(57)【要約】  このフェライト系ステンレス鋼板は、質量％にて、Ｃ：０．０２％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｓｉ：０．１０〜０．６０％、Ｍｎ：０．１０〜０．８０％、Ｃｒ：１５．０〜２１．０％、Ｃｕ：２．００超〜３．５０％、Ｎｂ：０．３０〜０．８０％、Ｍｏ：１．００〜２．５０％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、組織中に存在するε−Ｃｕの最大粒子径が２０ｎｍ以上２００ｎｍ以下である。
2014136866.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％にて、
Ｃ：０．０２％以下、
Ｎ：０．０２％以下、
Ｓｉ：０．１０〜０．６０％、
Ｍｎ：０．１０〜０．８０％、
Ｃｒ：１５．０〜２１．０％、
Ｃｕ：２．００超〜３．５０％、
Ｎｂ：０．３０〜０．８０％、
Ｍｏ：１．００〜２．５０％、
Ｂ：０．０００３〜０．００３０％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
組織中に存在するε−Ｃｕの最大粒子径が２０ｎｍ以上２００ｎｍ以下であることを特徴とする耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
【請求項２】
質量％にて、Ｗ：２．０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｏ：１．０％以下、及びＴａ：０．５０％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
【請求項３】
質量％にて、Ａｌ：１．０％以下、Ｖ：０．５０％以下、Ｓｎ：０．５％以下、Ｓｂ：０．５％以下、Ｇａ：０．１％以下、Ｚｒ：０．３０％以下、及びＲＥＭ（希土類金属）：０．２％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
【請求項４】
冷延板を焼鈍する工程を有し、
前記冷延板の最終焼鈍温度が１０００〜１１００℃であり、最終焼鈍後から７００℃までの温度範囲における平均冷却速度が２０℃／秒以上であり、７００℃から５００℃までの温度範囲における平均冷却速度が３〜２０℃／秒であることを特徴とする請求項１〜請求項３のいずれかに記載の高温強度に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐熱性、特に熱疲労特性が必要な排気系部材などに最適な耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板に関する。
本願は、２０１３年３月６日に、日本に出願された特願２０１３−０４３９７５号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
【背景技術】
【０００２】
自動車のエキゾーストマニホールドなどの排気系部材は、エンジンから排出される高温の排気ガスを通すため、排気部材を構成する材料には高温強度、耐酸化性、熱疲労特性など多様な特性が要求される。排気部材には、耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼が用いられている。【０００３】
排ガス温度は、車種によって異なるが、近年では８００〜９００℃程度が多く、エンジンから排出される高温の排気ガスを通すエキゾーストマニホールドの温度は７５０〜８５０℃と高温となる。しかし、近年の環境問題の高まりから、さらなる排ガス規制の強化、燃費向上が進められており、排ガス温度はさらに１０００℃まで高温化すると考えられている。【０００４】
近年使用されているフェライト系ステンレス鋼には、ＳＵＳ４２９（Ｎｂ−Ｓｉ添加鋼）、ＳＵＳ４４４（Ｎｂ−Ｍｏ添加鋼）があり、Ｎｂ添加を基本に、Ｓｉ、Ｍｏの添加によって高温強度を向上させている。この中で、ＳＵＳ４４４は２％程度のＭｏを含有するため、最も高強度である。しかし、排ガス温度の９００℃超の高温化にＳＵＳ４４４では対応できず、ＳＵＳ４４４以上の耐熱性を有するフェライト系ステンレス鋼が要望されている。【０００５】
このような要望に対して、様々な排気系部材の材料が開発されている。例えば、特許文献１には、熱疲労特性を向上させるために、長径０．５μｍ以上のＣｕ相を１０個／２５μｍ２以下に制御し、かつ長径０．５μｍ以上のＮｂ化合物相が１０個／２５μｍ２以下に制御する方法が検討されている。しかし、ラーベス（Ｌａｖｅｓ）相やε−Ｃｕ相の粗大な析出物のみが規定されており、０．５μｍ以下の析出物に関しては開示がない。特許文献２，３には、析出物の量を規定することによって、Ｎｂ，Ｍｏの固溶強化の他に、Ｃｕの固溶強化、ε−Ｃｕ相による析出強化を得て、ＳＵＳ４４４以上の高温強度達成する方法が開示されている。しかし、熱疲労特性に関しては開示されていない。特許文献５，６には、Ｎｂ，Ｍｏ，Ｃｕの添加以外にＷ添加を行う技術が開示されている。特許文献５では、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗの固溶強化を用いる方法が開示されているが、熱疲労寿命については開示がない。特許文献６には、析出サイトとしてＦｅとＰの化合物を利用することで、Ｌａｖｅｓ相やε−Ｃｕを粒内に均質に微細析出させ、９５０℃における析出強化の強度安定性と熱疲労寿命を向上させる方法が開示されている。しかし、熱疲労寿命は２０００ｃｙｃｌｅ以上を合格とするものであり、さらに長時間における熱疲労寿命の検討を行っていない。【０００６】
直近、特許文献７において、Ｌａｖｅｓ相の他にＮｂ炭窒化物を用いることにより、ＮｂおよびＭｏの固溶強化を維持させ、さらにＢによるＬａｖｅｓ相およびε−Ｃｕ相を微細分散させる効果により、９５０℃で優れた熱疲労寿命（１５００ｃｙｃｌｅ以上）を得る技術を開示している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２００８−１８９９７４号公報
【特許文献２】特開２００９−１２０８９３号公報
【特許文献３】特開２００９−１２０８９４号公報
【特許文献４】特開２００９−１９７３０６号公報
【特許文献５】特開２００９−１９７３０７号公報
【特許文献６】特開２０１２−２０７２５２号公報
【特許文献７】特開２０１１−１９０４６８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は、特に排気ガスの最高温度が１０００℃程度であり、自動車の排気部品が９５０℃程度になる環境下において、従来技術より高い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を課題とする。９５０℃程度の温度領域で長時間使用される場合において、熱疲労特性を十分に高いレベルで発現させ、かつより安定度を高めることが課題である。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
上記課題を解決するために、本発明者らは鋭意検討を重ねた。その結果、Ｃｕ−Ｎｂ−Ｍｏ添加鋼において、Ｃｕ含有量を２．００％超とするとともに、製品における粒内のε−Ｃｕのサイズを最大粒子径で２０ｎｍ以上２００ｎｍ以下にすると、最高温度９５０℃の熱疲労特性がＳＵＳ４４４よりも向上し、さらに熱疲労寿命が従来の知見よりも長寿命である２５００ｃｌｃｙｅ以上になることを見出した。従来では、ε−Ｃｕを製品ではなるべく析出させないほうがよいとされていた。しかし、Ｃｕの含有量が２．００％超の場合、上記のような析出状態にすると、熱疲労特性は、製品時にε−Ｃｕをほぼ析出させずに熱疲労試験時にε−Ｃｕを析出させた状態の熱疲労特性と差がほとんどなく、さらに加工性を確保できることを見出した。【００１０】
図１は、Ｃｒ：１６．８〜１７．５％、Ｃ：０．００５〜０．０１０％，Ｃｕ：１．５０〜３．８３％，Ｎｂ：０．５０〜０．５５％，Ｍｏ：１．７５〜１．８０％，Ｓｉ：０．１５〜０．３０％，Ｍｎ：０．１５〜０．２５％，Ｎ：０．００８〜０．０１２％を含有する鋼において、Ｃｕ量と９５０℃の熱疲労寿命の関係を示した結果である。Ｃｕの含有量が２．００％超になると、熱疲労寿命が２５００ｃｙｃｌｅ以上になることがわかる。また、図２は、図１と同様の試験片を用いて、粒内のε−Ｃｕの最大粒子径と９５０℃の熱疲労寿命の関係を示した結果である。なお、粒内のε−Ｃｕの最大粒子径は円相当径として計算した。その他の測定条件は実施例に記載した。【００１１】
析出するε−Ｃｕの最大粒子径が２００ｎｍ以下であれば、９５０℃の熱疲労寿命は常に２５００ｃｙｃｌｅ以上となり、安定した寿命が得られていることがわかる。Ｃｕ含有量が２．００％超の場合、析出するε−Ｃｕサイズが２００ｎｍ以下であれば、９５０℃の熱疲労寿命に差があまり見られない理由は明確ではない。しかし、高温−低温と繰り返される熱疲労試験において、高温時にε−Ｃｕが析出する際、ある程度微細なサイズの整合ε−Ｃｕが既に分散することで、新たに析出する粗大なε−Ｃｕの析出・成長が抑制されるためであると推定される。【００１２】
上記課題を解決する本発明の一態様の要旨は以下のとおりである。
（１）質量％にて、Ｃ：０．０２％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｓｉ：０．１０〜０．６０％、Ｍｎ：０．１０〜０．８０％、Ｃｒ：１５．０〜２１．０％、Ｃｕ：２．００超〜３．５０％、Ｎｂ：０．３０〜０．８０％、Ｍｏ：１．００〜２．５０％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、組織中に存在するε−Ｃｕの最大粒子径が２０ｎｍ以上２００ｎｍ以下であることを特徴とする耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（２）質量％にて、Ｗ：２．０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｏ：１．０％以下、及びＴａ：０．５０％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする上記（１）記載の耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（３）質量％にて、Ａｌ：１．０％以下、Ｖ：０．５０％以下、Ｓｎ：０．５％以下、Ｓｂ：０．５％以下、Ｇａ：０．１％以下、Ｚｒ：０．３０％以下、及びＲＥＭ（希土類金属）：０．２％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（４）冷延板を焼鈍する工程を有し、前記冷延板の最終焼鈍温度が１０００〜１１００℃であり、最終焼鈍後から７００℃までの温度範囲における平均冷却速度が２０℃／秒以上であり、７００℃から５００℃までの温度範囲における平均冷却速度が３〜２０℃／秒であることを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれかに記載の高温強度に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。【００１３】
ここで、含有量の範囲の下限を規定していない元素については、不可避的不純物レベルまで含むことを示す。
【発明の効果】
【００１４】
本発明の一態様によれば、ＳＵＳ４４４超の熱疲労特性が得られる。即ち９５０℃における熱疲労特性がＳＵＳ４４４超のフェライト系ステンレス鋼を提供できる。特に本発明の一態様に係るフェライト系ステンレス鋼を自動車などの排気系部材に適用することにより、排ガス温度が１０００℃付近であり、排気系部品の温度が９５０℃付近までの高温化に対応することが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】Ｃｕ量と９５０℃熱疲労寿命の関係を示すグラフである。
【図２】ε−Ｃｕ析出サイズ（最大粒子径）と最高温度９５０℃の熱疲労寿命との関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
以下、本発明について詳細に説明する。まず、本発明の限定理由について説明する。特に指定しない限り、％は質量％を意味する。
【００１７】
Ｃは、成形性と耐食性を劣化させ、Ｎｂ炭窒化物の析出を促進させて高温強度の低下をもたらす。Ｃの含有量は少ないほど良いため、０．０２％以下とする。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、Ｃ量は、好ましくは０．００３％〜０．０１５％である。
【００１８】
Ｎは、Ｃと同様に、成形性と耐食性を劣化させ、Ｎｂ炭窒化物の析出を促進させて高温強度の低下をもたらす。Ｎの含有量は少ないほど良いため、０．０２％以下とする。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、Ｎ量は、好ましくは０．００５〜０．０１８％である。
【００１９】
Ｓｉは、脱酸剤としても有用な元素であるが、耐酸化性を改善するために非常に重要な元素である。その効果は０．１０％以上で発生する。しかし、０．６０％超ではスケール剥離が起こりやすい傾向となる。このため、Ｓｉ量を０．１０〜０．６０％とする。また、熱疲労特性に関して、Ｓｉは、高温でＬａｖｅｓ相と呼ばれるＦｅとＮｂ，Ｍｏ，Ｗを主体とする金属間化合物の析出を促進する。このため、Ｓｉ量は０．１０超〜０．３０％が望ましい。
【００２０】
Ｍｎは、脱酸剤として添加される元素であるが、長時間使用中にＭｎ系酸化物を表層部に形成し、スケール密着性や異常酸化の抑制に寄与する。その効果は０．１０％以上で発現する。一方、０．８０％超の過度な添加は、常温の均一伸びを低下させる。またＭｎＳを形成して、耐食性を低下させたり、耐酸化性の劣化をもたらす。これらの観点から、Ｍｎ量の上限を０．８０％とする。また、高温延性やスケール密着性を考慮すると、Ｍｎ量は０．１０〜０．６０％が望ましい。
【００２１】
Ｃｒは、本実施形態において、耐酸化性確保のために必須な元素である。１５．０％未満では、その効果は発現せず、２１．０％超では、加工性を低下させたり、靭性の劣化をもたらす。このため、Ｃｒ量を１５．０〜２１．０％とする。更に、高温延性、製造コストを考慮すると、Ｃｒ量は１７．０〜１９．０％が望ましい。
【００２２】
Ｃｕは、熱疲労特性の向上に有効な元素である。これは、ε−Ｃｕが析出することによる析出硬化の作用であり、２．００％超のＣｕを添加することにより、前記作用は９５０℃程度の熱疲労寿命に著しく発揮される。一方、過度な量のＣｕを添加すると、均一伸びが低下し、常温耐力が高くなりすぎて、プレス成形性に支障が生じる。また、３．５０％超のＣｕを添加すると、高温域でオーステナイト相が形成されて、表面に異常酸化が生じやすくなる。このため、Ｃｕ量の上限値を３．５０％とする。Ｃｕ量が３．５０％超では、熱疲労特性も飽和する傾向となる。さらに、製造性やスケール密着性を考慮すると、Ｃｕ量は２．５０〜３．１５％が望ましい。
【００２３】
Ｎｂは、固溶強化およびＬａｖｅｓ相の微細析出による析出強化に必要な元素である。この固溶強化及び析出強化により熱疲労寿命が向上する。また、ＮｂはＣやＮを炭窒化物として固定し、製品板の耐食性やｒ値に影響する再結晶集合組織の発達に寄与する役割もある。本実施形態のＮｂ−Ｍｏ−Ｃｕ添加鋼においては、析出強化が０．３０％以上のＮｂを含有することで得られる。このため、Ｎｂ量の下限を０．３０％とする。また、０．８０％超の過度な量のＮｂの添加は、Ｌａｖｅｓ相の粗大化を促進して熱疲労寿命には寄与せず、かつコスト増になる。このため、Ｎｂ量の上限を０．８０％とする。更に、製造性およびコストを考慮すると、Ｎｂ量は０．４０〜０．６５％が望ましい。
【００２４】
Ｍｏは、耐食性を向上させるとともに、高温酸化を抑制する。またＭｏは、Ｌａｖｅｓ相の微細析出による析出強化および固溶強化に対して有効である。この析出強化及び固溶強化により熱疲労特性が向上する。しかし、過度な量のＭｏの添加は、Ｌａｖｅｓ相の粗大析出を促進し、析出強化能を低下させ、また加工性を劣化させる。本発明では、前述したＣｕ−Ｎｂ−Ｍｏ添加鋼において、Ｍｏ量が１．００％以上で、Ｌａｖｅｓ相の微細析出による析出強化および固溶強化が得られる。このため、Ｍｏ量の下限を１．００％とする。２．５０％超の過度な量のＭｏの添加は、Ｌａｖｅｓ相の粗大化を促進して熱疲労寿命には寄与せず、かつコスト増になる。このため、Ｍｏ量の上限を２．５０％とする。更に、製造性およびコストを考慮すると、Ｍｏ量は１．５０〜２．１０％が望ましい。耐酸化性を考慮すると、Ｍｏ量は１．６０〜１．９０％が望ましい。
【００２５】
Ｂは、製品のプレス加工時の２次加工性を向上させる元素でもあり、その効果は０．０００３％以上の量で発現する。ただし、過度な量のＢの添加は、硬質化や粒界腐食性を劣化させる。このため、Ｂ量の上限を０．００３０％とする。さらに、成形性や製造コストを考慮すると、Ｂ含有量は０．０００３〜０．００１５％が望ましい。
【００２６】
鋼板の結晶組織中のε−Ｃｕの存在形態について説明する。Ｃｕ量が２．００％超の場合、製品時のε−Ｃｕの最大粒子径が２００ｎｍ以下であれば、ε−Ｃｕ相の析出強化によって９５０℃における熱疲労特性を非常に効果的に向上させることができる。しかし、ε−Ｃｕの最大粒子径が２００ｎｍ超の場合、高温時の新たなε−Ｃｕの析出よりも、２００ｎｍ超のε−Ｃｕの成長のほうが優先され、析出強化が効果的に作用しなくなる。このため、ε−Ｃｕの最大粒子径の上限を２００ｎｍとする。また、最大粒子径が２０ｎｍ未満のε−Ｃｕを析出させると、微細なε−Ｃｕが緻密に分散し、加工性を劣化させる。このため、ε−Ｃｕの最大粒子径の下限を２０ｎｍとする。また、ε−Ｃｕの析出強化によって熱疲労特性をより有効に向上させるためには、ε−Ｃｕの最大粒子径は、３０〜１００ｎｍが望ましい。なお、ε−Ｃｕの最大粒子径が２０ｎｍ以上２００ｎｍ以下であれば、粒子径が２０ｎｍ以上２００ｎｍ以下のε−Ｃｕの析出密度は１０個／μｍ２以上となる。ε−Ｃｕの最大粒子径が２００ｎｍを超えるか２０ｎｍ未満であると、粒子径が２０ｎｍ以上２００ｎｍ以下のε−Ｃｕの析出密度は１０個／μｍ２未満となる。最大粒子径が、３０ｎｍ以上１００ｎｍ以下（ε−Ｃｕの望ましい粒子径の範囲）である場合も同様である。すなわち、ε−Ｃｕの最大粒子径が３０ｎｍ以上１００ｎｍ以下であれば、粒子径が３０ｎｍ以上１００ｎｍ以下のε−Ｃｕの析出密度は１０個／μｍ２以上となる。
【００２７】
また、高温強度等の諸特性をさらに向上させるため、以下の元素を添加してもよい。
【００２８】
Ｗは、Ｍｏと同様な効果を有し、熱疲労特性を向上させる元素である。この効果は０．０５％以上から安定して発現する。しかし過度の量のＷを添加するとＬａｖｅｓ相の粗大化を促進して、析出物を粗大化させてしまうとともに製造性および加工性を劣化させる。このため、Ｗ量は２．００％以下が好ましい。さらに、コストや耐酸化性等を考慮すると、Ｗ量は０．１０〜１．５０％が望ましい。
【００２９】
Ｍｇは、２次加工性を改善させる元素であり、０．０００２％以上のＭｇを添加することにより安定して効果を発揮する。しかしながら、０．００５０％超のＭｇを添加すると、加工性が著しく劣化するため、Ｍｇ量は０．０００２〜０．００５０％が好ましい。さらに、コストや表面品位を考慮すると、Ｍｇ量は０．０００２〜０．００２０％が望ましい。
【００３０】
Ｎｉは、耐食性を向上させる元素である。しかし、過度の量のＮｉを添加すると、高温域でオーステナイト相が形成されて表面に異常酸化およびスケール剥離が生じる。このため、Ｎｉ量の上限を１．０％とする。また、その作用は０．０５％から効果が発現し、０．１％から安定して発現するが、製造コストを考慮すると、Ｎｉ含有量は０．１〜０．６％が望ましい。
【００３１】
Ｃｏは、高温強度向上する元素である。しかしながら、１．０％超のＣｏを添加すると、製造性および加工性が著しく劣化する。このため、Ｃｏ量を１．０％以下とする。更に、コストを考慮すると、Ｃｏ量は０．０５〜０．５０％が望ましい。
【００３２】
Ｔａは、高温強度を向上させる元素であり、必要に応じて添加することができる。しかし、過度の量のＴａを添加すると、常温延性の低下や靭性の低下を招く。このため、Ｔａ量の上限を０．５０％とする。高温強度と延性・靭性を両立させるためには、Ｔａ量は０．０５％以上、０．３０％以下が好ましい。
【００３３】
Ａｌは、脱酸元素であり、また耐酸化性を向上させる元素である。Ａｌは、強化元素としての強度向上に有用である。その作用は０．１０％以上のＡｌ量で安定して発現する。しかし過度の量のＡｌの添加は、硬質化して均一伸びを著しく低下させ、かつ靭性が著しく低下する。このため、Ａｌ量の上限を１．０％とする。更に、表面疵の発生や溶接性、製造性を考慮すると、Ａｌ量は０．１〜０．３％が望ましい。なお、脱酸の目的でＡｌを添加する場合、鋼中に０．１０％未満のＡｌが不回避的不純物として残存する。
【００３４】
Ｖは、Ｎｂと共に微細な炭窒化物を形成し、析出強化の作用が生じて熱疲労寿命の向上に寄与する。この効果は０．０５％以上のＶの添加で安定して発現する。しかし、０．５０％超のＶを添加すると、Ｎｂ炭窒化物が粗大化して高温強度が低下し、熱疲労寿命および加工性が低下してしまう。このため、Ｖ量の上限を０．５０％とする。更に、製造コストや製造性を考慮すると、Ｖ量は０．０５〜０．３０％が望ましい。
【００３５】
Ｓｎは、固溶強化により熱疲労寿命を向上させる元素であり、０．０５％以上のＳｎの添加により安定して効果を発揮する。また、Ｓｎは、耐食性を向上させる元素でもあり、０．０１％以上のＳｎの添加で効果が発現する。しかしながら、０．５０％超のＳｎを添加すると、加工性が著しく劣化する。このため、Ｓｎ量を０．５０％以下とする。更に、コストや表面品位を考慮すると、Ｓｎ量は０．０５〜０．３０％が望ましい。
【００３６】
Ｓｂは、耐食性の向上に有効であり、必要に応じて、０．５％以下のＳｂを添加してもよい。特に、隙間腐食性の観点から、Ｓｂ量の下限は０．００５％が好ましい。さらに、製造性やコストの観点から、Ｓｂ量の下限は０．０１％が好ましい。コストの点から、Ｓｂ量の上限は０．１％が好ましい。
【００３７】
耐食性向上や水素脆化抑制のために、０．１％以下のＧａを添加してもよい。硫化物や水素化物形成の観点から、Ｇａ量の下限は０．０００５％が好ましい。製造性やコストの観点から、Ｇａ量は、好ましくは０．００１０％以上であり、更に好ましくは０．００２０％以上である。
【００３８】
Ｚｒは、ＮｂやＴｉなどと同様に、炭窒化物を形成してＣｒ炭窒化物の形成を抑制し、耐食性を向上させる。このため、必要に応じて０．０１％以上のＺｒを添加することが好ましい。また、０．３０％を超えたＺｒを添加しても、その効果は飽和し、大型酸化物の形成により表面疵の原因にもなる。このため、Ｚｒ量は、好ましくは０．０１〜０．３０％であり、より好ましくは０．２０％以下である。Ｚｒは、Ｔｉ，Ｎｂに較べると高価な元素であるため、製造コストを考慮すると、Ｚｒ量を０．０２％〜０．０５％とすることが望ましい。
【００３９】
ＲＥＭ（希土類金属）は、耐酸化性や酸化皮膜の密着性向上に効果を発現する元素である。効果を発現するにはＲＥＭ量（希土類金属元素の総量）の下限は０．００２％が好ましい。効果は０．２％のＲＥＭ量で飽和する。なお、ＲＥＭ（希土類元素）は、一般的な定義に従い、スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）の２元素と、ランタン（Ｌａ）からルテチウム（Ｌｕ）までの１５元素（ランタノイド）の総称を指す。これらのＲＥＭの元素のうちの１種を単独で添加してもよいし、２種以上の混合物を添加してもよい。
【００４０】
その他の成分について、本実施形態では特に規定されないが、本実施形態においては、Ｈｆ、Ｂｉ等を必要に応じて、０．００１〜０．１％の量で添加してもよい。なお、Ａｓ、Ｐｂ等の一般的に有害な元素や不純物元素の量は、できるだけ低減することが好ましい。
【００４１】
鋼板の製造方法については、仕上焼鈍における加熱するプロセスまでは一般的なフェライト系ステンレス鋼の製造方法で製造することができる。例えば、本実施形態の範囲の組成を有するフェライト系ステンレス鋼を溶解してスラブを製造する。スラブを１０００〜１３００℃に加熱し、次いで１１００〜７００℃の範囲で熱延し、４〜６ｍｍの熱延板を製造する。その後、８００〜１１００℃で焼鈍し、次いで酸洗を行い、焼鈍酸洗板を得る。その焼鈍酸洗板を冷延し、１．０〜２．５ｍｍの冷延板を作製する。その後、１０００〜１１００℃で仕上焼鈍を行い、次いで、酸洗を行う。これら工程によって鋼板を製造することが可能である。ただし、仕上焼鈍後の冷却速度に関しては、７００℃までの温度範囲における冷却速度が遅い場合、ε−Ｃｕが粗大化するとともにＬａｖｅｓ相などの析出物が多く析出する。この場合、熱疲労特性が発現せず、常温延性等の加工性が劣化する可能性がある。そのため、最終焼鈍温度から７００℃までの温度範囲における平均冷却速度を２０℃／秒以上に制御することが望ましい。平均冷却速度を２０℃／秒〜１００℃／秒に制御することで目的は達成される。平均冷却速度を２０℃／秒〜３０℃／秒に制御することで、冷却速度を制御することによる効果は十分に発現する。さらに製造性の向上を考慮した場合、平均冷速速度は、３０℃／秒以上が望ましく、５０℃／秒以上がさらに望ましい。また、Ｃｕの析出が最も著しく起きる７００〜５００℃の温度範囲では、過度な冷却を行った場合、２０ｎｍ未満の微細なε−Ｃｕ相が緻密に析出してしまい、常温の加工性を劣化させてしまう。また、ε−Ｃｕを析出させないためにさらに過度な冷却を行うと、板厚形状が劣化してしまう。そのため、冷却速度は一定の範囲で制御することが望ましい。本実施形態では、最大粒子径が２０ｎｍ以上のε−Ｃｕを析出させる必要があるため、過度な冷却はしないほうが好ましく、２０℃／秒以下の冷却速度で冷却することが望ましい。ただし、冷却速度が遅すぎると、ε−Ｃｕが粗大化し、熱疲労特性を向上させる効果が効果的に発現しない。このため、冷却速度の下限を３℃／秒とする。さらに、製造性を考慮すると、冷却速度は５℃／秒以上１５℃／秒以下が望ましい。また、熱延板の熱延条件、熱延板の厚さ、熱延板の焼鈍の有無、冷延条件、熱延板および冷延板の焼鈍温度、雰囲気などは適宜選択すれば良い。また、冷延・焼鈍を複数回繰り返したり、冷延・焼鈍後に調質圧延やテンションレベラーを付与しても構わない。更に、製品の板厚についても、要求される部材の厚さに応じて選択すれば良い。
【実施例】
【００４２】
＜サンプルの作製方法＞
表１、表２に示す成分組成の鋼を溶製して５０ｋｇのスラブを鋳造した。スラブを１１００〜７００℃で熱間圧延して５ｍｍ厚の熱延板とした。その後、熱延板を９００〜１０００℃で焼鈍し、次いで酸洗を施した。２ｍｍ厚まで冷間圧延し、焼鈍・酸洗を施して製品板とした。冷延板の焼鈍温度は、１０００〜１１００℃とした。表１のＮｏ．Ａ１〜Ａ２３は本発明例であり、表２のＮｏ．１８〜３９は比較例である。表１、２中、アンダーラインは本実施形態の範囲外であることを示し、「−」は添加していないことを示す。【００４３】
＜ε−Ｃｕの測定方法＞
冷延焼鈍板のサンプルとして電解研磨法により薄膜サンプルを採取し、透過型電子顕微鏡（ＦＥ−ＴＥＭ）により組織の観察を行った。２０，０００倍で任意の箇所を観察し、粒内析出したε−Ｃｕを１０枚撮影した。この倍率で、ε−Ｃｕの分布状態をほぼ均一に観察することが可能である。その写真をスキャナで取り込み、ε−Ｃｕのみに色画像処理をした。次いでＳｃｉｏｎ  Ｃｏｒｐｏｒａｔｉｏｎ製の画像解析ソフト「Ｓｃｉｏｎ  Ｉｍａｇｅ」を用いて各粒子の面積を求めた。粒子の面積から円相当径を算出して、ε−Ｃｕの粒子径を測定した。ＦＥ−ＴＥＭ付属のＥＤＳ装置（エネルギー分散型蛍光Ｘ線分析装置）にてＦｅ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｃｒを定量化することによって、析出物の種類を分類した。ε−Ｃｕは、ほぼ純Ｃｕであるので、Ｃｕ量が添加量を越える析出物をε−Ｃｕとした。ε−Ｃｕの評価は、最大粒子径の評価と析出密度の評価の２種類で行った。最大粒子径の評価に関して、ε−Ｃｕの最大粒子径が２０ｎｍ以上２００ｎｍ以下の鋼板を良（ｇｏｏｄ）と評価し、表中にＢと記載した。その中でもε−Ｃｕの最大粒子径が３０ｎｍ以上１００ｎｍ以下の鋼板を優（ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）と評価し、表中にＡと記載した。ε−Ｃｕの最大粒子径が２０ｎｍ未満又は２００ｎｍ超の鋼板を不合格（ｂａｄ）と評価し、表中にＣと記載した。析出密度の評価に関して、２０ｎｍ以上２００ｎｍ以下のε−Ｃｕの析出密度が１０個／μｍ２以上の鋼板を良（ｇｏｏｄ）と評価し、表中にＢと記載した。さらに３０ｎｍ以上１００ｎｍ以下のε−Ｃｕの析出密度が１０個／μｍ２以上の鋼板を優（ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）と評価し、表中にＡと記載した。２０ｎｍ以上２００ｎｍ以下のε−Ｃｕの析出密度が１０個／μｍ２未満の鋼板を不合格（ｂａｄ）と評価し、表中にＣと記載した。【００４４】
＜熱疲労試験方法＞
このようにして得られた製品板をパイプ状に巻き、板の端をＴＩＧ溶接で溶接して、３０ｍｍφのパイプを作製した。さらに、このパイプを３００ｍｍの長さに切断し、評点間２０ｍｍの熱疲労試験片を作製した。この試験片を、サーボパルサ型熱疲労試験装置（加熱方法は高周波誘導加熱装置）を用いて、拘束率２０％で大気中にて以下の熱処理サイクルを繰り返し、熱疲労寿命の評価を行った。
熱処理サイクル（１サイクル）：２００℃〜９５０℃まで１５０ｓｅｃで昇温。次いで９５０℃で１２０ｓｅｃ保持。次いで９５０℃〜２００℃までを１５０ｓｅｃで降温。
なお、亀裂が板厚を貫通したときの繰り返し数を熱疲労寿命と定義した。貫通は１００サイクル経過ごとに目視で確認した。熱疲労寿命が２５００サイクル以上の鋼板を良（ｇｏｏｄ）と評価し、表中にＢと記載した。熱疲労寿命が２８００サイクル以上の鋼板を優（ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）と評価し、表中にＡと記載した。熱疲労寿命が２５００サイクル未満の鋼板を不合格（ｂａｄ）と評価し、表中にＣと記載した。【００４５】
＜常温の加工性の評価方法＞
圧延方向を長手方向とするＪＩＳ１３Ｂ号試験片を作製した。そして、引張試験を行い、破断伸びを測定した。ここで、常温での破断伸びが２６％以上であれば、一般的な排気部品への加工が可能である。このため、２６％以上の破断伸びを有する鋼板を良（ｇｏｏｄ）と評価し、表中にＢと記載した。２６％未満の破断伸びを有する鋼板を不合格（ｂａｄ）と評価し、表中にＣと記載した。
得られた評価結果を表３，４に示す。【００４６】
【表１】
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【００４７】
【表２】
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【００４８】
【表３】
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【００４９】
【表４】
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【００５０】
＜評価結果＞
表３，４から明らかなように、本発明例は、本実施形態で規定する成分組成を有するとともにε−Ｃｕの最大粒径が本実施形態の範囲内である。この本発明例は、比較例に比べて９５０℃における熱疲労寿命が優れていることがわかる。
特に、全ての望ましい条件を満たす鋼Ｎｏ．Ａ６，Ａ１０，Ａ１１，Ａ１４，Ａ１６においては、熱疲労寿命がさらに良好である。また、常温での機械的性質において破断延性が良好であり、比較例と同等以上の加工性を有することがわかる。
鋼Ｎｏ．１８では、Ｃ量が本実施形態の範囲の上限を超えている。鋼Ｎｏ．１９では、Ｎ量が本実施形態の範囲の上限を超えている。このため、鋼Ｎｏ．１８，１９は、９５０℃の熱疲労寿命が本発明例に比べて低い。
鋼Ｎｏ．２０では、Ｓｉ量が本実施形態の範囲の上限を超えている。このため、熱疲労寿命が本発明例に比べて低く、加工性も低い。
鋼Ｎｏ．２１では、Ｍｎが過剰に添加されている。鋼Ｎｏ．２２では、Ｃｒが過剰に添加されている。このため、鋼Ｎｏ．２１，２２は、常温における延性が低い。
鋼Ｎｏ．２３では、Ｃｕ量が本実施形態の範囲の下限未満である。鋼Ｎｏ．２５では、Ｎｂ量が本実施形態の範囲の下限未満である。鋼Ｎｏ．２７では、Ｍｏ量が本実施形態の範囲の下限未満である。このため鋼Ｎｏ．２３，２５，２７は、熱疲労寿命が劣る。
鋼Ｎｏ．２４では、Ｃｕ量が本実施形態の範囲の上限を超えている。鋼Ｎｏ．２６では、Ｎｂ量が本実施形態の範囲の上限を超えている。鋼Ｎｏ．２８では、Ｍｏ量が本実施形態の範囲の上限を超えている。鋼Ｎｏ．２９では、Ｗ量が本実施形態の範囲の上限を超えている。このため、鋼Ｎｏ．２４，２６，２８，２９は、熱疲労寿命が優れているものの、常温延性が低い。
鋼Ｎｏ．３０では、Ｂ量が本実施形態の範囲の上限を超えている。鋼Ｎｏ．３１では、Ｍｇ量が本実施形態の範囲の上限を超えている。鋼Ｎｏ．３２では、Ｎｉ量が本実施形態の範囲の上限を超えている。鋼Ｎｏ．３３では、Ｃｏ量が本実施形態の範囲の上限を超えている。鋼Ｎｏ．３４では、Ａｌ量が本実施形態の範囲の上限を超えている。鋼Ｎｏ．３５では、Ｖ量が本実施形態の範囲の上限を超えている。鋼Ｎｏ．３６では、Ｓｎ量が本実施形態の範囲の上限を超えている。鋼Ｎｏ．３０〜３６は、熱疲労寿命が優れているものの常温延性が低い。
鋼Ｎｏ．３７では、成分組成が本実施形態の範囲内であるが、仕上焼鈍温度から７００℃までの冷却速度が遅い。このため、ε−Ｃｕの最大粒子径が２００ｎｍ超となり、熱疲労寿命および常温延性が低い。
鋼Ｎｏ．３８鋼では、成分組成が本実施形態の範囲内であるが、７００℃から５００℃までの冷却速度が速すぎる。このため、非常に微細なε−Ｃｕが析出してε−Ｃｕの最大粒子径が２０ｎｍ未満となり、熱疲労寿命は優位であるものの常温延性が劣っている。
鋼Ｎｏ．３９鋼では、成分組成が本実施形態の範囲内であるが、７００℃から５００℃までの冷却速度が遅すぎる。このため、非常に粗大なε−Ｃｕが析出してε−Ｃｕの最大粒子径が２００ｎｍ超となり、熱疲労寿命が劣っている。
なお、ε−Ｃｕの最大粒子径が２０ｎｍ以上２００ｎｍ以下であれば、粒子径が２０ｎｍ以上２００ｎｍ以下のε−Ｃｕの析出密度が１０個／μｍ２以上となっていることが分かる。またε−Ｃｕの最大粒子径が２００ｎｍを超えるか又は２０ｎｍ未満であると、粒子径が２０ｎｍ以上２００ｎｍ以下のε−Ｃｕの析出密度が１０個／μｍ２未満となっていることが分かる。
【産業上の利用可能性】
【００５１】
本実施形態のフェライト系ステンレス鋼は、耐熱性に優れるため、自動車排気系部材以外にも発電プラントの排気ガス経路部材としても用いることができる。さらに、本実施形態のフェライト系ステンレス鋼は、耐食性の向上に有効であるＭｏを含有しているので、耐食性が必要である用途にも用いることができる。
【図１】
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【図２】
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【国際調査報告】
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