(57)【要約】  耐酸化性と熱疲労特性に優れるフェライト系ステンレス鋼を提供すること。  質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．１％超え３．０％以下、Ｍｎ：０．０５〜２．０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．３〜６．０％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｃｒ：１２〜３０％、Ｎｂ：０．３％超え１．０％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．３〜６．０％、Ｃｏ：０．０１〜３．０％、Ｎｉ：０．０２〜１．０％を含有し、かつ、Ｓｉ＋Ａｌ＞１．０％、Ａｌ−Ｍｎ＞０％、Ｎｂ−Ｔｉ＞０％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ようにする。
2017056452.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．１％超え３．０％以下、Ｍｎ：０．０５〜２．０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．３〜６．０％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｃｒ：１２〜３０％、Ｎｂ：０．３％超え１．０％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．３〜６．０％、Ｃｏ：０．０１〜３．０％、Ｎｉ：０．０２〜１．０％を含有し、かつ、以下の式（１）〜（３）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組成を有するフェライト系ステンレス鋼。
Ｓｉ＋Ａｌ＞１．０％    ・・・（１）
Ａｌ−Ｍｎ＞０％    ・・・（２）
Ｎｂ−Ｔｉ＞０％    ・・・（３）
（式（１）〜（３）中のＳｉ、Ａｌ、Ｍｎ、ＮｂおよびＴｉは、各元素の含有量（質量％）を示す。）
【請求項２】
質量％で、さらに、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、Ｚｒ：０．００５〜１．０％、Ｖ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．０１〜０．３０％、Ｗ：０．０１〜５．０％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼。
【請求項３】
質量％で、さらに、Ｃａ：０．０００２〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００５０％のうちから選ばれる１種または２種を含有する請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス鋼。
【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、優れた耐酸化性と熱疲労特性を有する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、およびマフラー等の排気系部材には、優れた耐酸化性および熱疲労特性が要求されている。熱疲労とは、排気系部材が、エンジンの始動および停止に伴って加熱および冷却を繰り返し受ける際、周辺の部品との関係で拘束された状態にあることにより、上記排気系部材の熱膨張および収縮が制限されて、素材自体に発生する熱歪に起因した低サイクル疲労現象のことをいう。【０００３】
上記の耐酸化性および熱疲労特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（１４％Ｃｒ−０．９％Ｓｉ−０．４％Ｎｂ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】
この問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、ＪＩＳ  Ｇ４３０５に規定されるＳＵＳ４４４（１９％Ｃｒ−０．４％Ｎｂ−２％Ｍｏ）、Ｎｂ、Ｍｏおよび、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、昨今における排ガス規制強化対応や燃費の向上を目的として、排ガス温度はますます高温化する趨勢にあるため、ＳＵＳ４４４等でも耐熱性が不足する場合があり、ＳＵＳ４４４を超える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】
ＳＵＳ４４４を超える耐熱性を有する材料としては、例えば、特許文献２〜８に、ＳＵＳ４４４にＣｕを添加し、Ｃｕの析出強化を活用し熱疲労特性を高めた材料が開示されている。【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９〜１３には、Ａｌの添加によって高温強度や耐酸化性を高めたフェライト系ステンレス鋼が開示されている。【０００７】
特許文献１４および１５には、ＡｌおよびＣｏ、あるいはさらにＣｕの添加によって耐酸化性と熱疲労特性を高めたフェライト系ステンレス鋼が開示されている。【０００８】
また、特許文献１６、１７には、Ａｌ添加により耐熱性向上を図った鋼が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開２００４−０１８９２１号公報
【特許文献２】特開２０１０−１５６０３９号公報
【特許文献３】特開２００１−３０３２０４号公報
【特許文献４】特開２００９−２１５６４８号公報
【特許文献５】特開２０１１−１９０４６８号公報
【特許文献６】特開２０１２−１１７０８４号公報
【特許文献７】特開２０１２−１９３４３５号公報
【特許文献８】特開２０１２−２０７２５２号公報
【特許文献９】特開２００８−２８５６９３号公報
【特許文献１０】特開２００１−３１６７７３号公報
【特許文献１１】特開２００５−１８７８５７号公報
【特許文献１２】特開２００９−６８１１３号公報
【特許文献１３】特開２０１１−１６２８６３号公報
【特許文献１４】特開２０１５−９６６４８号公報
【特許文献１５】特開２０１４−２１４３２１号公報
【特許文献１６】国際公開第２０１４／０５００１６号
【特許文献１７】特開２０１１−２０２２５７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明者らの研究によれば、特許文献２〜８に開示されたＭｏを含有した鋼では、熱疲労特性は向上するものの、鋼自身の耐酸化性が不足するため、排ガス温度が高温化した場合の熱疲労特性向上効果において改善の余地がある。また、Ｍｏを含有した鋼で８５０℃を超える熱疲労試験を行った場合、ＭｏとＣｒを含む第二相（σ相）が粗大に析出し、却って熱疲労寿命が低下してしまうという課題も有している。【００１１】
また、特許文献９〜１３に開示されたＡｌを添加した鋼は、高い高温強度や優れた耐酸化性を有しているが、鋼の熱膨張係数が大きいため、昇温と降温が繰り返される熱疲労特性は不十分となるという問題がある。【００１２】
また、特許文献１４および１５には、ＡｌおよびＣｏ、あるいはさらにＣｕの添加によって耐酸化性や熱疲労特性を向上させた鋼が開示されているが、熱疲労特性向上効果が十分に発揮されておらず、改善の余地がある。【００１３】
また、特許文献１６および１７には、Ａｌ添加により耐熱性向上を図った鋼が開示されているが、高温強度が不十分であり、排ガス温度が高温化した際の熱疲労特性は不十分である。【００１４】
このように、従来の技術では、排ガス温度が高温化した際にも耐酸化性と熱疲労特性の双方の特性が十分であるフェライト系ステンレス鋼を得ることはできていなかった。【００１５】
そこで、本発明はかかる課題を解決し、耐酸化性と熱疲労特性に優れるフェライト系ステンレス鋼を提供することを目的とする。【００１６】
なお、本発明の「耐酸化性に優れる」とは、大気中１１００℃で２００時間保持されても異常酸化（酸化増量≧５０ｇ／ｍ２）も酸化スケールの剥離も起こさない耐連続酸化性と、大気中１１００℃と２００℃以下の温度間を４００サイクル繰り返し昇温・降温したときに異常酸化も酸化スケールの剥離も起こさない耐繰り返し酸化性の両方を兼ね備えることを言う。【００１７】
また、「熱疲労特性に優れる」とは、ＳＵＳ４４４より優れた特性を有することであり、具体的には、２００〜９５０℃間で昇温と降温を繰り返したときの熱疲労寿命がＳＵＳ４４４より優れていることをいう。
【課題を解決するための手段】
【００１８】
本発明者らは、耐酸化性と熱疲労特性がＳＵＳ４４４より優れたフェライト系ステンレス鋼を開発するべく、種々の元素の耐酸化性および熱疲労特性への影響について鋭意検討を重ねた。【００１９】
その結果、質量％で、Ｎｂを０．３％超え１．０％以下、Ｍｏを０．３〜６．０％の範囲で含有することによって、幅広い温度域で高温強度が上昇し、熱疲労特性が向上することを見出した。また、熱疲労特性には耐酸化性と耐クリープ性の両方が影響することを見出し、Ａｌを０．３〜６．０質量％の範囲で含有することによって、特に高温域における耐クリープ性が向上して熱疲労特性を著しく向上させることを見出した。【００２０】
さらに、熱膨張係数の増加は適正量のＣｏを含有することにより抑制できること、第二相（σ相）の析出はＡｌを含有することにより抑制できることを見出した。【００２１】
以上の知見を踏まえ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｃｏ、Ｓｉ、ＭｎおよびＴｉの全てを適量含有することで本発明を完成するに至った。上記元素のうち１つでも適量含有しない場合には、本発明の所期する優れた耐酸化性と熱疲労特性は得られない。【００２２】
本発明は、以下を要旨とするものである。
［１]  質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．１％超え３．０％以下、Ｍｎ：０．０５〜２．０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．３〜６．０％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｃｒ：１２〜３０％、Ｎｂ：０．３％超え１．０％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．３〜６．０％、Ｃｏ：０．０１〜３．０％、Ｎｉ：０．０２〜１．０％、かつ、以下の式（１）〜（３）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組成を有するフェライト系ステンレス鋼。【００２３】
Ｓｉ＋Ａｌ＞１．０％    ・・・（１）
Ａｌ−Ｍｎ＞０％    ・・・（２）
Ｎｂ−Ｔｉ＞０％    ・・・（３）
（式（１）〜（３）中のＳｉ、Ａｌ、Ｍｎ、ＮｂおよびＴｉは、各元素の含有量（質量％）を示す。）
［２］  前記［１］において、質量％で、さらに、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、Ｚｒ：０．００５〜１．０％、Ｖ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．０１〜０．３０％、Ｗ：０．０１〜５．０％のうちから選ばれる１種または２種以上を含むフェライト系ステンレス鋼。
［３］  前記［１］または［２］において、質量％で、さらに、Ｃａ：０．０００２〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００５０％のうちから選ばれる１種または２種を含むフェライト系ステンレス鋼。
なお、本明細書において、鋼の成分を示す％はすべて質量％である。
【発明の効果】
【００２４】
本発明によれば、ＳＵＳ４４４（ＪＩＳ  Ｇ４３０５）より優れる耐酸化性と熱疲労特性を有するフェライト系ステンレス鋼を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】
【００２５】
【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および拘束条件を説明する図である。
【発明を実施するための形態】
【００２６】
以下、本発明を詳細に説明する。
【００２７】
本発明のフェライト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．１％超え３．０％以下、Ｍｎ：０．０５〜２．０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．３〜６．０％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｃｒ：１２〜３０％、Ｎｂ：０．３％超え１．０％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．３〜６．０％、Ｃｏ：０．０１〜３．０％、Ｎｉ：０．０２〜１．０％を含有し、かつ、Ｓｉ＋Ａｌ＞１．０％・・・（１）、Ａｌ−Ｍｎ＞０％・・・（２）、Ｎｂ−Ｔｉ＞０％・・・（３）を満たして含有し（式（１）〜（３）中のＳｉ、Ａｌ、Ｍｎ、ＮｂおよびＴｉは、各元素の含有量（質量％）を示す。）、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。
【００２８】
本発明では、成分組成のバランスが非常に重要であり、このような成分組成の組み合わせとすることで、耐酸化性と熱疲労特性がＳＵＳ４４４より優れたフェライト系ステンレス鋼を得ることができる。上記成分組成が１つでも外れた場合は、所期した耐酸化性と熱疲労特性は得られない。
【００２９】
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。以下、鋼の成分を示す％は、質量％である。
【００３０】
Ｃ：０．０２０％以下
Ｃは、鋼の強度を高めるのに有効な元素であるが、０．０２０％を超えてＣを含有すると、靭性および成形性の低下が顕著となる。よって、Ｃ含有量は０．０２０％以下とする。なお、Ｃ含有量は、成形性を確保する観点からは０．０１０％以下とすることが好ましい。また、より好ましくは、Ｃ含有量は０．００８％以下とする。また、排気系部材としての強度を確保する観点からは、Ｃ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃ含有量は０．００３％以上とする。
【００３１】
Ｓｉ：０．１％超え３．０％以下
Ｓｉは、耐酸化性向上のために必要な重要元素である。高温化した排ガス中での耐酸化性を確保するためには０．１％超えのＳｉの含有が必要である。一方、３．０％を超える過剰のＳｉの含有は、室温における加工性を低下させるため、Ｓｉ含有量の上限は３．０％とする。好ましくは、Ｓｉ含有量は０．１０％超えとする。より好ましくは、Ｓｉ含有量は０．３０％超えとする。さらにより好ましくは、Ｓｉ含有量は０．７０％超えとする。また、好ましくは、Ｓｉ含有量は２．００％以下とする。また、より好ましくは、Ｓｉ含有量は１．５０％以下とする。
【００３２】
Ｍｎ：０．０５〜２．０％
Ｍｎは、酸化スケールの耐剥離性を高める効果を有する。これらの効果を得るためには、０．０５％以上のＭｎの含有が必要である。一方、Ｍｎの２．０％を超える過剰な含有は、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含有量は０．０５％以上２．０％以下とする。好ましくは、Ｍｎ含有量は０．１０％超えとする。より好ましくは、Ｍｎ含有量は０．２０％超えとする。また、好ましくは、Ｍｎ含有量は１．００％以下とする。また、より好ましくは、Ｍｎ含有量は０．６０％以下とする。
【００３３】
Ｐ：０．０５０％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ことが望ましい。よって、Ｐ含有量は０．０５０％以下とする。好ましくは、Ｐ含有量は０．０４０％以下である。より好ましくは、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。
【００３４】
Ｓ：０．０１０％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ことが望ましい。よって、本発明では、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。好ましくは、Ｓ含有量は０．００５％以下である。
【００３５】
Ａｌ：０．３〜６．０％
Ａｌは、高温変形（クリープ）を抑制し、熱疲労特性を向上させるのに必要不可欠な元素である。使用温度が高温になるほど高温変形により熱疲労特性が低下するため、Ａｌは排ガス温度が高温化する趨勢において重要な要素である。また、Ａｌは鋼の耐酸化性を向上させる効果も有する。さらに、本発明のようにＭｏを含有する鋼においては，Ａｌは熱疲労試験中のＭｏを含む第二相（σ相）の析出を抑制する効果も有する。第二相が析出すると、固溶Ｍｏ量の減少により、後述するような固溶強化効果が得られなくなるのみならず、短時間で第二相が粗大化して亀裂発生の起点となってしまう。これらの効果を得るためにＡｌは０．３％以上の含有が必要である。一方、Ａｌは熱膨張係数を高める欠点もある。本発明では、適量のＣｏを含有させて熱膨張係数を低下させるが、６．０％を超えてＡｌを含有すると、熱膨張係数が高まり、熱疲労特性が低下してしまう。さらに、鋼が著しく硬質化して加工性が低下してしまう。よって、Ａｌ含有量は０．３〜６．０％とする。好ましくは、Ａｌ含有量は１．００％超えである。より好ましくは、Ａｌ含有量は１．５０％超えである。さらに好ましくは、Ａｌ含有量は２．００％超えである。また、好ましくは、Ａｌ含有量は５．００％以下である。より好ましくは、Ａｌ含有量は４．００％以下である。
【００３６】
Ｎ：０．０２０％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、０．０２０％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、Ｎ含有量は０．０２０％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ことが好ましく、Ｎ含有量は０．０１０％未満とすることが望ましい。
【００３７】
Ｃｒ：１２〜３０％
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、Ｃｒ含有量が１２％未満では、十分な耐酸化性が得られない。耐酸化性が不十分であると、酸化スケール生成量が多くなり、素材の断面積の減少に伴い熱疲労特性も低下する。一方、Ｃｒは、室温において鋼を固溶強化し、硬質化および低延性化する元素であり、Ｃｒ含有量が３０％を超えると、上記弊害が顕著となるため、Ｃｒ含有量の上限は３０％とする。好ましくは、Ｃｒ含有量は１４.０％以上である。より好ましくは、Ｃｒ含有量は１６．０％超えである。さらにより好ましくは、Ｃｒ含有量は１８.０％超えである。また、好ましくは、Ｃｒ含有量は２５.０％以下である。また、より好ましくは、Ｃｒ含有量は２２.０％以下である。
【００３８】
Ｎｂ：０．３％超え１．０％以下
Ｎｂは、ＣおよびＮと炭窒化物を形成して固定し、耐食性、成形性および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させる本発明に重要な元素である。このような効果は、０．３％超のＮｂの含有で認められる。Ｎｂ含有量が０．３％以下の場合は、高温における強度が不足し、優れた熱疲労特性が得られない。しかし、１．０％を超えるＮｂの含有は、金属間化合物であるＬａｖｅｓ相（Ｆｅ２Ｎｂ）等が析出しやすくなり、脆化を促進する。よって、Ｎｂ含有量は０．３％超え１．０％以下とする。好ましくは、Ｎｂ含有量は０．３５％以上である。より好ましくは、Ｎｂ含有量は０．４０％超えである。さらにより好ましくは、Ｎｂ含有量は０．５０％超えである。また、好ましくは、Ｎｂ含有量は０．８０％未満である。より好ましくは、Ｎｂ含有量は０．６０％未満である。
【００３９】
Ｔｉ：０．０１〜０．５％
Ｔｉは、Ｎｂと同様、Ｃおよび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ある。Ｔｉを含有することにより、ＴｉがＮｂよりも優先的にＣおよびＮと結びつくため、高温強度に有効な鋼中固溶Ｎｂ量を確保することができ、耐熱性向上に有効である。また、本発明のＡｌを含有する鋼においては、耐酸化性の向上にも有効な元素であり、特に高温域で使用され、優れた耐酸化性が要求される鋼では必須元素である。耐酸化性が不十分であると、酸化スケール生成量が多くなり、素材の断面積の減少に伴い熱疲労特性も低下する。高温での耐酸化性を得るためには、Ｔｉは０．０１％以上含有する。一方、０．５％を超える過剰なＴｉの含有は、耐酸化性向上の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−曲げ戻しに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含有量の上限は０．５％とする。好ましくは、Ｔｉ含有量は０．１０％超えである。より好ましくは、Ｔｉ含有量は０．１５％超えである。また、好ましくは、Ｔｉ含有量は０．４０％以下である。より好ましくは、Ｔｉ含有量は０．３０％以下である。
【００４０】
Ｍｏ：０．３〜６．０％
Ｍｏは、鋼中に固溶し鋼の高温強度を向上させることで熱疲労特性を向上させる有効な元素である。その効果は０．３％以上のＭｏの含有で現れる。Ｍｏ含有量が０．３％未満の場合は高温強度が不十分となり、優れた熱疲労特性は得られない。一方、過剰なＭｏの含有は、鋼を硬質化させて加工性を低下させてしまうのみならず、σ相のような粗大な金属間化合物を形成しやすくなるため、却って熱疲労特性は低下してしまう。よって、Ｍｏ含有量の上限は６．０％とする。好ましくは、Ｍｏ含有量は０．５０％超えである。より好ましくは、Ｍｏ含有量は１．２％超えである。さらにより好ましくは、Ｍｏ含有量は１．６％超えである。また、好ましくは、Ｍｏ含有量は５．０％以下である。より好ましくは、Ｍｏ含有量は４．０％以下である。さらにより好ましくは、Ｍｏ含有量は３．０％以下である。
【００４１】
Ｃｏ：０．０１〜３．０％
Ｃｏは、鋼の靭性向上に有効な元素として知られている。さらに、本発明ではＡｌ含有により増加した熱膨張係数を低減する元素として重要な元素でもある。これらの効果を得るためには、Ｃｏ含有量は０．０１％以上とする。一方、過剰なＣｏの含有は鋼の靭性を却って低下させるのみならず、熱疲労特性を低下させてしまうため、Ｃｏ含有量の上限は３．０％とする。好ましくは、Ｃｏ含有量は０．０１％以上０．３０％未満である。さらに好ましくは、Ｃｏ含有量は０．０１％以上０．０５％未満である。
【００４２】
Ｎｉ：０．０２〜１．０％
Ｎｉは、鋼の靭性および耐酸化性を向上させる元素である。これらの効果を得るためには、Ｎｉ含有量は０．０２％以上とする。耐酸化性が不十分であると、酸化スケールの生成量が多くなることによる素材断面積の減少や、酸化スケールの剥離により、熱疲労特性も低下する。しかし、Ｎｉは、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含有量の上限は１．０％とする。好ましくは、Ｎｉ含有量は０．０５％以上である。より好ましくは、Ｎｉ含有量は０．１０％超えである。また、好ましくは、Ｎｉ含有量は０．８０％未満である。また、より好ましくは、Ｎｉ含有量は０．５０％未満である。
【００４３】
Ｓｉ＋Ａｌ＞１．０％    ・・・（１）
上述したように、ＳｉとＡｌは耐酸化性向上に有効な元素である。それぞれ０．１％超、０．３％以上の含有でその効果が認められる。しかし、排ガスの高温化に対応可能な耐酸化性を実現するためには、両元素を所定の範囲で含有した上で、少なくともＳｉ＋Ａｌ＞１．０％を満たす必要がある。耐酸化性が不十分であると、酸化スケール生成量が多くなり、素材の断面積の減少に伴い熱疲労特性も低下する。好ましくは、Ｓｉ＋Ａｌ＞２．０％である。より好ましくは、Ｓｉ＋Ａｌ＞３．０％である。
【００４４】
Ａｌ−Ｍｎ＞０％    ・・・（２）
上述したようにＭｎは酸化スケールの耐剥離性を高める効果を有するが、含有量がＡｌ含有量以上になるとＡｌによる耐酸化性向上効果を低下させてしまう。そのため、Ａｌ含有量はＭｎ含有量よりも多くする（Ａｌ＞Ｍｎ）。すなわち、Ａｌ含有量およびＭｎ含有量は上記範囲内とした上でかつＡｌ−Ｍｎ＞０％とする。
【００４５】
Ｎｂ−Ｔｉ＞０％    ・・・（３）
上述したようにＴｉの過剰含有は靭性の低下を招く。さらに、本発明鋼における各元素の成分範囲においては、Ｔｉの含有量がＮｂの含有量以上になると十分な熱疲労特性が得られなくなる。したがって、Ｎｂ含有量はＴｉ含有量よりも多くする（Ｎｂ＞Ｔｉ）。すなわち、Ｎｂ含有量、Ｔｉ含有量は上記範囲を満たすとともに、Ｎｂ−Ｔｉ＞０％を満たすようにする。
【００４６】
なお、上記の式（１）〜（３）中のＳｉ、Ａｌ、Ｍｎ、ＮｂおよびＴｉは、各元素の含有量（質量％）を示す。
【００４７】
本発明のフェライト系ステンレス鋼では、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる。
【００４８】
本発明のフェライト系ステンレス鋼は、上記必須成分に加えて、さらに、Ｂ、Ｚｒ、Ｖ、Ｗ、Ｃｕのうちから選ばれる１種または２種以上を、下記の範囲で含有することができる。
【００４９】
Ｂ：０．０００２〜０．００５０％
Ｂは、鋼の加工性、特に二次加工性を向上させるために有効な元素である。このような効果は、０．０００２％以上のＢの含有で得ることができる。一方、過剰なＢの含有は、ＢＮを生成して加工性を低下させる。よって、Ｂを含有する場合は、Ｂ含有量は０．０００２〜０．００５０％とする。好ましくは、Ｂ含有量は０．０００５％以上である。より好ましくは、Ｂ含有量は０．０００８％以上である。また、好ましくは、Ｂ含有量は０．００３０％以下である。より好ましくは、Ｂ含有量は０．００２０％以下である。
【００５０】
Ｚｒ：０．００５〜１．０％
Ｚｒは耐酸化性を向上させる元素であり、本発明では、必要に応じて含有することができる。この効果を得るためには、Ｚｒ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。しかし、Ｚｒ含有量が１．０％を超えると、Ｚｒ金属間化合物が析出して、鋼を脆化させる。よって、Ｚｒを含有する場合は、Ｚｒ含有量は０．００５〜１．０％とする。
【００５１】
Ｖ：０．０１〜１．０％
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。これらの効果は、Ｖ含有量が０．０１％以上で顕著となる。しかし、１．０％を超える過剰なＶの含有は、粗大なＶ（Ｃ、Ｎ）の析出を招き、靭性を低下させるのみならず、表面性状を低下させる。よって、Ｖを含有する場合は、Ｖ含有量は０．０１〜１．０％とする。好ましくは、Ｖ含有量は０．０３％以上である。より好ましくは、Ｖ含有量は０．０５％以上である。また、好ましくは、Ｖ含有量は０．５０％以下である。より好ましくは、Ｖ含有量は０．３０％以下である。
【００５２】
Ｃｕ：０．０１〜０．３０％
Ｃｕは鋼の耐食性を向上させる効果を有する元素であり、耐食性が必要な場合含有する。その効果は０．０１％以上のＣｕの含有で得られる。一方で０．３０％を超えてＣｕを含有すると、酸化スケールが剥離しやすくなり、耐繰り返し酸化特性が低下する。そのため、Ｃｕを含有する場合は、Ｃｕ含有量は０．０１〜０．３０％とする。好ましくは、Ｃｕ含有量は０．０２％以上である。また、好ましくは、Ｃｕ含有量は０．２０％以下である。より好ましくは、Ｃｕ含有量は０．０３％以上である。また、より好ましくは、Ｃｕ含有量は０．１０％以下である。
【００５３】
Ｗ：０．０１〜５．０％
Ｗは、Ｍｏと同様に固溶強化により高温強度を大きく向上させる元素である。この効果は０．０１％以上のＷの含有で得られる。一方、過剰な含有は鋼を著しく硬質化するのみならず、製造時の焼鈍工程において強固なスケールが生成するため、酸洗時の脱スケールが困難になる。よって、Ｗを含有する場合は、Ｗ含有量は０．０１〜５．０％とする。好ましくは、Ｗ含有量は０．３０％以上である。より好ましくは、Ｗ含有量は１．０％以上である。また、好ましくは、Ｗ含有量は４．０％以下である。より好ましくは、Ｗ含有量は３．０％以下である。
【００５４】
本発明のフェライト系ステンレス鋼は、さらに、Ｃａ、Ｍｇのうちから選ばれる１種または２種を、下記の範囲で含有することができる。
【００５５】
Ｃａ：０．０００２〜０．００５０％
Ｃａは、連続鋳造の際に発生しやすいＴｉ系介在物析出によるノズルの閉塞を防止するのに有効な成分である。Ｃａ含有量が０．０００２％以上でその効果が得られる。一方、表面欠陥を発生させず良好な表面性状を得るためには、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とする必要がある。従って、Ｃａを含有する場合は、Ｃａ含有量は０．０００２〜０．００５０％とする。好ましくは、Ｃａ含有量は０．０００５％以上である。また、好ましくは、Ｃａ含有量は０．００３０％以下である。より好ましくは、Ｃａ含有量は０．００２０％以下である。
【００５６】
Ｍｇ：０．０００２〜０．００５０％
Ｍｇは、スラブの等軸晶率を向上させ、加工性や靭性の向上に有効な元素である。本発明のようにＮｂやＴｉを含有する鋼においては、ＭｇはＮｂやＴｉの炭窒化物の粗大化を抑制する効果も有する。その効果は０．０００２％以上のＭｇの含有で得られる。Ｔｉ炭窒化物が粗大化すると、脆性割れの起点となるため靭性が大きく低下する。Ｎｂ炭窒化物が粗大化すると、Ｎｂの鋼中固溶量が低下するため、熱疲労特性の低下に繋がる。一方、Ｍｇ含有量が０．００５０％超えとなると、鋼の表面性状を悪化させてしまう。よって、Ｍｇを含有する場合は、Ｍｇ含有量は０．０００２〜０．００５０％とする。好ましくは、Ｍｇ含有量は０．０００２％以上である。より好ましくは、Ｍｇ含有量は０．０００４％以上である。また、好ましくは、Ｍｇ含有量は０．００３０％以下である。より好ましくは、Ｍｇ含有量は０．００２０％以下である。
【００５７】
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。
【００５８】
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、転炉または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または真空精錬等の二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、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、仕上げ焼鈍および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、仕上げ焼鈍および酸洗の各工程は、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、冷間圧延後あるいは仕上げ焼鈍後、スキンパス圧延を施してもよい。
【００５９】
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。
【００６０】
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ことが好ましい。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、連続鋳造法によることが好ましい。鋼素材は、その後、好ましくは１０５０〜１２５０℃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９００〜１１５０℃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、熱延製品とすることが好ましい。なお、必要に応じて、酸洗前にショットブラストによりスケール除去してもよい。
【００６１】
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９５０〜１１５０℃の温度で連続焼鈍（仕上げ焼鈍）し、酸洗し、冷延製品とすることが好ましい。さらに用途によっては、仕上げ焼鈍後、スキンパス圧延等を施して、鋼板の形状、表面粗度および材質の調整を行ってもよい。
【００６２】
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、張出し加工および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、インタコネクターあるいは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】
【００６３】
以下、本発明を実施例により詳細に説明する。【００６４】
表１に示したＮｏ．１〜５６の成分組成を有する鋼を真空溶解炉で溶製し、鋳造して３０ｋｇ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℃に加熱し、次いで、熱間圧延して板厚５ｍｍの熱延板とし、１０００〜１１５０℃の範囲の温度で焼鈍後、酸洗し熱延焼鈍板とした。続いて、圧下率６０％の冷間圧延を行い、１０００〜１１５０℃の温度で仕上げ焼鈍を行った後、酸洗または研磨によりスケールを除去し、板厚が２ｍｍの冷延焼鈍板として、酸化試験に供した。なお、参考として、ＳＵＳ４４４（Ｎｏ．２９）についても、上記と同様にして冷延焼鈍板を作製し、酸化試験に供した。焼鈍温度については、上記温度範囲内で組織を確認しながら各鋼について温度を決定した。【００６５】
＜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の試験片を切り出し、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、１１００℃に加熱保持した大気雰囲気の炉内に吊り下げて、２００時間保持した。試験後、試験片の質量を測定し、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、酸化増量が多い方の値で評価した。なお、酸化増量には剥離したスケール分を含めて、以下のように評価した。【００６６】
○：異常酸化もスケール剥離も発生しなかったもの
△：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（酸化増量≧５０ｇ／ｍ２）が発生したもの
得られた結果を表１に示す。○を合格、△と×を不合格とした（表１中の連続酸化１１００℃参照）。【００６７】
＜大気中繰り返し酸化試験＞
上記のようにして得た各種冷延焼鈍板から３０ｍｍ×２０ｍｍの試験片を切り出し、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、大気中１１００℃の炉内で２０分保持と２００℃以下で１分保持を繰り返す熱処理を４００サイクル繰り返した。試験後、試験片の質量を測定し、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、かつ酸化スケールの剥離の有無を目視で確認した。なお、試験は各２回実施し、酸化増量はその多い方の値で評価し、酸化スケールの剥離は２つのうち剥離が顕著な試験片で評価した。【００６８】
○：異常酸化もスケール剥離も発生しなかったもの
△：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（酸化増量≧５０ｇ／ｍ２）が発生したもの
得られた結果を表１に示す。○を合格、△と×を不合格とした（表１中の繰返酸化１１００℃参照）。【００６９】
次に、上記において２分割した３０ｋｇ鋼塊の残りの鋼塊を用い、１１７０℃に加熱後、熱間圧延して厚さ３５ｍｍ×幅１５０ｍｍのシートバーとした後、このシートバーを鍛造し、３０ｍｍ角の各棒とした。次いで、１０００〜１１５０℃の温度で焼鈍後、機械加工し、図１に示す形状、寸法の熱疲労試験片に加工し、下記の熱膨張係数の測定および熱疲労試験に供した。焼鈍温度は、成分毎に組織を確認し再結晶が完了した温度とした。なお、参考として、ＳＵＳ４４４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、熱膨張係数の測定および熱疲労試験に供した。【００７０】
＜熱膨張係数の測定＞
上記で作製した熱疲労試験片を用い、熱膨張係数の測定を行った。測定は、試験片に荷重を与えずに、２００℃から９５０℃の間で昇温、降温を３サイクル行い、変位が安定する３サイクル目の変位量を読み取って、熱膨張係数を算出し、以下のように評価した。【００７１】
○：１３．０×１０−６／℃未満
×：１３．０×１０−６／℃以上
得られた結果を表１に示す。○を合格、×を不合格とした（表１中の熱膨張９５０℃参照）。【００７２】
＜熱疲労試験＞
熱疲労試験は、図２に示すように、上記試験片を拘束率０．５で拘束しながら、２００℃と９５０℃の間で昇温・降温を繰り返す条件で行った。このとき、昇温速度は７℃／秒とし、降温速度は７℃／秒とした。そして、２００℃、９５０℃での保持時間はそれぞれ１分、２分とした。なお、上記の拘束率については、図２に示すように、拘束率η＝ａ／（ａ＋ｂ）として表すことができ、ａは（自由熱膨張歪み量−制御歪み量）／２であり、ｂは制御歪み量／２である。また、自由熱膨張歪み量とは機械的な応力を一切与えずに昇温した場合の歪量であり、制御歪み量とは試験中に生じている歪量の絶対値を示す。拘束により材料に生じる実質的な拘束歪み量は、（自由熱膨張歪み量−制御歪み量）である。【００７３】
また、熱疲労寿命は、２００℃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、初期のサイクル（試験が安定する５サイクル目）の応力値に対して応力値が７５％まで低下したサイクル数とし、以下のように評価した。【００７４】
◎：１２００サイクル以上（合格）
○：８００サイクル以上１２００サイクル未満（合格）
×：８００サイクル未満（不合格）
得られた結果を表１に示す。◎、○を合格、×を不合格とした（表１中の熱疲労寿命９５０℃参照）。【００７５】
【表１】
2017056452.tif 000003
【００７６】
表１より、本発明例の鋼Ｎｏ．１〜２８および３９〜４８は、いずれも２つの酸化試験において異常酸化も酸化スケールの剥離も起こらず、ＳＵＳ４４４（鋼Ｎｏ．２９）より格段に優れた熱疲労寿命を示している。【００７７】
鋼Ｎｏ．３０は、Ｎｂ含有量が０．３質量％以下であり、熱疲労特性が不合格となった。鋼Ｎｏ．３１は、Ｃｒ含有量が１２質量％未満であり、耐酸化性がいずれも不合格となり、それに伴って熱疲労寿命も不合格となった。【００７８】
鋼Ｎｏ．３２は、Ａｌ含有量が０．３質量％未満であり、Ａｌ−Ｍｎの値が０質量％以下であり、耐酸化性がいずれも不合格となるのみならず、熱疲労寿命が不合格となった。鋼Ｎｏ．３３は、Ｃｏを含有せず、Ｃｏ含有量が０．０１質量％未満であり、熱膨張係数が大きく、その影響で熱疲労寿命が不合格となった。【００７９】
鋼Ｎｏ．３４は、Ｍｏ含有量が０．３質量％未満であり、熱疲労寿命が不合格となった。鋼Ｎｏ．３５は、Ｎｉ含有量が０．０２質量％未満であり、耐酸化性が不合格となり、それに伴って熱疲労寿命も不合格となった。【００８０】
鋼Ｎｏ．３６は、Ｓｉ含有量が０．１質量％以下であり、耐酸化性が不合格となり、それに伴って熱疲労寿命も不合格となった。鋼Ｎｏ．３７は、Ｍｎ含有量が０．０５質量％未満であり、耐繰返し酸化性が不合格となり、熱疲労寿命も不合格となった。【００８１】
鋼Ｎｏ．３８は、Ｓｉ＋Ａｌの値が１．０質量％以下であり、耐酸化性が不合格となり、熱疲労寿命も不合格となった。鋼Ｎｏ．４９は、Ａｌ−Ｍｎが０質量％以下であり、耐酸化性が不合格となった。【００８２】
鋼Ｎｏ．５０はＭｏ含有量が６．０質量％を超えており、熱疲労特性が不合格となった。鋼Ｎｏ．５１は、Ｎｉ含有量が１．０質量％を超えており、耐酸化性と熱疲労特性のいずれもが不合格となった。【００８３】
鋼Ｎｏ．５２および鋼Ｎｏ．５３は、Ｎｂ−Ｔｉが０質量％以下であり、熱疲労特性が不合格となった。鋼Ｎｏ．５４はＣｕ含有量が０．３０質量超えであり、耐繰返し酸化性が不合格となった。【００８４】
鋼Ｎｏ．５５はＡｌ含有量が０．３％未満であり、熱疲労特性が不合格となった。鋼Ｎｏ．５６はＴｉ含有量が０．０１％未満であり、連続酸化と繰り返し酸化のいずれもが不合格となり、それに伴って熱疲労特性も不合格となった。
【産業上の利用可能性】
【００８５】
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】
2017056452.tif 000004
【図２】
2017056452.tif 000005
【国際調査報告】
2017056452.tif 000006
2017056452.tif 000007