(57)【要約】【課題】最高到達温度が高いタイプと低いタイプのいずれの排ガス経路部材に適用しても優れた熱疲労特性を呈し、かつ低温靭性にも優れたフェライト系ステンレス鋼を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０.０３％以下、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：１.５％以下、Ｎｉ：０.６％以下、Ｃｒ：１０〜２０％、Ｎｂ：０.５超え〜０.７％、Ｔｉ：０.０５〜０.３％、Ｃｕ：１超え〜２％、Ｖ：０.２％以下、Ｎ：０.０３％以下、Ｂ：０.０００５〜０.０２％、さらに必要に応じてＡｌ：０.１％以下、あるいはさらにＭｏ、Ｗ、Ｚｒ、Ｃｏの１種以上を合計で４％以下の範囲で含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、長径０.５μｍ以上のＣｕ相およびＮｂ化合物相がいずれも１０個／２５μｍ2以下である組織を有する自動車排ガス経路部材用ステンレス鋼。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０.０３％以下、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：１.５％以下、Ｎｉ：０.６％以下、Ｃｒ：１０〜２０％、Ｎｂ：０.５超え〜０.７％、Ｔｉ：０.０５〜０.３％、Ｃｕ：１超え〜２％、Ｖ：０.２％以下、Ｎ：０.０３％以下、Ｂ：０.０００５〜０.０２％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、下記（１）式で定義される［Ｔｉ］値に応じて下記（２）式または（３）式で定義される［Ｎｂ］値が０.５〜０.６５の範囲となる組成を有し、長径０.５μｍ以上のＣｕ相が１０個／２５μｍ2以下、かつ長径０.５μｍ以上のＮｂ化合物相が１０個／２５μｍ2以下に調整された組織を有する排ガス経路部材用ステンレス鋼。
［Ｔｉ］＝Ｔｉ−４（Ｃ＋Ｎ）  ……（１）
［Ｔｉ］≧０のとき、［Ｎｂ］＝Ｎｂ  ……（２）
［Ｔｉ］＜０のとき、［Ｎｂ］＝Ｎｂ＋０.５［Ｔｉ］  ……（３）
【請求項２】
さらにＡｌ：０.１質量％以下を含有する組成を有する請求項１に記載の排ガス経路部材用ステンレス鋼。
【請求項３】
さらにＭｏ、Ｗ、Ｚｒ、Ｃｏの１種以上を合計で４％以下の範囲で含有する組成を有する請求項１または２に記載の排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼。
【請求項４】
当該排ガス経路部材は自動車のエキゾーストマニホールド、触媒コンバーター、フロントパイプ、センターパイプのいずれかである請求項１〜３のいずれかに記載の自動車排ガス経路部材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、エキゾーストマニホールド、触媒コンバーターのケース（外筒）、フロントパイプ、センターパイプに代表される排ガス経路部材に用いるフェライト系ステンレス鋼、およびそれを用いた自動車排ガス経路部材に関する。
【背景技術】
【０００２】
エキゾーストマニホールド、触媒コンバーターのケース、フロントパイプ、センターパイプ等の排ガス経路部材には、耐熱性の良好なＳＵＳ４４４系の材料が多く使用されている。また、７００℃を超える高温領域での耐高温酸化性および高温強度を改善した材料として、特許文献１、２には、Ｃｕを１〜２質量％程度添加したフェライト系ステンレス鋼が開示されている。鋼中のＣｕは加熱によりＣｕ相として析出し、高温強度や熱疲労特性を向上させる作用を有する。この種のＣｕ含有鋼は排ガス温度が高いタイプのエンジンに接続される排ガス経路部材に特に適している。
【０００３】
【特許文献１】国際公開第０３／００４７１４号パンフレット
【特許文献２】特開２００６−１１７９８５号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
近年の自動車エンジンの排気ガス経路部材は、エンジン周りに搭載される各種装置の増加に伴って限られた空間に収容する必要性が高まり、厳しい加工が施されて使用される場合が増えている。このため、排ガス温度がさほど高くないエンジンに適用される部材においても極めて優れた熱疲労特性を具備し、かつ優れた低温靭性を有するものが要求されるようになってきた。
【０００５】
フェライト系ステンレス鋼の高温強度や熱疲労特性を改善する手段としては、前述の特許文献１、２ようにＣｕを適量添加する手段が知られており、特に特許文献２では７００℃を超える高温域での高温強度を高める目的でＮｂを最大０.６質量％まで含有させる手法を採用している。しかしながら、発明者らの詳細な調査によれば、特許文献１、２のＣｕ含有鋼では、最高到達温度が高い場合の熱疲労特性（例えば２００〜９００℃）は良好であるが、最高到達温度が低い場合の熱疲労特性（例えば２００〜７５０℃）に関してはＳＵＳ４４４系材料に若干劣る場合があることがわかってきた。このため、特許文献１、２の鋼は排気温度の高い高出力エンジン搭載車への適用には有利であるが、排気温度の比較的低い小型エンジン搭載車への適用にはあまり適していない。また、高出力エンジンであっても使い方によって排気温度が変動しうることから、排ガス経路部材としては最高到達温度が低い場合にも良好な熱疲労特性を呈する材料を使用することが望まれる。
【０００６】
本発明は、最高到達温度が高い場合と低い場合のいずれの排ガス経路部材に適用しても優れた熱疲労特性を呈し、かつ低温靭性にも優れた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。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
前述のように、最高到達温度が例えば９００℃以上と高い場合の熱疲労特性はＣｕ相の析出を利用することによって改善される。ところが、更なる検討の結果、最高到達温度が例えば７５０℃程度以下と低い場合の熱疲労特性については、Ｎｂの析出形態をコントロールすることによって改善されることが判明した。すなわち、Ｃｕ相とＮｉ化合物相の析出形態をコントロールすることにより、最高到達温度が高い場合と低い場合の両方に対応できるフェライト系ステンレス鋼が実現できる。
【０００８】
本発明では、質量％で、Ｃ：０.０３％以下、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：１.５％以下、Ｎｉ：０.６％以下、Ｃｒ：１０〜２０％、Ｎｂ：０.５超え〜０.７％、Ｔｉ：０.０５〜０.３％、Ｃｕ：１超え〜２％、Ｖ：０.２％以下、Ｎ：０.０３％以下、Ｂ：０.０００５〜０.０２％、さらに必要に応じてＡｌ：０.１％以下、あるいはさらにＭｏ、Ｗ、Ｚｒ、Ｃｏの１種以上を合計で４％以下の範囲で含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、下記（１）式で定義される［Ｔｉ］値に応じて下記（２）式または（３）式で定義される［Ｎｂ］値が０.５〜０.６５の範囲となる組成を有し、長径０.５μｍ以上のＣｕ相が１０個／２５μｍ2以下、かつ長径０.５μｍ以上のＮｂ化合物相が１０個／２５μｍ2以下に調整された組織を有する排ガス経路部材用ステンレス鋼が提供される。
［Ｔｉ］＝Ｔｉ−４（Ｃ＋Ｎ）  ……（１）
［Ｔｉ］≧０のとき、［Ｎｂ］＝Ｎｂ  ……（２）
［Ｔｉ］＜０のとき、［Ｎｂ］＝Ｎｂ＋０.５［Ｔｉ］  ……（３）
【０００９】
（１）式のＴｉ、Ｃ、Ｎの箇所、および（２）式、（３）式のＮｂの箇所には、質量％で表される当該元素の含有量の値が代入される。当該排ガス経路部材として、例えば自動車のエキゾーストマニホールド、触媒コンバーター、フロントパイプ、センターパイプが好適な対象となる。もちろん、自動車以外の各種排ガス経路部材として使用しても構わない。
【発明の効果】
【００１０】
本発明によれば、最高到達温度が高い場合の熱疲労特性（例えば２００〜９００℃）と、最高到達温度が低い場合の熱疲労特性（例えば２００〜７５０℃）とを同時に改善したフェライト系ステンレス鋼材が実現できた。したがって本発明のフェライト系ステンレス鋼は、排ガス経路部材として高い排ガス温度で使用される場合から低い排ガス温度で使用される場合まで幅広く適用することができる。また、この鋼材は自動車排ガス経路部材に求められる基本的な耐熱性（耐高温酸化性、高温強度）を具備しており、低温靭性にも優れるので、厳しい加工条件が要求される昨今の排ガス経路部材として極めて有用である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１１】
本発明の鋼は、ＣｕとＮｂを含有するものであり、Ｃｕ相とＮｂ化合物相の異なるタイプの析出相が実際の使用環境において形成されることにより、最高到達温度が高い場合でも低い場合でも、優れた熱疲労特性を発揮する。
【００１２】
種々検討の結果、後述の組成を満たす鋼において、長径０.５μｍ以上のＣｕ相が１０個／２５μｍ2以下、かつ長径０.５μｍ以上のＮｂ化合物相が１０個／２５μｍ2以下に調整された組織状態を呈しているとき、使用時の加熱によって微細析出物の形成が十分に起こり、熱疲労特性の顕著な改善がもたらされることがわかった。換言すれば、Ｃｕ相およびＮｂ化合物相とも、長径０.５μｍ以上の析出相が素材中にあらかじめ１０個／２５μｍ2を超える密度で多量に存在していると、加熱により微細な析出相が十分に生成せず、安定した熱疲労特性の改善効果が期待できない。なお、ＣｕあるいはＮｂが後述の規定を外れて過剰に含有されている場合は、素材中に粗大なＣｕ相あるいはＮｂ化合物相が存在していても、微細な析出相が生成可能であれば熱疲労特性の改善が可能な場合はある。しかしこの場合は、粗大な析出相の存在によって低温靭性が低下する等の弊害を招くので好ましくない。
【００１３】
Ｃｕ相は、いわゆるε−Ｃｕと呼ばれる析出相であり、これは１方向に成長しやすいため通常はロッド状の形状となる。Ｎｂ化合物相は、Ｆｅ2Ｎｂを主体とする析出物であり、Ｍｏを含有する場合はＦｅ2（Ｍｏ，Ｎｂ）の形態をとるのが一般的である。このＮｂ化合物相も１方向に成長しやすいため通常はロッド状の形状となる。したがって、これらの析出相のサイズは長径によって評価するのが妥当である。具体的には透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）による観察像に現れる析出物の長径（観察面における投影長さに相当するもの）を、ここでいう長径として採用すればよい。Ｃｕ相であるかＮｂ化合物相であるかは、ＴＥＭに備えられている分析装置（ＥＤＸなど）を用いて同定できる。なお、Ｎｂ炭化物、Ｎｂ窒化物はここでいうＮｂ化合物相から除かれる。炭化物および窒化物は、塊状または球状を呈することが多く、その形状から比較的容易にＦｅ2Ｎｂ型の析出相と区別できる。形状からの区別が困難な場合には、上述した分析装置（ＥＤＸなど）を用いて同定できる。
【００１４】
使用時の最高到達温度が９００℃程度あるいはそれ以上に高くなる場合には、その加熱によってＣｕは十分に再固溶し、主に５００〜７００℃で微細なＣｕ相が析出する。これにより、繰り返し加熱における疲労特性（すなわち熱疲労特性）が改善される。一方、最高到達温度が７５０℃程度以下と低いような繰り返し加熱の場合は、Ｃｕが十分に再固溶しない。このため、Ｃｕ相の微細析出による熱疲労特性の改善効果が十分に得られない。
【００１５】
本発明では、Ｃｕ相だけでは十分改善できない最高到達温度が低い場合の熱疲労特性をＮｂ化合物相の微細析出によって補う。Ｎｂ化合物相は、７００〜７５０℃の加熱によって極めて短時間ではあるが析出強化をもたらす。この短時間の析出強化現象が、２００〜７５０℃といった範囲での熱疲労特性を顕著に改善することがわかった。そのメカニズムについては現時点で不明な点が多いが、Ｎｂ化合物相による短時間の析出強化によって、繰り返し加熱の初期におけるラチェット変形や圧縮応力によるバルジングが抑制され、これが最高到達温度が低い場合の熱疲労特性にとって有利に作用しているものと推察される。
【００１６】
以下、成分組成について説明する。
ＣおよびＮは、一般的にはクリープ強度等の高温強度向上に有効な元素とされるが、過剰に含有すると酸化特性、加工性、低温靱性、溶接性が低下する。本発明ではＣ、Ｎとも０.０３質量％以下に制限する。
【００１７】
Ｓｉは、耐高温酸化性の改善に有効である。また、溶接時に雰囲気中の酸素と結合し、鋼中への酸素の侵入を防ぐ作用を呈する。しかし、Ｓｉ含有量が過剰になると硬さが上昇し、加工性、低温靱性の低下を招く。本発明ではＳｉ含有量は１質量％以下に制限され、例えば０.１〜０.６質量％に制限することもできる。
【００１８】
Ｍｎは、耐高温酸化性、特に耐スケール剥離性を改善する。また、Ｓｉと同様、溶接時に雰囲気中の酸素と結合し、鋼中への酸素の侵入を防ぐ作用を呈する。ただし過剰添加は加工性、溶接性を阻害する。またＭｎはオーステナイト安定化元素であるため、多量に添加するとマルテンサイト相が生成し易くなり、加工性等の低下要因となる。このためＭｎ含有量は１.５質量％以下に制限され、１.３質量％以下とすることがより好ましい。例えば０.１〜１質量％未満に規定することもできる。
【００１９】
Ｎｉは、オーステナイト安定元素であり、過剰に含有させるとＭｎと同様、マルテンサイト相の生成を招き、加工性等の低下要因となる。Ｎｉ含有量は０.６質量％まで許容される。
【００２０】
Ｃｒは、フェライト相を安定化するとともに、高温材料に重視される耐酸化性の改善に寄与する。ただし、過剰のＣｒ含有は鋼材の脆化や加工性低下を招く。このためＣｒ含有量は１０〜２０質量％とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは材料の使用温度に合わせて調整される。例えば、９５０℃までの優れた耐高温酸化性が要求される場合は１６質量％以上のＣｒ含有が望まれ、９００℃までであれば１２〜１６質量％の範囲で良い。
【００２１】
Ｎｂは、７００℃を超える高温域での高温強度を確保するために非常に有効な元素である。この高温強度の向上は、本成分系ではＮｂの固溶強化による寄与が大きいと考えられる。また、ＮｂはＣ、Ｎを固定し、靭性低下の防止にも有効である。これらのＮｂの作用は従来一般的なものであるが、本発明ではさらに、Ｎｂ化合物相の微細析出を利用して、最高到達温度が７５０℃程度以下と低い場合における熱疲労特性の向上を狙っている（前述）。このようなＮｂの作用を十分に得るためには０.５質量％を超えるＮｂ含有量を確保する必要があり、０.６質量％を超えるＮｂ含有量を確保することがより効果的である。ただし、過剰のＮｂ添加は加工性の低下、低温靱性の低下、溶接高温割れ感受性の増大を招くので、Ｎｂ含有量は０.７質量％以下に制限される。
【００２２】
一方、ＮｂはＣ、Ｎと結合しやすい。Ｎｂが炭化物、窒化物として消費されてしまうと、固溶Ｎｂによる高温強度の向上や、Ｎｂ化合物相による熱疲労特性の向上が不十分となる。そこで、下記（１）式で定義される［Ｔｉ］値に応じて下記（２）式または（３）式で定義される［Ｎｂ］値、すなわち有効Ｎｂ量を定義している。
［Ｔｉ］＝Ｔｉ−４（Ｃ＋Ｎ）  ……（１）
［Ｔｉ］≧０のとき、［Ｎｂ］＝Ｎｂ  ……（２）
［Ｔｉ］＜０のとき、［Ｎｂ］＝Ｎｂ＋０.５［Ｔｉ］  ……（３）
【００２３】
Ｃ、Ｎと結合しうる量以上のＴｉ含有量が確保されているとき、すなわち有効Ｔｉ量［Ｔｉ］が０以上のときは、（２）式のようにＮｂ含有量の値をそのまま有効Ｎｂ量［Ｎｂ］として採用してよい。一方、有効Ｔｉ量［Ｔｉ］が０より小さいときは、有効Ｔｉ量を補う分のＮｂ含有量を確保する必要があり、（３）式のようにＮｂ含有量より小さい値も有効Ｎｂ量［Ｎｂ］を採用する。
【００２４】
本発明では、Ｎｂ含有量：０.５超え〜０.７質量％の範囲において、さらに有効Ｎｂ量［Ｎｂ］を０.５〜０.６５の範囲に規定する。つまり、極めて狭い範囲でＮｂ含有量を厳密に規定することが、高温強度、低温靭性に加え、最高到達温度が低い場合の熱疲労特性を向上させる上で重要となる。
【００２５】
Ｔｉは、一般にＣ、Ｎを固定し、成形性の改善および靱性低下の防止に有効である。特に本発明では、前述のように有効Ｎｂ量を確保する観点からＴｉ含有量についても厳密な管理が必要である。具体的には、Ｔｉ含有量は０.０５質量％以上を確保する必要がある。しかし、過剰のＴｉ添加はＴｉＮの多量生成に起因する表面性状の劣化を招き、さらに溶接性、低温靱性にも悪影響を及ぼすようになる。このためＴｉ含有量は０.０５〜０.３質量％に規定される。
【００２６】
Ａｌは、脱酸剤であり、また耐高温酸化性を改善する元素である。本発明においては０.１質量％以下の範囲でＡｌを含有させることができる。過剰のＡｌ含有は溶接時に多量の酸化物を形成し、加工割れの起点として作用することがある。
【００２７】
Ｃｕは、高温強度を高める上で重要な元素である。すなわち、本発明では前述のようにＣｕ相の微細分散析出現象を利用して、特に最高到達温度が９００℃程度以上と高い場合における５００〜７００℃での強度を高める。そのためには１質量％を超えるＣｕ含有が必要である。ただし過剰のＣｕ含有は加工性、低温靱性、溶接性を低下させるのでＣｕ含有量は２質量％以下に制限される。
【００２８】
Ｖは、Ｎｂ、Ｃｕとの複合添加によって高温強度の向上に寄与する。また、Ｎｂとの共存により、加工性、低温靱性、耐粒界腐食感受性、溶接熱影響部の靱性を改善する。ただし、過剰添加すると却って加工性、低温靱性を招くようになるので、０.２質量％以下の範囲で含有させる。Ｖ含有量は０.０１〜０.２質量％の範囲とすることが望ましく、０.０３〜０.１５質量％とすることが一層好ましい。
【００２９】
Ｂは、二次加工脆性を改善するために有効である。そのメカニズムは粒界固溶Ｃの減少や粒界強化によるものと推察される。しかし、過剰のＢ添加は製造性や溶接性を劣化させる。本発明では０.０００５〜０.０２質量％の範囲でＢを含有させる。
【００３０】
Ｍｏ、Ｗ、Ｚｒ、Ｃｏは、本成分系のフェライト系ステンレス鋼の高温強度を向上させるために有効であり、必要に応じてこれらの１種以上を添加することができる。ただし、多量の添加は鋼の脆化を招くので、これらの元素を添加する場合はその合計含有量が４質量％以下となるようにする。合計含有量が０.５〜４質量％の範囲となるように添加することがより効果的である。
【００３１】
以上の組成を有するフェライト系ステンレス鋼は、一般的なステンレス鋼の製鋼プロセスにて溶製することができ、その後、例えば「熱間圧延→焼鈍→酸洗」の工程、あるいはさらに「冷間圧延→焼鈍→酸洗」を１回または複数回行う工程によって、板厚が例えば１〜２.５ｍｍ程度の焼鈍鋼板とする。ただし、仕上焼鈍においては、Ｎｂの析出温度域とＣｕの析出温度域において、それぞれ適正な冷却速度とすることが重要である。例えば仕上焼鈍条件として、鋼材を９５０〜１１００℃好ましくは１０００〜１１００℃に加熱した後、Ｎｂ化合物相の析出温度域である１０００〜７００℃の平均冷却速度（加熱温度が１０００℃未満のときは当該加熱温度から７００℃までの平均冷却速度）を３０超え〜１００℃／秒とし、Ｃｕ相の析出温度である７００〜４００℃の平均冷却速度を５〜５０℃／秒とする条件が採用できる。上記の組成調整とこのような熱処理条件によって、長径０.５μｍ以上のＣｕ相が１０個／２５μｍ2以下、かつ長径０.５μｍ以上のＮｂ化合物相が１０個／２５μｍ2以下に調整された組織状態の鋼材（焼鈍鋼板）を得ることができる。ここで、「仕上焼鈍」とは、鋼材の製造段階で行われる最後の焼鈍である。
【００３２】
この焼鈍鋼板を用いて排ガス経路部材が構築される。管状部材の場合は、上記焼鈍鋼板を所定の管形状にロールフォーミングし、素材の突き合わせ部を溶接することにより造管して、溶接鋼管を得る。溶接方法としては、ＴＩＧ溶接、レーザー溶接、高周波溶接等、公知の造管溶接法が適用できる。得られた鋼管は、必要に応じて熱処理工程や酸洗工程を経たのち、排ガス経路部材に成形加工される。
【実施例】
【００３３】
表１に示す組成のフェライト系ステンレス鋼を溶製し、「熱間圧延→焼鈍・酸洗→冷間圧延→仕上焼鈍・酸洗」の工程にて、板厚２ｍｍの焼鈍鋼板を得た。また、鋳造スラブの一部を用いて熱間鍛造にて直径約２５ｍｍの丸棒を作り、これを仕上焼鈍した。板材における仕上焼鈍、および棒材における仕上焼鈍は、鋼Ｎｏ.１９を除き、いずれも１０５０℃×均熱１分保持後、１０００℃から７００℃までの平均冷却速度が３０超え〜１００℃／秒の範囲となり、かつ７００℃から４００℃までの平均冷却速度が５〜５０℃／秒の範囲となる条件で行った。鋼Ｎｏ.１９では、１０００℃から７００℃までの平均冷却速度が１０〜２０℃／秒の範囲となるようにコントロールした以外、他の例と同様の条件で仕上焼鈍を行った（板材、棒材とも共通条件）。
【００３４】
【表１】
2008189974.tif 000002
【００３５】
板材の圧延方向および棒材の長手方向をそれぞれＬ方向と呼ぶとき、仕上焼鈍後の板材および棒材について、それぞれＬ方向に垂直な断面における金属組織観察を行った。透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いてＣｕ相およびＮｂ化合物相のサイズを調べ、２５μｍ2当たりに観察される長径０.５μｍ以上のＣｕ相およびＮｂ化合物相の数を計測した。１つの試料につき少なくとも１０視野の観察を行い、平均を採った。析出相の種類は、ＴＥＭに付属のＥＤＸ（エネルギー分散型蛍光Ｘ線分析）装置にてＦｅ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｃｕを定量化することにより分類した。析出相が微細な場合には鋼素地の成分元素が一緒に検出されるため、析出相に照準を当てた上記４元素の分析値においてＣｕが５０質量％以上となるものをＣｕ相、Ｎｂが３０質量％以上となるものをＮｂ化合物相と分類した。長径０.５μｍ以上のＣｕ相が１０個／２５μｍ2以下のものを○（良好）、それ以外のものを×（不良）として、表２のＣｕ相の欄に結果を示してある。また、長径０.５μｍ以上のＮｂ化合物相が１０個／２５μｍ2以下のものを○（良好）、それ以外のものを×（不良）として、表２のＮｂ化合物相の欄に結果を示してある。各鋼とも、板材と棒材との間で結果に差はなかったため、表２に示す析出相の評価は板材、棒材のいずれにも当てはまる。
【００３６】
板材を用い、衝撃試験を実施して低温靱性を評価した。衝撃を付与する方向が板の圧延方向となるようにＶノッチ衝撃試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４２の衝撃試験を−７５〜５０℃の範囲で２５℃ピッチで行い、延性脆性遷移温度を求めた。遷移温度が−２５℃より低いもの（−２５℃でも延性破面を呈するもの）を○（良好）、それ以外のものを×（不良）として評価した。
【００３７】
棒材を用いて熱疲労試験を実施し、２００〜７５０℃および２００〜９００℃の熱疲労特性を調べた。直径１０ｍｍ、平行部長さ２０ｍｍとなるように標点間部を切削加工し（標点間長さは１５ｍｍ）、標点間中央位置に直径が７ｍｍとなるよう、Ｒ＝５.７ｍｍの切欠きを設けた丸棒試験片を作製し、大気中にて下記の条件で試験および評価を行った。なお、応力が亀裂発生時の応力の７５％に低下したときの繰り返し数を熱疲労寿命と定義する。
【００３８】
〔２００〜７５０℃の熱疲労特性〕
拘束率（熱膨張に対する付与歪の比）を２５％とし、「２００℃×０.５分保持→昇温速度約３℃／秒で７５０℃まで昇温→７５０℃で２.０分保持→冷却速度約３℃／秒で２００℃まで冷却」を１サイクルとするヒートサイクルを繰り返し、熱疲労寿命が１８００サイクル以上を○（良好）、１５００サイクル以上１８００サイクル未満を△（やや不良）、１５００サイクル未満を×（不良）と評価し、○評価を合格とした。
【００３９】
〔２００〜９００℃の熱疲労特性〕
拘束率（熱膨張に対する付与歪の比）を２０％とし、「２００℃×０.５分保持→昇温速度約３℃／秒で９００℃まで昇温→９００℃で０.５分保持→冷却速度約３℃／秒で２００℃まで冷却」を１サイクルとするヒートサイクルを繰り返し、熱疲労寿命が９００サイクル以上を○（良好）、９００サイクル未満を×（不良）と評価し、○評価を合格とした。
これらの結果を表２に示す。
【００４０】
【表２】
2008189974.tif 000003
【００４１】
表２から判るように、本発明で規定する化学組成およびＣｕ相・Ｎｂ化合物相の析出形態を満たす本発明例のものは、最高到達温度が高い場合の熱疲労特性（２００〜９００℃）、および最高到達温度が低い場合の熱疲労特性（２００〜７５０℃）の両方が改善されており、低温靱性も良好であった。
【００４２】
これに対し、比較例であるＮｏ.１３〜１５、１７はＮｂ含有量が少なく、有効Ｎｂ量［Ｎｂ］も不足したため、最高到達温度が７５０℃と低い場合に微細なＮｂ化合物相の生成が不十分となって、２００〜７５０℃熱疲労特性に劣った。Ｎｏ.１６は、ＣｕおよびＮｂを過剰に含有するため、粗大なＣｕ相およびＮｂ化合物相が多く存在していたにも関わらず、熱疲労特性の改善が可能であった。しかし、低温靭性に劣った。Ｎｏ.１８はＳＵＳ４４４に相当する従来鋼であり、Ｃｕ含有量が低いが、Ｍｏ含有量が高いので２００〜９００℃での熱疲労特性は良好であった。しかし、有効Ｎｂ量が不十分であることから２００〜９００℃での熱疲労特性は改善されなかった。Ｎｏ.１９は本発明で規定する組成を有する鋼であるが、仕上焼鈍においてＮｂ化合物相析出温度域の冷却速度が遅すぎたことにより粗大なＮｂ化合物相が生成してしまい、その後の加熱で微細なＮｂ化合物相の析出が十分に起こらなかったので、２００〜７５０℃の熱疲労特性に劣った。また、粗大なＮｂ化合物相の影響により低温靭性にも劣った。