JP2012102397A - 耐熱性と加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼 - Google Patents

Abstract

【課題】Ｃｕによる耐酸化性の低下を防止しつつ、ＭｏやＷ等の高価な元素を添加することなく、耐熱性（耐酸化性、熱疲労特性および高温疲労特性）および加工性がともに優れるフェライト系ステンレス鋼を提供すること。
【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：１２％以上１６％未満、Ｎ：０．０１５％以下、Ｎｂ：０．３〜０．６５％、Ｔｉ：０．１５％以下、Ｍｏ：０．１％以下、Ｗ：０．１％以下、Ｃｕ：１．０〜２．５％、Ａｌ：０．２〜１．０％を含有し、かつＳｉ≧Ａｌを満たし、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。
【選択図】なし

Description

本発明は、自動車やオートバイの排気管、触媒外筒材(コンバーターケースともいう)や火力発電プラントの排気ダクト等の高温環境下で使用される排気系部材に用いて好適な、高い耐熱性（熱疲労特性、耐酸化性、高温疲労特性）および加工性を兼ね備えるフェライト系ステンレス鋼に関する。

自動車の排気系環境下で使用されるエキゾーストマニホールド、排気パイプ、コンバーターケース、マフラー等の排気系部材には、熱疲労特性や高温疲労特性、耐酸化性（以下、これらをまとめて「耐熱性」と呼ぶ。）に優れることが要求されている。エキゾーストマニホールド等はエンジンの始動・停止を繰り返すことにより加熱・冷却を受けるが、周辺部品との関係で拘束された状態であるため、素材自身の熱膨張や熱収縮が制限され熱歪が発生する。この熱歪に起因した疲労現象が熱疲労である。一方、エンジン始動中には加熱された状態で振動を受け続けることになる。この振動による歪の蓄積に起因した疲労現象が高温疲労である。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。

このような耐熱性が求められる用途には、現在、ＮｂとＳｉを複合添加したＣｒ含有鋼（例えば、ＪＦＥ４２９ＥＸ １４Ｃｒ−０．９Ｓｉ−０．４Ｎｂ鋼）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って、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、Ｎｂ−Ｓｉ複合添加鋼では、熱疲労特性が不十分となってきた。

この問題に対しては、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）、Ｃｒの含有量を下げて、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）。しかしながら、昨今におけるＭｏやＷ等の希少金属原料の異常な高騰から、安価な原料を用いて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た。

高価な元素である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２〜４に開示されているものが知られている。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開示されている。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開示されている。特許文献４には、１５〜２５ｍａｓｓ％Ｃｒ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。これらに開示された鋼はいずれも、Ｃｕを添加することによって、熱疲労特性を向上させているのが特徴である。

特開２００４−０１８９２１号公報 国際公開２００３／００４７１４号パンフレット 特開２００６−１１７９８５号公報 特開２０００−２９７３５５号公報

しかしながら、発明者らの研究によれば、上記特許文献２〜４に開示された技術のようにＣｕを添加した場合には、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し、総体的に見ると、耐熱性が劣化することが明らかとなってきた。

また、自動車車体の軽量化に伴い、エンジンスペースにおいてエキゾーストマニホールドが占有できるスペースが小さくなっていることから、エキゾーストマニホールドには複雑な形状にも加工できることが求められるようになっている。

本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、Ｃｕによる耐酸化性の低下を防止しつつ、ＭｏやＷ等の高価な元素を添加することなく、耐熱性（耐酸化性、熱疲労特性および高温疲労特性）および加工性がとも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。

なお、本発明でいう「耐熱性に優れる」とは、耐酸化性、熱疲労特性および高温疲労特性が、ＳＵＳ４４４と同等以上であることをいう。具体的には、耐酸化性については９５０℃における耐酸化性がＳＵＳ４４４と同等以上であること、熱疲労特性については１００−８５０℃間での繰り返しの熱疲労特性がＳＵＳ４４４と同等以上であること、高温疲労特性については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。また、本発明でいう「加工性に優れる」とは、室温における三方向平均伸びが３６％以上であることをいう。

発明者らは、従来技術が抱えるＣｕによる耐酸化性の低下を防止し、ＭｏやＷ等の高価な元素を添加することなく、耐酸化性と熱疲労特性を兼ね備えたフェライト系ステンレス鋼を開発す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％の範囲でこれらを複合して含有させることによって、幅広い温度域で高い高温強度が得られ、熱疲労特性が改善されること、また、Ｃｕを含有させることによる耐酸化性の低下は、適正量のＡｌ（０．２〜１．０ｍａｓｓ％）を含有させることにより防止し得ること、したがって、Ｎｂ，ＣｕおよびＡｌを上記適正範囲に制御することによって初めて、ＭｏやＷを添加しなくても、ＳＵＳ４４４と同等以上の耐熱性（熱疲労特性、耐酸化性）が得られることを見出した。また、実際にエキゾーストマニホールド等として使用した場合に想定されるような、水蒸気を含む環境下での耐酸化性を改善する手段について鋭意検討した結果、Ｓｉ量を適正化（０．４〜１．０ｍａｓｓ％）することにより、水蒸気雰囲気中における耐酸化性（以下、耐水蒸気酸化特性と呼ぶ）もＳＵＳ４４４と同等以上となることを見出した。

また、エキゾーストマニホールドのような自動車排気系部材等では使用中の振動による疲労に対する特性も重要である。そこで、発明者らは高温疲労特性改善手段について鋭意検討し、Ｓｉ量とＡｌ量のバランスを適正化（Ｓｉ≧Ａｌ）することにより、高温疲労特性もＳＵＳ４４４と同等以上となることを見出した。

さらに発明者らは、加工性および耐酸化性に及ぼすＣｒ量の影響について鋭意研究した結果、Ｃｒ量を低下させることで加工性を向上することができ、このときの耐酸化性には大きく影響しないことを明らかにした。

Ｃｒ量を低減することで加工性が向上することは従来から知られているが、Ｃｒ量を低減するだけでは耐酸化性が低下してしまうため、従来は特許文献１のようにＣｒの代わりにＭｏやＷを添加することで耐酸化性の低下を補ってきた。これに対し、Ａｌを適正量添加することにより、高価な元素であるＭｏやＷを添加することなくＣｒ量を低減しても優れた耐酸化性と加工性とを両立できることが判明した。

本発明は、本発明者の以上のような知見に基づいて完成されたものである。

すなわち、本発明は、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：１２％以上１６％未満、Ｎ：０．０１５％以下、Ｎｂ：０．３〜０．６５％、Ｔｉ：０．１５％以下、Ｍｏ：０．１％以下、Ｗ：０．１％以下、Ｃｕ：１．０〜２．５％、Ａｌ：０．２〜１．０％を含有し、かつＳｉ≧Ａｌを満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする耐熱性と加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼を提供する。

また、本発明は、さらに、ｍａｓｓ％で、Ｂ：０．００３％以下、ＲＥＭ：０．０８％以下、Ｚｒ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｃｏ：０．５％以下およびＮｉ：０．５％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耐熱性と加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼を提供する。

本発明によれば、高価なＭｏやＷを添加することなく、ＳＵＳ４４４(ＪＩＳＧ４３０５)と同等以上の耐熱性（熱疲労特性、耐酸化性、高温疲労特性）および優れた加工性を有するフェライト系ステンレス鋼を安価に得ることができる。したがって、本発明の鋼は、自動車排気系部材に好適である。

熱疲労試験片を説明する図である。 熱疲労試験における温度、拘束条件を説明する図である。 高温疲労試験片を説明する図である。 熱疲労特性に及ぼすＣｕ含有量の影響を示すグラフである。 耐酸化性（酸化増量）に及ぼすＡｌ含有量の影響を示すグラフである。 耐水蒸気酸化特性（酸化増量）に及ぼすＳｉ含有量の影響を示すグラフである。 高温疲労特性に及ぼすＳｉ含有量−Ａｌ含有量（Ｓｉ−Ａｌ）の影響を示すグラフである。 耐水蒸気酸化特性（酸化増量）に及ぼすＣｒ含有量の影響を示すグラフである。 室温における三方向平均伸びに及ぼすＣｒ含有量の影響を示すグラフである。

まず、本発明を完成するに至った基礎実験について、説明する。なお、以下の説明において、成分における％表示は全てｍａｓｓ％である。
Ｃ：０．００５〜０．００７％、Ｎ：０．００４〜０．００６％、Ｐ：０．０２〜０．０３％、Ｓ：０．００２〜０．００４％、Ｓｉ：０．８５％、Ｍｎ：０．４％、Ｃｒ：１４％、Ｎｂ：０．４５％、Ａｌ：０．３５％、Ｔｉ：０．００７％、Ｍｏ：０．０１〜０．０３％、Ｗ：０．０１〜０．０３％の成分組成をベースとし、Ｃｕの含有量を０〜３％の範囲内で変化させた鋼を、実験室的に溶製して５０ｋｇ鋼塊とし、この鋼塊を鍛造し、熱処理して断面積が３５ｍｍ×３５ｍｍの鋼材とし、この鋼材から、図１に示したような寸法の熱疲労試験片を作製した。そして、図２に示したような、拘束率：０．３０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小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：１９％−Ｍｏ：２％−Ｎｂ：０．５％鋼）についても、同様の試験を行った。

図４は上記熱疲労試験における熱疲労寿命に及ぼすＣｕ含有量の影響を示したものである。この図から、Ｃｕ含有量を１．０％以上とすることにより、ＳＵＳ４４４の熱疲労寿命（約１３５０サイクル）と同等以上の熱疲労寿命が得られること、したがって、熱疲労特性を改善するには、Ｃｕ含有量を１．０％以上とすることが有効であることがわかる。

次に、Ｃ：０．００６％、Ｎ：０．００７％、Ｐ：０．０２〜０．０３％、Ｓ：０．００２〜０．００４％、Ｍｎ：０．２％、Ｓｉ：０．８５％、Ｃｒ：１４％、Ｎｂ：０．４９％、Ｃｕ：１．５％、Ｔｉ：０．００７％、Ｍｏ：０．０１〜０．０３％、Ｗ：０．０１〜０．０３％の成分組成をベースとし、Ａｌ含有量を０〜２％の範囲内で変化させた鋼を、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。上記のようにして得た冷延鋼板から３０ｍｍ×２０ｍｍの試験片を切り出し、この試験片上部に４ｍｍφの穴をあけ、表面および端面を＃３２０のエメリー紙で研磨し、脱脂後、下記の大気中連続酸化試験に供した。

＜大気中連続酸化試験＞
上記試験片を、９５０℃に加熱された大気雰囲気の炉中に２００時間保持し、加熱試験前後における試験片の質量の差を測定し、単位面積当たりの酸化増量（ｇ／ｍ^２）を求めた。

図５は上記大気中連続酸化試験における酸化増量に及ぼすＡｌ含有量の影響を示したものである。この図から、Ａｌ含有量を０．２％以上とすることで、ＳＵＳ４４４と同等以上の耐酸化性（酸化増量：１９ｇ／ｍ^２以下）が得られることがわかる。

次に、Ｃ：０．００６％、Ｎ：０．００７％、Ｐ：０．０２〜０．０３％、Ｓ：０．００２〜０．００４％、Ｍｎ：０．２％、Ａｌ：０．４５％、Ｃｒ：１４％、Ｎｂ：０．４９％、Ｃｕ：１．５％、Ｔｉ：０．００７％、Ｍｏ：０．０１〜０．０３％、Ｗ：０．０１〜０．０３％の成分組成をベースとし、Ｓｉ含有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。上記のようにして得た冷延鋼板から３０ｍｍ×２０ｍｍの試験片を切り出し、この試験片上部に４ｍｍφの穴をあけ、表面および端面を＃３２０のエメリー紙で研磨し、脱脂後、下記の水蒸気雰囲気連続酸化試験に供した。

＜水蒸気雰囲気中連続酸化試験＞
上記試験片を用いて、９５０℃に加熱された１０ｖｏｌ％ＣＯ_２−２０ｖｏｌ％Ｈ_２Ｏ−５ｖｏｌ％Ｏ_２−ｂａｌ．Ｎ_２ガスを０．５Ｌ／ｍｉｎで流し、水蒸気雰囲気で９５０℃に加熱された炉中に２００時間保持し、加熱試験前後における試験片の質量の差を測定し、単位面積当たりの酸化増量（ｇ／ｍ^２）を求めた。

図６は上記水蒸気酸化試験における酸化増量に及ぼすＳｉ含有量の影響を示したものである。この図から、Ｓｉ含有量を０．４％以上としないとＳＵＳ４４４同等の耐酸化性（酸化増量：３７ｇ／ｍ^２以下）が得られないことがわかる。

次に、Ｃ：０．００６％、Ｎ：０．００７％、Ｐ：０．０２〜０．０３％、Ｓ：０．００２〜０．００４％、Ｍｎ：０．２％、Ｃｒ：１４％、Ｎｂ：０．４９％、Ｃｕ：１．５％、Ｔｉ：０．００７％、Ｍｏ：０．０１〜０．０３％、Ｗ：０．０１〜０．０３％の成分組成をベースとし、これにＳｉ、Ａｌの含有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。上記のようにして得た冷延鋼板から図３に示すような形状の疲労試験片を作製し、下記の高温疲労試験に供した。

＜高温疲労試験＞
上記試験片を用い、シェンク式疲労試験機により８５０℃において１３００ｒｐｍで鋼板を両振りすることにより評価した。なお、試験時には鋼板表面に７０ＭＰａの曲げ応力を負荷した。高温疲労特性は、破断までの疲労回数（サイクル）で評価した。

図７は上記高温疲労試験における疲労回数（サイクル）に及ぼすＳｉ−Ａｌの影響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（２４×１０^５サイクル）を得るためには、Ｓｉ≧Ａｌを満たす必要があることがわかる。

次に、Ｃ：０．００６％、Ｎ：０．００７％、Ｐ：０．０２〜０．０３％、Ｓ：０．００２〜０．００４％、Ｍｎ：０．２％、Ｓｉ：０．８５％、Ａｌ：０．４５％、Ｎｂ：０．４９％、Ｃｕ：１．５％、Ｔｉ：０．００７％、Ｍｏ：０．０１〜０．０３％、Ｗ：０．０１〜０．０３％の成分組成をベースとし、Ｃｒ含有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。上記のようにして得た冷延鋼板から３０ｍｍ×２０ｍｍの試験片を切り出し、この試験片上部に４ｍｍφの穴をあけ、表面および端面を＃３２０のエメリー紙で研磨し、脱脂後、上記水蒸気酸化試験に供した。

図８は上記水蒸気酸化試験における酸化増量に及ぼすＣｒ含有量の影響を示したものである。この図から、Ｃｒ含有量が１２％以上であればＳＵＳ４４４と同等の耐酸化性（酸化増量：３７ｇ／ｍ^２以下）を得ることができることがわかる。

また、これら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）、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た。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（％）＝（Ｅ_Ｌ＋２Ｅ_Ｄ＋Ｅ_Ｃ）／４
ここで、Ｅ_Ｌ：Ｌ方向のＥｌ（％）、Ｅ_Ｄ：Ｄ方向のＥｌ（％）、Ｅ_Ｃ：Ｃ方向のＥｌ（％）

図９はその際の三方向（Ｌ、Ｃ、Ｄ方向）の平均伸びの値に及ぼすＣｒ含有量の影響を示したものである。この図に示すように、Ｃｒ含有量が１６％未満の場合に三方向（Ｌ、Ｃ、Ｄ方向）の平均伸び３６％以上の良好な加工性が得られることがわかる。

本発明は、以上のような基礎実験の結果に基づき、さらに検討を加えた結果完成されたものである。

以下、本発明に係るフェライト系ステンレス鋼について詳細に説明する。
まず、本発明の成分組成について説明する。

Ｃ：０．０１５％以下
Ｃは、鋼の強度を高めるのに有効な元素であるが、０．０１５％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、本発明では、Ｃ含有量を０．０１５％以下とする。なお、成形性を確保する観点からは、Ｃ含有量は低いほど好ましく、０．００８％以下とするのが望ましい。一方、排気系部材としての強度を確保するには、Ｃ含有量は０．００１％以上含有することが好ましく、より好ましくは、０．００２〜０．００８％の範囲である。

Ｓｉ：０．４〜１．０％
Ｓｉは、水蒸気雰囲気中での耐酸化性向上のために重要な元素である。図６に示したように、ＳＵＳ４４４と同等の耐水蒸気酸化特性を得るためには０．４％以上含有させることが必要である。一方、Ｓｉ含有量が１．０％を超えると加工性が著しく低下する。このため、Ｓｉ含有量を０．４〜１．０％の範囲とする。より好ましくは、０．４〜０．８％の範囲である。Ｓｉ含有量を０．４％以上とすることにより耐水蒸気酸化特性が向上する詳細なメカニズムは必ずしも明らかではないが、Ｓｉを０．４％以上とすること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を抑制することで耐水蒸気酸化特性が向上したものと考えられる。より厳しい環境下での耐酸化性を必要とする場合は、Ｓｉ含有量を０．５％以上とすることが好ましい。

Ｍｎ：１．０％以下
Ｍｎは、鋼の強度を高める元素であり、脱酸剤としての作用も有するが、過剰に含有すると高温でγ相が生成しやすくなり、耐熱性を低下させる。このため、Ｍｎ含有量を１．０％以下とする。好ましくは、０．７％以下である。また、強度を高める効果および脱酸効果を得るためには、０．０５％以上が好ましい。

Ｐ：０．０４０％以下
Ｐは、靭性を低下させる有害元素であり、可能な限り低減するのが望ましい。このため、Ｐ含有量を０．０４０％以下とする。好ましくは、０．０３０％以下である。

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、できるだけ低減するのが望ましい。このため、Ｓ含有量を０．０１０％以下とする。好ましくは、０．００５％以下である。

Ｃｒ：１２％以上１６％未満
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、その含有量が１２％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、特にその含有量が１６％以上になると、上記弊害が顕著となる。このため、Ｃｒ含有量を１２％以上１６％未満の範囲とする。より好ましくは、１２〜１５％の範囲である。

Ｎ：０．０１５％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、０．０１５％を超えて含有すると、上記低下が顕著となる。このため、Ｎ含有量を０．０１５％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、０．０１０％未満とするのが望ましい。

Ｎｂ：０．３〜０．６５％
Ｎｂは、Ｃ，Ｎと炭化物、窒化物または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効果を有する元素である。このような効果は、０．３％以上含有させることで認められる。一方、その含有量が０．６５％を超えると、ＦｅとＮｂの金属間化合物であるＬａｖｅｓ相（Ｆｅ_２Ｎｂ）が析出しやすくなり、脆化を促進する。このため、Ｎｂ含有量を０．３〜０．６５％の範囲とする。好ましくは、０．４〜０．５５％の範囲である。

Ｍｏ：０．１％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０．１％以下の範囲で混入することがある。このため、Ｍｏ含有量を０．１％以下とする。

Ｗ：０．１％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０．１％以下の範囲で混入することがある。このため、Ｗ含有量を０．１％以下とする。

Ｃｕ：１．０〜２．５％
Ｃｕは、熱疲労特性の向上には非常に有効な元素である。図３に示したように、ＳＵＳ４４４と同等以上の熱疲労特性を得るには、Ｃｕ含有量を１．０％以上とすることが必要である。しかし、その含有量が２．５％を超えると、熱処理後の冷却時にε−Ｃｕが析出し、鋼が著しく硬質化するとともに、熱間加工時に脆化を起こしやすくなる。さらに重要なことは、Ｃｕを含有させることにより、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し、総体的に見ると、耐熱性が低下してしまうことである。この原因は、必ずしも明らかになっているわけではないが、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。このため、Ｃｕ含有量を１．０〜２．５％の範囲とする。より好ましくは、１．１〜１．８％の範囲である。

Ｔｉ：０．１５％以下
Ｔｉは、Ｎｂと同様、Ｃ，Ｎを固定して、耐食性や成形性、溶接部の粒界腐食性を向上させる作用を有する。しかし、そのような効果は、Ｎｂを含有している本発明の成分系では、その含有量が０．１５％を超えると飽和するとともに、固溶硬化によって鋼が硬質化する。このため、Ｔｉ含有量を０．１５％以下とする。ＴｉはＮｂと比べてＮと結合しやすく粗大なＴｉＮを形成しやすい。粗大なＴｉＮは亀裂の起点となりやすく靭性を低下させるので、熱延板の靭性が必要な場合には０．０１％以下とするのが好ましい。なお、本発明ではＴｉは積極的に含有させる必要はなく、したがって、下限は０％を含むものである。

Ａｌ：０．２〜１．０％
Ａｌは、図５に示したように、Ｃｕ添加鋼の耐酸化性を向上するために必要不可欠な元素である。また、Ａｌは、鋼中に固溶することにより固溶強化元素としても作用し、特に８００℃を超える温度での高温強度を上昇させる効果を持つため、本発明において高温疲労特性向上のため重要な元素である。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Ａｌは０．２％以上含有させることが必要である。一方、１．０％を超えて含有させると、鋼が硬質化して加工性が低下する。よって、Ａｌ含有量を０．２〜１．０％の範囲とする。より好ましくは、０．３〜１．０％の範囲である。一層好ましくは、０．３〜０．５％の範囲である。

Ｓｉ≧Ａｌ
上述のように、Ａｌは、鋼中に固溶することにより固溶強化元素としても作用し、特に８００℃を超える温度での高温強度を上昇させる効果を持つため、本発明において高温疲労特性向上のため重要な元素であり、ＳｉはこのようなＡｌの固溶強化作用を有効に活用するために重要な元素である。Ｓｉ量がＡｌ量よりも少ない場合、高温においてＡｌが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、Ａｌは強化に寄与しなくなってしまう。一方，Ｓｉ量がＡｌ量より多ければＳｉが優先的に酸化し、鋼板表面に緻密な酸化物層を連続的に形成する。この酸化物層が酸素や窒素の拡散の障壁となり、外部からの酸素や窒素の拡散が抑制されるため、Ａｌは酸化や窒化することなく固溶状態が保たれ、固溶強化によって鋼を強化して高温疲労特性を向上させることができる。このためＳＵＳ４４４と同等以上の高温疲労特性を得るにはＳｉ≧Ａｌを満たす必要がある。

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、下記の範囲で含有させてもよい。

Ｂ：０．００３％以下
Ｂは、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。しかし、その含有量が０．００３０％を超えると、ＢＮを生成して加工性を低下させる。このため、Ｂを含有させる場合は、その含有量を０．００３０％以下とする。上記効果は０．０００４％以上で有効に発揮されるため、０．０００４〜０．００３０％の範囲がより好ましい。

ＲＥＭ：０．０８％以下、Ｚｒ：０．５％以下
ＲＥＭ（希土類元素）およびＺｒはいずれも、耐酸化性を改善する元素であり、本発明では、必要に応じて含有させることができる。しかし、ＲＥＭ含有量が０．０８０％を超えると鋼が脆化し、また、Ｚｒ含有量が０．５０％を超えるとＺｒ金属間化合物が析出してやはり鋼が脆化する。このため、ＲＥＭを含有させる場合はその含有量を０．０８０％以下、Ｚｒを含有させる場合はその含有量を０．５０％以下とする。上記効果は、ＲＥＭが０．０１％以上、Ｚｒが０．００５％以上で有効に発揮されるため、ＲＥＭ含有量は０．０１〜０．０８０％、Ｚｒ含有量は０．００５〜０．５０％の範囲が好ましい。

Ｖ：０．５％以下
Ｖは、加工性の向上および耐酸化性に有効な元素である。しかし、その含有量が０．５０％を超えると、粗大なＶ（Ｃ，Ｎ）を析出し、表面性状を劣化させる。このため、Ｖを含有させる場合は、その含有量を０．５０％以下とする。加工性および耐酸化性を向上させる効果は、０．１５％以上で有効に発揮されるため、０．１５〜０．５０％が好ましい。より好ましくは、０．１５〜０．４％の範囲である。

Ｃｏ：０．５％以下
Ｃｏは、靭性の向上に有効な元素であるとともに、高温強度を上昇させる元素である。しかし、Ｃｏは、高価な元素であり、また、その含有量が０．５％を超えても、上記効果は飽和する。このため、Ｃｏを含有させる場合は、その含有量を０．５％以下とする。上記効果は０．０２％以上で有効に発揮されるため、０．０２〜０．５％の範囲が好ましい。より好ましくは、０．０２〜０．２％の範囲である。

Ｎｉ：０．５％以下
Ｎｉは、靭性を向上させる元素である。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、その含有量が０．５％を超えると耐酸化性を低下させる。このため、Ｎｉを含有させる場合は、その含有量を０．５％以下とする。上記効果は０．０５％以上で有効に発揮されるため、０．０５〜０．５％の範囲が好ましい。より好ましくは、０．０５〜０．４％の範囲である。

残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物のうちＯは０．０１０％以下、Ｓｎは、０．００５％以下、Ｍｇは０．００５％以下、Ｃａは０．００５％以下とすることが好ましい。より好ましくは、Ｏは０．００５％以下、Ｓｎは、０．００３％以下、Ｍｇは０．００３％以下、Ｃａは０．００３％以下である。

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は、フェライト系ステンレス鋼の通常の製造方法により製造することができ、その製造条件は特に限定されるものではない。例えば、転炉、電気炉等の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方法を好適な製造方法として挙げることができる。なお、上記冷間圧延は、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を行ってもよく、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、場合によっては、熱延板焼鈍は省略してもよく、鋼板表面の光沢性が要求される場合には、冷延後あるいは仕上焼鈍後、スキンパスを施してもよい。

より好ましい製造条件としては、以下に示すようなものを挙げることができる。
熱間圧延工程および冷間圧延工程の一部条件を特定条件とすることが好ましい。また、製鋼においては、前記必須成分および必要に応じて含有させる成分を含有する溶鋼を、転炉あるいは電気炉等で溶製し、ＶＯＤ法により二次精錬を行うのが好ましい。溶製した溶鋼は、公知の製造方法にしたがって鋼素材とすることができるが、生産性および品質の観点から、連続鋳造法によるのが好ましい。連続鋳造して得られた鋼素材は、例えば、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、板材以外として加工することもできる。この熱延板は、必要に応じて、６００〜８００℃のバッチ式焼鈍あるいは９００〜１１００℃の連続焼鈍を施した後、酸洗等により脱スケールされ熱延板製品となる。また、必要に応じて、酸洗の前にショットブラストしてスケール除去してもよい。

さらに、冷延焼鈍板を得るためには、上記で得られた熱延焼鈍板が、冷間圧延工程を経て冷延板とされる。この冷間圧延工程では、生産上の都合により、必要に応じて中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を行ってもよい。１回または２回以上の冷間圧延からなる冷延工程の総圧下率を６０％以上、好ましくは７０％以上とする。冷延板は、９００〜１１５０℃、さらに好ましくは９５０〜１１２０℃の連続焼鈍（仕上げ焼鈍）、次いで酸洗を施されて、冷延焼鈍板とされる。また、用途によっては、冷延焼鈍後に軽度の圧延（スキンパス圧延等）を加えて、鋼板の形状、品質調整を行うこともできる。

このような製造方法により得られた熱延板製品、あるいは冷延焼鈍板製品を用い、それぞれの用途に応じた曲げ加工等を施し、自動車やオートバイの排気管、触媒外筒材および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（例えばセパレーター、インターコネクター、改質器等）に成形される。これらの部材を溶接するための溶接方法は、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方法や、スポット溶接、シーム溶接等の抵抗溶接方法、および電縫溶接方法などの高周波抵抗溶接、高周波誘導溶接が適用可能である。

［実施例１］
表１に示す成分組成を有するＮｏ．１〜２３の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、１０４０℃で仕上焼鈍し、平均冷却速度５℃／ｓｅｃで冷却し、酸洗して板厚が２ｍｍの冷延焼鈍板とした。Ｎｏ．１〜１１は本発明の範囲内の本発明例、Ｎｏ．１２〜２３は本発明の範囲から外れる比較例である。なお、比較例のうち、Ｎｏ．１９は、Ｎｂ−Ｓｉ複合添加鋼の例としてＪＦＥ４２９ＥＸの組成に相当するものであり、Ｎｏ．２０は、ＳＵＳ４４４の組成に相当するものであり、Ｎｏ．２１、２２、２３は、それぞれ特許文献２の発明例３、特許文献３の発明例３、特許文献４の発明例５の組成に相当するものである。

以上のようにして得られたＮｏ．１〜２３の冷延焼鈍板について、以下に示す２種類の耐酸化性試験、高温疲労試験、室温引張試験に供した。

＜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℃に加熱保持され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、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／ｍ^２）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。

＜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、脱脂を行った。その後１０ｖｏｌ％ＣＯ_２−２０ｖｏｌ％Ｈ_２Ｏ−５ｖｏｌ％Ｏ_２−ｂａｌ．Ｎ_２ガスを０．５Ｌ／ｍｉｎで流して水蒸気雰囲気にし、かつ９５０℃に加熱された炉中に２００時間保持し、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／ｍ^２）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３に示すような形状の試験片を切り出し、シェンク式疲労試験機により８５０℃において１３００ｒｐｍで鋼板を両振りした。なお、試験時には鋼板表面に７０ＭＰａの曲げ応力を付与し、破断までのサイクル数で評価した。

＜室温引張試験＞
上記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）、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号引張試験片をそれぞれ作製し、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（％）＝（Ｅ_Ｌ＋２Ｅ_Ｄ＋Ｅ_Ｃ）／４
ここで、Ｅ_Ｌ：Ｌ方向のＥｌ（％）、Ｅ_Ｄ：Ｄ方向のＥｌ（％）、Ｅ_Ｃ：Ｃ方向のＥｌ（％）

［実施例２］
実施例１において２分割した５０ｋｇ鋼塊の残り鋼塊を、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。その後、このシートバーを鍛造し、３５ｍｍ□のバーとし、１０４０℃で焼鈍後、機械加工し、図１に示した寸法の熱疲労試験片に加工し、以下に示す熱疲労試験に供した。

＜熱疲労試験＞
熱疲労試験は、拘束率０．３０で、１００℃と８５０℃の温度間を繰り返して昇温・降温し、熱疲労寿命を測定した。この際、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。また、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小のサイクル数とした。

上記実施例１の大気中連続酸化試験、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および実施例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、本発明の範囲内である本発明例の鋼は、いずれもＳＵＳ４４４と同等以上の耐熱性（耐酸化性、熱疲労特性、高温疲労特性）かつ室温における三方向（Ｌ、Ｃ、Ｄ方向）の平均伸び３６％以上の優れた加工性を有しており、本発明の目標を満たしていることが確認された。これに対して、本発明の範囲を外れる比較例の鋼は、耐酸化性、熱疲労特性、高温疲労特性、および加工性のいずれかが劣っており、本発明の目標が達成されていないことが確認された。

本発明の鋼は、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。

Claims (2)

1. 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：１２％以上１６％未満、Ｎ：０．０１５％以下、Ｎｂ：０．３〜０．６５％、Ｔｉ：０．１５％以下、Ｍｏ：０．１％以下、Ｗ：０．１％以下、Ｃｕ：１．０〜２．５％、Ａｌ：０．２〜１．０％を含有し、かつＳｉ≧Ａｌを満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする耐熱性と加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼。
2. さらに、ｍａｓｓ％で、Ｂ：０．００３％以下、ＲＥＭ：０．０８％以下、Ｚｒ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｃｏ：０．５％以下およびＮｉ：０．５％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に記載の耐熱性と加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼。

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