）又は窒素（Ｎ）を含む析出物内のニオブ（Ｎｂ）の質量は、３０％未満であることを特徴とする。
【００１１】
前記フェライト系ステンレス鋼は、９００℃で引張強度が３０ＭＰａ以上であることを特徴とする。
【００１２】
前記フェライト系ステンレス鋼は、５０％拘束率で２００〜９００℃の温度区間で熱疲労サイクルが５００回以上であることを特徴とする。
【００１３】
また、本発明は、質量％で、炭素（Ｃ）０．０２％以下、窒素（Ｎ）０．０２％以下、シ
リコン（Ｓｉ）１．０％以下、マンガン（Ｍｎ）１．２０％以下、リン（Ｐ）０．０５％
以下、クロム（Ｃｒ）１０．０〜２５．０％、モリブデン（Ｍｏ）０．５〜２．０％、チ
タン（Ｔｉ）０．０１〜０．３０％、ニオブ（Ｎｂ）０．３０〜０．７０％を含み、残部
が鉄（Ｆｅ）及びその他不可避な不純物からなるステンレス鋼を１，１００〜１，３００
℃に再加熱する段階と、前記ステンレス鋼を複数回粗圧延する段階と、前記ステンレス鋼
を仕上げ圧延する段階とを含み、
前記粗圧延する段階で、最終２回の粗圧延は、総圧下率５０％以上で行い、前記粗圧延の
後、前記仕上げ圧延の前に、下記式（１）の時間保持されることを特徴とする。
８，０００／（再加熱温度−１，０００）＜時間（秒）＜１２０………式（１）
【００１４】
前記ニオブ（Ｎｂ）及び前記チタン（Ｔｉ）の質量比であるニオブ（Ｎｂ）／チタン（Ｔ
ｉ）は、２〜１０であることを特徴とする。
【００１５】
前記仕上げ圧延する段階の後に、巻き取る段階をさらに含み、巻取温度は、５００〜７００℃であることを特徴とする。
【発明の効果】
【００１６】
本発明のフェライト系ステンレス鋼によれば、ステンレス鋼の組成、ステンレス鋼内の析出物のサイズ及び分布等を調節し、微細析出物が高温で結晶粒界を固定し、結晶粒界滑り及び電位の速い移動を抑制し、高温強度及び熱疲労特性等の高温特性を改善させることができる。
また、フェライト系ステンレス鋼を製造する工程において、再加熱、粗圧延及び仕上げ圧延工程を制御することによって、結晶粒の粗大化を防止し、結晶粒に隣接する領域に微細析出物が分布するように制御できる。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】本発明の一実施例によるステンレス鋼を透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて撮影した写真である。
【図２】、比較例によるステンレス鋼を透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて撮影した写真である。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
本発明の一実施例によるフェライト系ステンレス鋼は、質量％で、炭素（Ｃ）０．０２％
以下、窒素（Ｎ）０．０２％以下、シリコン（Ｓｉ）１．０％以下、マンガン（Ｍｎ）１
．２０％以下、リン（Ｐ）０．０５％以下、クロム（Ｃｒ）１０．０〜２５．０％、モリ
ブデン（Ｍｏ）０．５〜２．０％、チタン（Ｔｉ）０．０１〜０．３０％、ニオブ（Ｎｂ
）０．３０〜０．７０％を含み、残部が鉄（Ｆｅ）及びその他不可避な不純物からなる。
前記フェライト系ステンレス鋼は、ニオブ（Ｎｂ）ラーベス相（ｌａｖｅｓ  ｐｈａｓｅ
）析出物と、ニオブ（Ｎｂ）と炭素（Ｃ）又は窒素（Ｎ）を含む析出物を含み、前記析出
物は、結晶粒界から１μｍ以内の領域に３０〜７０％分布し、前記析出物の平均粒子サイ
ズが０．５μｍ以下である。
以下、本発明の実施例を添付図面を参照して詳しく説明する。
【００１９】
フェライト系ステンレス鋼
本発明の一実施例によれば、フェライト系ステンレス鋼は、質量％で、炭素（Ｃ）０．０
２％以下、窒素（Ｎ）０．０２％以下、シリコン（Ｓｉ）１．０％以下、マンガン（Ｍｎ
）１．２０％以下、リン（Ｐ）０．０５％以下、クロム（Ｃｒ）１０．０〜２５．０％、
モリブデン（Ｍｏ）０．５〜２．０％、チタン（Ｔｉ）０．０２〜０．３０％、ニオブ（
Ｎｂ）０．３０〜０．７０％を含み、残部が鉄（Ｆｅ）及びその他不可避な不純物からな
る。
炭素（Ｃ）の量は、０．０２％以下である。より好ましくは、炭素の量は、０．０００５
％〜０．０２％である。炭素（Ｃ）の量が０．０００５％未満であれば、高純度の製品を
作るための精錬価格が高くなり、炭素（Ｃ）の量が０．０２％を超過すると、素材の不純
物が増加し、延伸率と加工硬化指数（ｎ値）が劣り、延性−脆性遷移温度（ＤＢＴＴ）が
上昇し、衝撃特性が悪くなる。
【００２０】
窒素（Ｎ）の量は、０．０２％以下である。より好ましくは、窒素（Ｎ）の量は０．００５％〜０．０２％である。窒素（Ｎ）の量が０．００５％未満であれば、ＴｉＮ晶出が低くなり、スラブの等軸晶率が低くなり、窒素（Ｎ）の量が０．０２％を超過すると、素材の不純物が増加し、延伸率が劣り、延性−脆性遷移温度（ＤＢＴＴ）が上昇し、衝撃特性が悪くなる。
シリコン（Ｓｉ）の量は、１．０％以下である。より好ましくは、シリコン（Ｓｉ）の量は、０．０１％〜１．０％である。シリコン（Ｓｉ）の量が０．０１％未満であれば、精錬価格が高くなる問題があり、シリコン（Ｓｉ）の量が１．０％を超過すると、素材の不純物が増加し、延伸率と加工硬化指数（ｎ値）が劣り、Ｓｉ系介在物が増加し、加工性が悪くなる。
マンガン（Ｍｎ）の量は、１．２０％以下である。より好ましくは、マンガン（Ｍｎ）の量は、０．０１％〜１．２０％以下である。マンガン（Ｍｎ）の量が０．０１％未満であれば、精錬価格が高くなる問題があり、マンガン（Ｍｎ）の量が１．２％を超過すると、素材の不純物が増加し、延伸率が劣る問題がある。
【００２１】
リン（Ｐ）の量は、０．０５％以下である。より好ましくは、リン（Ｐ）の量は、０．００１％〜０．０５％である。リン（Ｐ）の量が０．００１％未満であれば、精錬価格が高くなる問題があり、リン（Ｐ）の量が０．０５％を超過すると、素材の不純物が増加し、延伸率と加工硬化指数（ｎ値）が劣る問題がある。
硫黄（Ｓ）の量は、０．００５％以下である。より好ましくは、硫黄（Ｓ）の量は、０．０００１％〜０．００５％である。硫黄（Ｓ）の量が０．０００１％未満であれば、精錬価格が高くなる問題があり、硫黄（Ｓ）の量が０．００５％を超過すると、耐食性が悪くなる問題がある。
クロム（Ｃｒ）の量は、１０．０〜２５．０％である。クロム（Ｃｒ）の量が１０．０％未満であれば、耐食性及び耐酸化性が悪くなる問題があり、クロム（Ｃｒ）の量が２５．０％を超過すると、延伸率が劣り、熱延スティキング（ｓｔｉｃｋｉｎｇ）欠陥が発生する問題がある。
ニッケル（Ｎｉ）の量は、０．０１〜０．５０％である。ニッケル（Ｎｉ）の量が０．０１％未満であれば、精錬価格が高くなる問題があり、ニッケル（Ｎｉ）の量が０．５０％を超過すると、素材の不純物が増加し、延伸率が劣る問題がある。
【００２２】
モリブデン（Ｍｏ）の量は、０．５〜２．０％である。モリブデン（Ｍｏ）の量が０．５
％未満であれば、素材内に固溶されるモリブデン（Ｍｏ）の量があまり少ないため、素材
の高温強度及び熱疲労特性劣化と異常酸化発生確率が高くなり、モリブデン（Ｍｏ）の量
が２．０％を超過すると、衝撃特性が劣り、加工時に破断発生危険が大きくなり、素材の
コストが上昇する。
チタン（Ｔｉ）の量は、０．０１〜０．３０％である。チタン（Ｔｉ）の量が０．０１％
未満であれば、不純物極低精錬のための費用が多くかかり、チタン（Ｔｉ）の量が０．３
％を超過すると、Ｔｉ系酸化物の増加により連続鋳造スラブの製造時にノズルに目詰まり
が発生する問題がある。
ニオブ（Ｎｂ）の量は、０．３０〜０．７０％である。ニオブ（Ｎｂ）の量が０．３０％
未満であれば、素材内に固溶されるＮｂが少ないため、素材の高温強度が劣る問題があり
、ニオブ（Ｎｂ）の量が０．７０％を超過すると、Ｎｂ系析出物と固溶量が過度に増加し
、延伸率と衝撃特性が悪くなる問題がある。
例えば、ニオブ（Ｎｂ）／チタン（Ｔｉ）の質量比であるニオブ（Ｎｂ）／チタン（Ｔｉ
）は、２〜１０である。
【００２３】
特に、チタン（Ｔｉ）とニオブ（Ｎｂ）は、素材の高温物性を確保するに重要な元素であって、二つの元素の添加比率によって内部析出物の量及び分布等に影響を及ぼし、最終的に、素材の高温引張強度及び熱疲労特性に影響を及ぼす。
ニオブ（Ｎｂ）／チタン（Ｔｉ）が２未満である場合には、チタン（Ｔｉ）の量が相対的にあまりにも多いため、粗大なチタン（Ｔｉ）を含む析出物が析出し、その周辺に大部分のニオブ（Ｎｂ）がニオブ（Ｎｂ）と炭素（Ｃ）又は窒素（Ｎ）を含む析出物として析出し、前記ニオブ（Ｎｂ）と炭素（Ｃ）又は窒素（Ｎ）を含む析出物内のニオブ（Ｎｂ）の質量が３０％以上である場合、微細なサイズを有するニオブ（Ｎｂ）ラーベス相（ｌａｖｅｓ  ｐｈａｓｅ）析出物の量が減少し、これにより、高温強度及び熱疲労特性が劣る。
ニオブ（Ｎｂ）／チタン（Ｔｉ）が１０超である場合、チタン（Ｔｉ）の量が相対的にあまり少なくて、ニオブ（Ｎｂ）の量が相対的にあまりにも多いため、大部分のニオブ（Ｎｂ）が前記ニオブ（Ｎｂ）と炭素（Ｃ）又は窒素（Ｎ）を含む析出物として析出され、微細なサイズを有する前記ニオブ（Ｎｂ）ラーベス相（ｌａｖｅｓ  ｐｈａｓｅ）析出物の量が減少し、高温強度及び熱疲労特性が劣る。
【００２４】
例えば、前記フェライト系ステンレス鋼は、前記ニオブ（Ｎｂ）ラーベス相（ｌａｖｅｓ  ｐｈａｓｅ）析出物と、前記ニオブ（Ｎｂ）と炭素（Ｃ）又は窒素（Ｎ）を含む析出物と、前記チタン（Ｔｉ）を含む析出物と、を含む。
前記ニオブ（Ｎｂ）ラーベス相析出物は、Ｆｅ２Ｎｂ、ＦｅＣｒＮｂ、Ｃｒ２Ｎｂよりなるグループから選択されるいずれか一つ以上を含む。ラーベス相（ｌａｖｅｓ  ｐｈａｓｅ）の組成は、Ａ２Ｂ型で稠密充填構造を有する金属間化合物である。前記ニオブ（Ｎｂ）ラーベス相析出物の粒子サイズは、０．２μｍ未満であって、相対的に微細なサイズを有する。
前記炭素（Ｃ）又は窒素（Ｎ）を含む析出物は、窒化ニオブ（ｎｉｏｂｉｕｍ  ｎｉｔｒｉｄｅ、ＮｂＮ）、炭化ニオブ（ｎｉｏｂｉｕｍ  ｃａｒｂｉｄｅ、ＮｂＣ）、炭窒化ニオブ（ｎｉｏｂｉｕｍ  ｃａｒｂｏｎｉｔｒｉｄｅ、ＮｂＣＮ）よりなるグループから選択されるいずれか一つ以上を含むことができる。前記炭素（Ｃ）又は窒素（Ｎ）を含む析出物の粒子サイズは、０．５μｍ内外のサイズを有する。
【００２５】
前記チタン（Ｔｉ）を含む析出物は、窒化チタン（ｔｉｔａｎｉｕｍ  ｎｉｔｒｉｄｅ、
ＴｉＮ）、炭化チタン（ｔｉｔａｎｉｕｍ  ｃａｒｂｉｄｅ、ＴｉＣ）、炭窒化チタン（
ｔｉｔａｎｉｕｍ  ｃａｒｂｏｎｉｔｒｉｄｅ、ＴｉＣＮ）、ニオブチタン（ｎｉｏｂｉ
ｕｍ  ｔｉｔａｎｉｕｍ、ＮｂＴｉ）よりなるグループから選択されたいずれか一つ以上
を含む。前記チタン（Ｔｉ）を含む析出物の粒子サイズは、１〜２μｍ内外の相対的に粗
大なサイズを有する。
したがって、ニオブ（Ｎｂ）／チタン（Ｔｉ）が２〜１０の質量比で添加されたとき、素
材内部の前記析出物の平均粒子サイズが０．５μｍ以下になり、粗大な析出物の生成を抑
制できる。より好ましくは、前記析出物の平均粒子サイズが０．３５μｍ以下である。
【００２６】
また、前記析出物は、結晶粒界（ｇｒａｉｎ  ｂｏｕｎｄａｒｙ）から１μｍ以内の領域に３０〜７０％分布する。このように、前記析出物が結晶粒界から１μｍ以内の領域に分布し、高温で結晶粒界を固定（ｐｉｎｎｉｎｇ）する役目をすることができ、高温で発生する結晶粒界滑り（ｇｒａｉｎ  ｂｏｕｎｄａｒｙ  ｓｌｉｄｉｎｇ、ＧＢＳ）及び電位の速い移動を抑制し、高温強度及び熱疲労特性を向上させることができる。
例えば、前記ニオブ（Ｎｂ）と炭素（Ｃ）又は窒素（Ｎ）を含む析出物の全体質量に対して、前記ニオブ（Ｎｂ）と炭素（Ｃ）又は窒素（Ｎ）を含む析出物内のニオブ（Ｎｂ）の質量は、３０％未満である。前記ニオブ（Ｎｂ）と炭素（Ｃ）又は窒素（Ｎ）を含む析出物内のニオブ（Ｎｂ）質量が３０％以上である場合、微細なサイズを有するニオブ（Ｎｂ）ラーベス相（ｌａｖｅｓ  ｐｈａｓｅ）析出物の量が減少し、これにより、高温強度及び熱疲労特性が劣る。
【００２７】
例えば、チタン（Ｔｉ）の量が相対的にあまりにも多いか、又はニオブ（Ｎｂ）の量が相対的にあまりにも多い場合、大部分のニオブ（Ｎｂ）が前記ニオブ（Ｎｂ）と炭素（Ｃ）又は窒素（Ｎ）を含む析出物として析出し、前記ニオブ（Ｎｂ）と炭素（Ｃ）又は窒素（Ｎ）を含む析出物内のニオブ（Ｎｂ）質量が３０％以上になり、微細なサイズを有する前記ニオブ（Ｎｂ）ラーベス相（ｌａｖｅｓ  ｐｈａｓｅ）析出物の量が減少し、これにより、高温強度及び熱疲労特性が劣る。
前記のように、本発明の一実施例によるフェライト系ステンレス鋼は、９００℃で引張強度が３０ＭＰａ以上である。
また、前記フェライト系ステンレス鋼は、５０％拘束率で２００〜９００℃温度区間で熱疲労サイクルが５００回以上である。
【００２８】
以下、本発明の一実施例によるステンレス鋼を発明例により詳細に説明する。
本発明によるフェライト系ステンレス鋼（以下発明鋼）及び比較鋼の組成を下記表１に示
した。
【表１】
0006461363.tif 000002
表１に示す通り、発明鋼１〜３は、本発明の一実施例によるフェライト系ステンレス鋼の
組成を満足する。これに対し、比較鋼１は、モリブデン（Ｍｏ）の含量から外れ、比較鋼
２は、ニオブ（Ｎｂ）／チタン（Ｔｉ）の質量比から外れ、比較鋼３は、ニオブ（Ｎｂ）
の含量から外れ、比較鋼４は、ニオブ（Ｎｂ）／チタン（Ｔｉ）の質量比から外れる。
【００２９】
発明鋼乃至比較鋼の組成を有するステンレス鋼を後述する本発明の一実施例によるフェライト系ステンレス鋼の製造方法によって同一の条件下で製造し、これによる物性等を下記表２に示した。
【表２】
0006461363.tif 000003
図１は、本発明の一実施例によるステンレス鋼を透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて撮影した写真である。図２は、比較例によるステンレス鋼を透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて撮影した写真である。
【００３０】
図１及び図２と表１及び表２に示す通り、図１は、本発明の発明鋼１を透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて撮影した写真である。図２は、比較鋼２を透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて撮影した写真である。
図１には、結晶粒界に隣接して微細なサイズの微細析出物１０が分布し、このような微細析出物１０の平均粒子サイズは、０．５μｍ以下である。図２には、結晶粒界と関係なく、粗大析出物２０が分布し、このような粗大析出物２０の平均粒子サイズは、１μｍ内外である。
結論として、前記フェライト系ステンレス鋼の組成が、本発明の一実施例による組成を満足し、前記析出物の平均粒子サイズが０．５μｍ以下であり、前記析出物が結晶粒界から１μｍ以内の領域に３０〜７０％分布する場合、９００℃で引張強度が３０ＭＰａ以上であり、５０％拘束率で２００〜９００℃の温度区間で熱疲労サイクルが５００回以上である。したがって、本発明の一実施例によるフェライト系ステンレス鋼では高温強度及び熱疲労特性等の高温特性が改善される。
【００３１】
フェライト系ステンレス鋼の製造方法
本発明の一実施例によるフェライト系ステンレス鋼の製造方法によると、ニオブ（Ｎｂ）
ラーベス相（ｌａｖｅｓ  ｐｈａｓｅ）析出物と、ニオブ（Ｎｂ）と炭素（Ｃ）又は窒素
（Ｎ）を含む析出物を含み、前記析出物は、結晶粒界から１μｍ以内の領域に３０〜７０
％分布し、前記析出物の平均粒子サイズが０．５μｍ以下のフェライト系ステンレス鋼を
製造できる。
本発明の一実施例によるフェライト系ステンレス鋼の高温強度及び熱疲労特性を確保するためには、微細な析出物のサイズ及び分布を制御しなければならないが、これは、成分制御だけでなく、熱延工程の制御を必要とする。
前記フェライト系ステンレス鋼の製造方法によれば、質量％で、炭素（Ｃ）０．０２％以
下、窒素（Ｎ）０．０２％以下、シリコン（Ｓｉ）１．０％以下、マンガン（Ｍｎ）１．２０％以下、リン（Ｐ）０．０５％以下、クロム（Ｃｒ）１０．０〜２５．０％、モリブデン（Ｍｏ）０．５〜２．０％、チタン（Ｔｉ）０．０１〜０．３０％、ニオブ（Ｎｂ）０．３０〜０．７０％を含み、残部が鉄（Ｆｅ）及びその他不可避な不純物からなる溶鋼を利用してスラブ（ｓｌａｂ）を製造する。前記スラブを下記の条件によって、再加熱し、熱間粗圧延、熱間仕上げ圧延、巻取を行う。
【００３２】
前記スラブは、加熱炉で１，１００〜１，３００℃の温度で再加熱される。前記ステンレス鋼は、スラブ（ｓｌａｂ）の形態で用意され、前記スラブは、前記スラブの鋳造中に生成された粗大な析出を再分解するために、スラブの熱延再加熱温度を１，１００℃以上にし、内部結晶粒の粗大化を防止するためには、再加熱温度を１，３００℃以下にする。
その後、前記ステンレス鋼に複数回の熱間粗圧延を実施する。
前記粗圧延する段階で、最終２回の粗圧延は、総圧下率５０％以上で行い、前記ステンレス鋼を粗圧延した後、仕上げ圧延する前に、下記式（１）の時間保持される。
８，０００／（再加熱温度−１，０００）＜時間（秒）＜１２０………式（１）
最終２回の粗圧延は、総圧下率５０％以上で行い、結晶粒界内に微細な析出物を析出させる。
前記ステンレス鋼を粗圧延した後、仕上げ圧延をする前まで維持される時間を、８０００／（再加熱温度−１，０００）秒以上にして十分な再結晶時間を付与し、前記ステンレス鋼を粗圧延した後、仕上げ圧延をする前まで維持される時間を１２０秒以下に制御し、結晶粒の粗大化を防止する。
【００３３】
前記のような結晶粒の制御により結晶粒界に微細な析出物が生成されるサイト（ｓｉｔｅ）が得られ、結晶粒界から１μｍ以内の領域に微細なニオブ（Ｎｂ）ラーベス相析出物を生成させることができる。このように結晶粒界の周辺に生成された微細な析出物は、高温で結晶粒界を固定（ｐｉｎｎｉｎｇ）する役目をし、高温で発生する結晶粒界滑り（ｇｒａｉｎ  ｂｏｕｎｄａｒｙ  ｓｌｉｄｉｎｇ、ＧＢＳ）及び電位の速い移動を抑制し、高温強度及び熱疲労特性を向上させる役目をする。
その後、前記ステンレス鋼を仕上げ圧延する。
前記仕上げ圧延した前記ステンレス鋼を巻き取る。前記巻取温度は、５００〜７００℃である。前記熱延工程中に析出された析出物が粗大化しないように、巻取温度を７００℃以下に制御し、板形状及び表面品質のために５００℃以上に巻取温度を制御する。
【００３４】
以下、本発明の一実施例によるステンレス鋼の製造方法を実施例により詳細に説明する。
実施例１〜実施例３
発明鋼１〜発明鋼３の組成によってスラブをそれぞれ製造した後、加熱炉で１，２００℃の温度で再加熱した。その後、熱間粗圧延を行い、最終２回の粗圧延を総圧下率７０％で行った。粗圧延の後、仕上げ圧延の前まで発明鋼を６０秒間維持した。発明鋼を仕上げ圧延した後、冷却及び巻取を行い、この際、巻取温度は、５５０℃に維持した。
【００３５】
比較例１〜比較例３
発明鋼１〜発明鋼３の組成によってスラブをそれぞれ製造した後、加熱炉で１，０００℃の温度で再加熱した。その後、熱間粗圧延を行い、最終２回の粗圧延を総圧下率４０％で行った。粗圧延の後、連続的に仕上げ圧延、冷却及び巻取を行い、この際、巻取温度は、５５０℃に維持した。
【表３】
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表３に示す通り、本発明の一実施例によって製造されたフェライト系ステンレス鋼は、析出物が、結晶粒界から１μｍ以内の領域に３０〜７０％分布し、前記析出物の平均粒子サイズが０．５μｍ以下であり、これにより、高温で結晶粒界を固定し、結晶粒界滑り及び電位の速い移動を抑制し、高温強度及び熱疲労特性等の高温特性が改善されることが分かる。
【００３６】
以上、本発明に関する好ましい実施例を説明したが、本発明は前記実施形態に限定されるものではなく、本発明の属する技術分野を逸脱しない範囲での全ての変更が含まれる。
【産業上の利用可能性】
【００３７】
本発明の実施例によるフェライト系ステンレス鋼は、自動車排気系部品、建築資材、キッチン容器、家電製品等に適用可能である。
【図１】
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【図２】
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